KR20230137452A - 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그들의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 클래드 강판을 제공한다. 모재와, 모재의 표리면의 합재를 갖는 클래드 강판으로 하고, 모재 및 합재의 성분 조성 및 강 조직을 적정하게 제어하고, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 260 이하, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를, 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값을 0.80 이하로 하고, 모재와 합재의 경계 조도를 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하로 하고, 모재와 합재의 경계에 있어서의 보이드 개수를, 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하로 억제한다.
Description
본 발명은, 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 클래드 강판은, 자동차 차체의 골격 부재에 바람직하고, 특히 충격 에너지 흡수 부재에 바람직하다.
최근, 지구 환경의 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 재료의 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 한편, 자동차의 충돌 안전성 향상에 대한 사회적 요구도 보다 더 높아지고 있어, 강판의 고강도화뿐만이 아니라, 주행 중에 충돌했을 경우의 내충돌 특성이 우수한 강판 및 그 부재의 개발도 요망되고 있다.
이와 같은 고강도 강판으로서, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 모재의 표면으로부터 5.0 ㎛ 이상의 깊이까지, 결정립계의 적어도 일부가 산화물에 피복된 내부 산화층을 갖고, 또한, 모재의 표면으로부터 5.0 ㎛ 의 깊이까지의 영역에 있어서, 상기 산화물의 입계 피복률이 60 ％ 이상이며, 또한, 모재의 표면으로부터 50 ㎛ 이상의 깊이까지 탈탄층을 갖는, 900 ㎫ 이상의 인장 강도를 가진 내 (耐) 용융 금속 취화 균열성이 우수한 1 장 판의 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 1 장 판의 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2 에는, 3 층 복합 재료로 구성되는 열간 성형 재료로서, 상기 열간 성형 재료의 프레스 경화 상태에서, 인장 강도 ＞ 1900 ㎫ 및/또는 경도 ＞ 575 HV10 을 갖는 경화성 강의 코어층과, 상기 코어층과 물질간 결합하고, 상기 코어층과 비교하여 부드러운 강으로서, 상기 열간 성형 재료의 프레스 경화 상태에서, 인장 강도 ＞ 750 ㎫ 및/또는 경도 ＞ 235 HV10 을 갖는 강으로 구성되는 2 개의 외층을 포함하는, 열간 성형 재료가 개시되어 있다.
특허문헌 3 에는, 보다 고강도 또는 고강도의 강의 코어층과, 코어층의 편측 또는 양측 상의, 코어층에 일체 결합되어 있는 내약품성 페라이트강의 외층을 포함하는 강 복합재로서, 내약품성 페라이트강이, 탄소 ≤ 0.07 중량％, 망간 ≤ 1 중량％, 크롬 12 ∼ 30 중량％, 몰리브덴 ≤ 7 중량％, 인 및 황 각각 ≤ 0.05 중량％, 알루미늄 ≤ 0.5 중량％, 규소 ≤ 0.5 중량％, 그리고 티탄, 니오브, 바나듐 및 지르코늄 각각 ≤ 1 중량％ 를 함유하고, 티탄, 니오브, 바나듐 및 지르코늄이 합계로 ＞ 0.1 중량％ 의 비율을 차지하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인, 강 복합재가 개시되어 있다.
특허문헌 4 에는, 모재와, 상기 모재의 양측면에 구비되는 클래드재를 포함하고, 상기 모재는, 중량％ 로, C : 0.3 ∼ 1.4 ％, Mn : 12 ∼ 25 ％, 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 오스테나이트계 고망간강이고, 상기 클래드재는, 중량％ 로, C : 0.09 ∼ 0.4 ％, Mn : 0.3 ∼ 4.5 ％, 잔부 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 마텐자이트계 탄소강인 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판이 개시되어 있다.
그런데, 프론트 사이드 멤버나 리어 사이드 멤버로 대표되는 충격 에너지 흡수 부재는, 인장 강도 (이하, 단순히 TS 라고도 한다.) 가 590 ㎫ 급에서 780 ㎫ 급까지의 강판의 적용에 머물고 있다. 이는, 고강도화에 수반하여, 충돌 시험을 모의하는 굽힘 압괴 시험이나 축 압괴 시험으로 균열되어 버려, 충격 에너지를 충분히 흡수할 수 없기 때문이다.
또, 최근, 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 발생되는 것이 확인되어 있다. LME 균열은, 스폿 용접시에 아연 도금층의 아연이 용융되고, 용접부의 강 조직의 결정립계에 용융 아연이 침입하여, 용접 전극을 개방할 때에 생기는 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 접촉함으로써 LME 균열이 발생하는 경우가 있다. TS 가 780 MPa 이상인 고강도 강판에서는 C, Si, Mn 함유량이 높기 때문에, LME 균열의 발생 리스크가 우려되고 있다.
그러나, 특허문헌 1 에 있어서는, 1 장 판의 강판이고, 또한, 굽힘성 및 내충돌 특성에 대해 검토되어 있지 않다.
특허문헌 2 에 있어서는, 열간 가공 재료 (열간 프레스용의 클래드 강판) 이고, 냉간 프레스용의 클래드 강판은 아니다. 또, 개개의 층의 특성의 변화가 작고, 동시에 표면 부근의 영역에서 높은 강도 및 연성을 구비하는 특징을 갖고 있지만, 내 LME 특성에 대해 검토되어 있지 않다.
특허문헌 3 에 있어서는, 연성, 수소 야기 균열 형성에 대한 저감수성 및 유리한 내식성의 특징을 갖고 있지만, 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성에 대해 검토되어 있지 않다.
특허문헌 4 에 있어서는, 모재가 고합금 성분이며, 또한, 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성에 대해 검토되어 있지 않다.
이와 같이, 인장 강도 (TS), 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 종합적으로 만족시킬 수 있는 강판이 개발되어 있다고는 할 수 없어, 이와 같은 강판의 개발이 요망되고 있는 것이 현상황이다.
본 발명은, 상기 현상황을 감안하여 개발된 것으로서, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 클래드 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께, 제공하는 것을 목적으로 한다.
또, 본 발명은, 상기 클래드 강판을 소재로 하는 부재, 그리고, 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해서, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
즉, 본 발명자들은,
(a) 이른바 1 장 판의 강판이 아니고, 모재와, 모재의 표리면의 합재를 갖는 클래드 강판으로 하고,
(b) 모재 및 합재의 성분 조성 및 강 조직을 적정하게 제어하고,
(c) 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 260 이하, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를, 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값을 0.80 이하로 조정하고,
(d) 모재와 합재의 경계 조도를 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하로 하고,
(e) 모재와 합재의 경계에 있어서의 보이드 개수를, 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하로 억제하는,
것에 의해, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 클래드 강판이 얻어진다는 지견을 얻었다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여, 더욱 검토를 거듭하여 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 모재와, 상기 모재의 표리면의 합재를 갖는 클래드 강판으로서,
상기 모재는, 질량％ 로,
C : 0.050 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Si : 0.02 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
Mn : 1.80 ％ 이상 3.50 ％ 미만,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,
페라이트의 면적률 : 55 ％ 이하,
마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 : 30 ％ 이상,
잔류 오스테나이트의 체적률 : 5 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
상기 합재는, 질량％ 로,
C : 0.100 ％ 이하,
Si : 0.60 ％ 이하,
Mn : 0.05 ％ 이상 2.50 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,
페라이트의 면적률 : 80 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
상기 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 가 260 이하이며,
상기 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를, 상기 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값이 0.80 이하이며,
상기 모재와 상기 합재의 경계 조도가 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하이며,
상기 모재와 상기 합재의 경계에 있어서의 보이드 개수가, 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하인, 클래드 강판.
2. 상기 모재의 성분 조성 및 상기 합재의 성분 조성 중의 적어도 일방이, 추가로 질량％ 로,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.100 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.50 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Mg : 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.020 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.020 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하,
Ce : 0.0200 ％ 이하,
Se : 0.0200 ％ 이하,
Te : 0.0200 ％ 이하,
Ge : 0.0200 ％ 이하,
As : 0.0200 ％ 이하,
Sr : 0.0200 ％ 이하,
Cs : 0.0200 ％ 이하,
Hf : 0.0200 ％ 이하,
Pb : 0.0200 ％ 이하,
Bi : 0.0200 ％ 이하 및
REM : 0.0200 ％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 상기 1 에 기재된 클래드 강판.
3. 상기 모재의 두께를 상기 합재의 합계 두께로 나눈 값이 1 이상인, 상기 1 또는 2 에 기재된 클래드 강판.
4. 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 갖는, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판.
5. 상기 모재 및 상기 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량이 0.50 질량 ppm 이하인, 상기 1 ∼ 4 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판.
6. 상기 1 ∼ 5 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판을 사용하여 이루어지는, 부재.
7. 상기 1 또는 2 에 기재된 모재의 성분 조성을 갖는 모재 강슬래브를 준비하는, 제 1 준비 공정과,
상기 1 또는 2 에 기재된 합재의 성분 조성을 갖는 합재 강슬래브를 준비하는, 제 2 준비 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표리면의 양면, 및, 상기 합재 강슬래브의 표리면 중의 적어도 일방의 면의 표면 조도를 Ra 로 30 ㎛ 이하로 표면 처리하는, 표면 처리 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표면 처리면과 상기 합재 강슬래브의 표면 처리면이 접하도록, 상기 모재 강슬래브와 상기 합재 강슬래브를, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브 - 상기 합재 강슬래브의 순서로 적층하여, 적층 슬래브를 얻는, 적층 공정과,
상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이를 접합하고, 또한, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이의 진공도가 모두 1 × 10-2 Torr 이하가 되도록 진공화하여, 접합 적층 슬래브를 얻는, 접합 공정과,
상기 접합 적층 슬래브를 1050 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연을 실시하여, 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판에, 압하율 : 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 조건에서 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻는, 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을, 어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상의 조건에서 어닐링하는, 어닐링 공정을 갖는, 클래드 강판의 제조 방법.
8. 상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서, 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는, 제 1 재가열 공정을, 추가로 갖는, 상기 7 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
9. 상기 어닐링 공정 후, 또는, 상기 제 1 재가열 공정 후, 상기 냉연 강판에 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻는, 도금 처리 공정을, 추가로 갖는, 상기 7 또는 8 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
10. 상기 도금 처리가, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 또는, 전기 아연 도금 처리인, 상기 9 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
11. 상기 도금 처리 공정 후, 상기 도금 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리 공정을, 추가로 갖는, 상기 9 또는 10 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
12. 상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻는, 도금 처리 공정과,
이어서, 상기 도금 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는, 제 2 재가열 공정을, 추가로 갖는, 상기 7 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
13. 상기 제 2 재가열 공정 후, 상기 도금 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리 공정을, 추가로 갖는, 상기 12 에 기재된 클래드 강판의 제조 방법.
14. 상기 1 ∼ 5 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판에, 성형 가공 또는 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 부재로 하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1 은 L 단면에 있어서의 모재와 합재의 경계 위치의 SEM 사진의 일례를 나타내는 것이며, (a) 는 실시예의 No.4 의 것, (b) 는 실시예의 No.44 의 것이다.
도 2 는 실시예의 No.44 및 45 의 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선이다.
도 3 은 실시예의 No.4 의 V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선이다.
도 2 는 실시예의 No.44 및 45 의 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선이다.
도 3 은 실시예의 No.4 의 V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선이다.
본 발명을, 이하의 실시형태에 기초하여 설명한다.
[1] 클래드 강판
[1-1] 모재의 성분 조성
먼저, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히「％」로 나타낸다.
C : 0.050 ％ 이상 0.350 ％ 이하
C 는, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 원하는 양 생성시켜, 780 ㎫ 이상의 TS 를 확보하기 위해서 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.050 ％ 미만에서는, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, C 의 함유량이 0.350 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과도하게 증가하여, 굽힘 변형시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 이로써, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 따라서, C 의 함유량은, 0.050 ％ 이상 0.350 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.080 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.100 ％ 이상으로 한다. 또, C 의 함유량은, 바람직하게는 0.330 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.320 ％ 이하로 한다.
Si : 0.02 ％ 이상 2.00 ％ 이하
Si 는, 고용 강화에 의해 780 ㎫ 이상의 TS 를 확보하기 위해서 유효한 원소이다. Si 의 함유량이 0.02 ％ 미만에서는, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Si 의 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 모재 강슬래브의 스케일이 증가하여, 모재 강슬래브의 표면 조도 Ra 가 커진다. 또, 최종재의 모재와 합재의 경계 조도의 최대 높이 Ry 나 모재와 합재의 경계의 보이드 개수가 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, 0.02 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이상으로 한다. 또, Si 의 함유량은, 바람직하게는 1.80 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.60 ％ 이하로 한다.
Mn : 1.80 ％ 이상 3.50 ％ 미만
Mn 은, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 조정하는 중요한 원소이다. Mn 의 함유량이 1.80 ％ 미만에서는, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 의 함유량이 3.50 ％ 이상이 되면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과도하게 증가하여, 굽힘 변형시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 이로써, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 따라서, Mn 의 함유량은, 1.80 ％ 이상 3.50 ％ 미만으로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 2.00 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.20 ％ 이상으로 한다. 또, Mn 의 함유량은, 바람직하게는 3.30 ％ 이하, 보다 바람직하게는 3.20 ％ 이하로 한다.
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하
P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, P 가 구오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시킨다. 그 때문에, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 따라서, P 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.
S : 0.0200 ％ 이하
S 는, 강중에서 황화물로서 존재하고, 그 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킬 가능성이 있다. 그 결과, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 그 때문에, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하이며, 바람직하게는 0.0080 ％ 이하이다. 또한, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하
Al 은, 탈산제로서의 효과가 있다. Al 첨가에 의한 효과를 얻기 위해서는, Al 의 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 2.000 ％ 를 초과하면, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, Al 의 함유량은, 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하로 한다.
N : 0.0100 ％ 이하
N 은, 강중에서 질화물로서 존재하고, 그 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그 결과, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 그 때문에, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. 또, N 의 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또한, N 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
이상, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재는, 상기 기본 성분을 함유하고, 상기 기본 성분 이외의 잔부는 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재는, 상기 기본 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재에는, 상기 기본 성분에 더해, 이하에 나타내는 임의 성분 중 에서 선택되는 적어도 1 종을 함유시켜도 된다. 또한, 이하에 나타내는 임의 성분은, 이하에서 나타내는 상한량 이하로 함유하고 있으면, 소정의 효과가 얻어지기 때문에, 하한은 특별히 설정하지 않는다. 또한, 이하의 임의 원소를 후술하는 바람직한 하한치 미만으로 포함하는 경우, 당해 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
Sb : 0.200 ％ 이하
Sb 는, 어닐링 중의 강판 표면 부근에서의 C 확산을 억제하여, 강판 표면 근방에 있어서의 탈탄층의 형성을 제어하기 위해서 유효한 원소이다. Sb 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 연질층이 형성되지 않아, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. 한편, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Sb 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.
Sn : 0.200 ％ 이하
Sn 은, 어닐링 중의 강판 표면 부근에서의 C 확산을 억제하여, 강판 표면 근방에 있어서의 탈탄층의 형성을 제어하기 위해서 유효한 원소이다. Sn 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 연질층이 형성되지 않아, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Sn 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. 한편, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Sn 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.
Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.100 ％ 이하
Ti, Nb 및 V 는, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종을 첨가하는 경우, 이러한 효과를 얻기 위해서, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종의 함유량을, 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그들의 함유량은, 각각 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Ti 의 함유량이 0.200 ％ 초과, Nb 의 함유량이 0.200 ％ 초과, 또는 V 의 함유량이 0.100 ％ 초과인 경우, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소를 존재시키면, 조대한 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ti, Nb 및 V 의 적어도 1 종을 첨가하는 경우, Ti 함유량은 바람직하게는 0.200 ％ 이하, Nb 함유량은 바람직하게는 0.200 ％ 이하, V 의 함유량은 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. 또, Ti, Nb 및 V 의 함유량은, 보다 바람직하게는 각각 0.060 ％ 이하로 한다.
B : 0.0100 ％ 이하
B 는, 오스테나이트 입계에 편석함으로써, ??칭성을 향상시킬 수 있는 원소이며, B 를 강중에 첨가함으로써, 어닐링 냉각시의 페라이트의 생성 및 입성장을 억제하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 한다. 한편, B 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 생겨, 강판의 극한 변형능을 저하시킬 가능성이 있다. 그 결과, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.
Cu : 1.00 ％ 이하
Cu 는, ??칭성을 크게 하는 원소이며 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 한다. 한편, Cu 의 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하여, TS 가 과잉으로 높아진다. 또, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Cu 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하로 한다.
Cr : 1.000 ％ 이하
Cr 은, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 경질상을 생성시키기 위해서 유효한 원소이다. Cr 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Cr 을 첨가하는 경우, Cr 의 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Cr 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.250 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 의 함유량은 0.0000 ％ 여도 되지만, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Cr 의 함유량은 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ni : 1.000 ％ 이하
Ni 는, ??칭성을 크게 하는 원소이며, 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.020 ％ 이상으로 한다. 한편, Ni 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하는 경우가 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Ni 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.800 ％ 이하로 한다.
Mo : 0.50 ％ 이하
Mo 는, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 경질상을 생성시키기 위해서 유효한 원소이다. Mo 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Mo 를 첨가하는 경우, Mo 의 함유량은 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.45 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다. 또한, Mo 의 함유량의 하한은, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Mo 의 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, Mo 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상으로 한다.
Ta : 0.100 ％ 이하
Ta 는, Ti, Nb 및 V 와 마찬가지로, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. 더불어, Ta 에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하고, (Nb, Ta) (C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성시켜, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화를 안정화시킴으로써 강판의 TS 가 향상되는 효과도 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ta 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되는 경우가 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
W : 0.500 ％ 이하
W 는, 강도 확보에 유효한 원소이다. W 의 함유량이 0.500 ％ 를 초과하면, 경질인 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, W 를 첨가하는 경우, W 의 함유량은 0.500 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. W 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.450 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.400 ％ 이하로 한다. 또한, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, W 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, W 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상으로 한다.
Mg : 0.0200 ％ 이하
Mg 는, 황화물이나 산화물 등의 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상시켜, 굽힘성 및 내충돌 특성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mg 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Zn : 0.020 ％ 이하, Co : 0.020 ％ 이하, Zr : 0.020 ％ 이하
Zn, Co 및 Zr 은, 모두 개재물의 형상을 구상화하기 때문에, 강판의 극한 변형능을 향상시켜, 굽힘성 및 내충돌 특성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co 및 Zr 의 함유량은, 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Zn, Co 및 Zr 의 함유량이 각각 0.020 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, 각각 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.0200 ％ 이하
Ca 는, 강중에서 개재물로서 존재한다. Ca 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 상기 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Ca 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하로 한다. 또한, Ca 의 함유량의 하한은 0.0000 ％ 여도 되지만, 생산기술 상의 제약으로, Ca 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ce : 0.0200 ％ 이하, Se : 0.0200 ％ 이하, Te : 0.0200 ％ 이하, Ge : 0.0200 ％ 이하, As : 0.0200 ％ 이하, Sr : 0.0200 ％ 이하, Cs : 0.0200 ％ 이하, Hf : 0.0200 ％ 이하, Pb : 0.0200 ％ 이하, Bi : 0.0200 ％ 이하, REM : 0.0200 ％ 이하
Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 은, 강판의 극한 변형능을 향상시켜, 굽힘성 및 내충돌 특성을 향상시키기 위해서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 함유량은, 각각 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 함유량이 각각 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이와 같은 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 굽힘 변형시에 균열의 기점이 되어, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 어느 것을 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[1-2] 합재의 성분 조성
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히「％」로 나타낸다.
C : 0.100 ％ 이하
C 는, 내 LME 특성을 저하시킨다. 또, C 는, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 생성에 의해, 굽힘성 및 내충돌 특성을 저하시킨다. 그 때문에, C 는, 최대한 적은 것이 바람직한 원소이다. C 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 따라서, C 의 함유량은, 0.100 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.090 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.070 ％ 이하로 한다. 또한, C 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, C의 함유량은 0.001 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
Si : 0.60 ％ 이하
Si 는, 내 LME 특성을 저하시키고, 또한, 아연 도금성을 저해하기 때문에, 최대한 적은 것이 바람직한 원소이다. Si 의 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면, 내 LME 특성이나 아연 도금성이 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, 0.60 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.40 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하로 한다. 또한, Si 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, Si 의 함유량은 0.01 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
Mn : 0.05 ％ 이상 2.50 ％ 이하
Mn 은, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 조정하는 중요한 원소이다. Mn 의 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Mn 의 함유량이 2.50 ％ 초과가 되면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과도하게 증가하여, 굽힘 변형시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 이로써, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 특히 고강도의 클래드 강판의 합재에서는, 그 영향이 현저하다. 따라서, Mn 의 함유량은, 0.05 ％ 이상 2.50 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 0.15 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상으로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 2.30 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.20 ％ 이하로 한다.
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하
P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 아연 도금성이나 표면 외관을 열화시킨다. 따라서, P 의 함유량은, 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.
S : 0.0200 ％ 이하
S 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 고용 S 가 오스테나이트 입계에 다량으로 편석하여, 열간 압연시의 표면 균열의 원인이 된다. 또, S 는 스케일 계면에 다량으로 편석하여, 스케일 박리성을 악화시킨다. 그 때문에, S 의 함유량은 0.0200 ％ 이하이며, 바람직하게는 0.0080 ％ 이하이다. 또한, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하
Al 은, 탈산제로서의 효과가 있다. Al 첨가에 의한 효과를 얻기 위해서는, Al 의 함유량을 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 질화물의 피닝 효과에 의한 미재결정립이 많이 잔존하여, 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Al 의 함유량은, 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.
N : 0.0100 ％ 이하
N 은, 강중에서 질화물로서 존재하고, 그 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면 질화물의 피닝 효과에 의한 미재결정립이 많이 잔존하여, 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 한다. 또, N 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또한, N 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상이 되는 경우가 많다.
이상, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재는, 상기 기본 성분을 함유하고, 상기 기본 성분 이외의 잔부는 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재는, 상기 기본 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재에는, 상기 기본 성분에 더해, 이하에 나타내는 임의 성분 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유시켜도 된다. 또한, 이하에 나타내는 임의 성분은, 이하에 나타내는 상한량 이하로 함유하고 있으면, 소정의 효과가 얻어지기 때문에, 하한은 특별히 설정하지 않는다. 또한, 이하의 임의 원소를 후술하는 바람직한 하한치 미만으로 포함하는 경우, 당해 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
Sb : 0.200 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.100 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.50 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Mg : 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.020 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.020 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하,
Ce : 0.0200 ％ 이하,
Se : 0.0200 ％ 이하,
Te : 0.0200 ％ 이하,
Ge : 0.0200 ％ 이하,
As : 0.0200 ％ 이하,
Sr : 0.0200 ％ 이하,
Cs : 0.0200 ％ 이하,
Hf : 0.0200 ％ 이하,
Pb : 0.0200 ％ 이하,
Bi : 0.0200 ％ 이하 및
REM : 0.0200 ％ 이하
또한, 상기 임의 첨가 성분에 관련된 한정 이유는 각각, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재의 임의 첨가 성분에 관련된 한정 이유와 기본적으로 동일하기 때문에, 여기서는 기재를 생략한다.
[1-3] 모재의 강 조직
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재의 강 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 모재의 강 조직은,
페라이트의 면적률 : 55 ％ 이하,
마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 : 30 ％ 이상,
잔류 오스테나이트의 체적률 : 5 ％ 이하의 강 조직이다.
페라이트의 면적률 : 55 ％ 이하
양호한 굽힘성 및 내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 페라이트의 면적률을 55 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 50 ％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 된다. 페라이트의 면적률은 바람직하게는 1 ％ 이상이다.
마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 : 30 ％ 이상
780 ㎫ 이상의 TS 를 확보하기 위해, 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률을 30 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률은 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률의 상한은 특별히 한정되지 않고, 100 ％ 여도 된다. 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률은 바람직하게는 99 ％ 이하이다.
또한, 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률이 30 ％ 이상이면, 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 면적률은 각각 0 ％ 여도 된다.
여기서, 페라이트, 마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 측정 방법은 이하와 같다. 또한, 면적률은, 모재의 판두께의 1/4 위치에서 측정한다.
즉, 클래드 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 나아가 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 이어서, 가속 전압이 15 ㎸ 인 조건에서, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 5000 배의 배율로, 17 ㎛ × 23 ㎛ 의 시야 범위에서 시료의 관찰면을 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상에 있어서, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 각 구성 조직 (페라이트, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트) 의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3 시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구한다.
잔류 오스테나이트의 체적률 : 5 ％ 이하
잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 를 초과하면, 굽힘 변형시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 상승하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 5 ％ 이하로 한다. 또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 4 ％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 ％ 여도 된다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 바람직하게는 1 ％ 이상이다.
여기서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 클래드 강판을 판두께 방향 (깊이 방향) 으로 모재의 판두께의 1/4 위치까지 기계 연삭한 후, 옥살산에 의한 화학 연마를 실시하여, 관찰면으로 한다. 이어서, 그 관찰면을, X 선 회절법에 의해 관찰한다. 입사 X 선으로는, Co 의 Kα 선원을 사용하고, bcc 철의｛200｝,｛211｝,｛220｝각 면의 회절 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의｛200｝,｛220｝,｛311｝각 면의 회절 강도의 비를 구해, 각 면의 회절 강도의 비로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출한다.
또, 페라이트, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부 조직의 면적률은 30 ％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직의 면적률은, 보다 바람직하게는 20 ％ 이하이다. 잔부 조직으로는, 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물과 같은 공지된 조직을 들 수 있다. 또한, 잔부 조직의 유무는, 예를 들어, SEM 관찰에 의해 확인하여, 판정할 수 있다. 잔부 조직의 면적률은 0 ％ 여도 된다. 또, 잔부 조직의 면적률은, 이하와 같이 하여 산출한다.
[잔부 조직의 면적률 (％)] = 100 - [페라이트의 면적률 (％)] - [마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 (％)] - [잔류 오스테나이트의 체적률 (％)]
또한, 여기서는, 잔류 오스테나이트가 삼차원적으로 균질이라고 간주하여, 요컨대, 잔류 오스테나이트의 체적률이 잔류 오스테나이트의 면적률에 상당하는 것으로 간주하여, 잔부 조직의 면적률을 산출한다.
[1-4] 합재의 강 조직
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재의 강 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 합재의 강 조직은, 페라이트의 면적률 : 80 ％ 이상의 강 조직이다.
페라이트의 면적률 : 80 ％ 이상
양호한 굽힘성 및 내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 페라이트의 면적률을 80 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 90 ％ 이상으로 한다. 페라이트의 면적률의 상한은 특별히 한정되지 않고, 100 ％ 여도 된다.
여기서, 페라이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 또한, 면적률은, 합재의 판두께의 1/4 위치에서 측정한다.
즉, 클래드 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 나아가 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 이어서, 가속 전압이 15 ㎸ 인 조건에서, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 5000 배의 배율로, 17 ㎛ × 23 ㎛ 의 시야 범위에서 시료의 관찰면을 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상에 있어서, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 각 구성 조직 (페라이트) 의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3 시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구한다.
또, 페라이트 이외의 잔부 조직의 면적률은 20 ％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직의 면적률은, 보다 바람직하게는 10 ％ 이하이다. 잔부 조직으로는, 미재결정 페라이트, 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물과 같은 공지된 조직을 들 수 있다. 또한, 잔부 조직의 유무는, 예를 들어, SEM 관찰에 의해 확인하여 판정할 수 있다. 잔부 조직의 면적률은 0 ％ 여도 된다. 또, 잔부 조직의 면적률은, 이하와 같이 하여 산출한다.
[잔부 조직의 면적률 (％)] = 100 - [페라이트의 면적률 (％)]
[1-5] 합재의 평균 비커스 경도 (HVL), 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값, 모재와 합재의 경계 조도, 및, 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드 개수
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판에 있어서 특히 중요한 구성 요건인 합재의 평균 비커스 경도 (HVL), 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값, 모재와 합재의 경계 조도, 및, 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드 개수에 대해 설명한다.
합재의 평균 비커스 경도 (HVL) : 260 이하
양호한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 확보하기 위해서는, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 260 이하로 할 필요가 있다. 또, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 는, 바람직하게는 250 이하로 한다. 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 는 85 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 모재의 표리면에 접합하고 있는 합재가 양방 모두, 당해 요건을 만족할 필요가 있다. 후술하는 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값에 대해서도 동일하다.
합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값 (이하, 합재와 모재의 경도비라고도 한다) : 0.80 이하
양호한 굽힘성, 내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 합재와 모재의 경도비가 0.80 이하일 필요가 있다. 합재와 모재의 경도비는 바람직하게는 0.75 이하이다. 합재와 모재의 경도비의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 합재와 모재의 경도비는 0.07 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 는, 이하와 같이 측정한다.
즉, 모재의 판두께 중앙 위치의 비커스 경도를 압입 하중 1 ㎏ 무게로 측정한다. 이어서, 그 측정점 (위치) 으로부터, 압연 방향으로 평행한 선 상에, 압입 하중 1 ㎏ 무게로 10 점의 비커스 경도를 측정하고, 그들의 평균치로 구할 수 있다.
또, 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 는, 이하와 같이 측정한다.
즉, 합재의 판두께 중앙 위치의 비커스 경도를 압입 하중 100 g 무게로 측정한다. 이어서, 그 측정점 (위치) 으로부터, 압연 방향으로 평행한 선 상에, 압입 하중 100 g 무게로 10 점의 비커스 경도를 측정한다. 그리고, 그들의 평균치를 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 로 한다.
또한, 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 및 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 의 측정에 있어서의 각 측정점의 간격은, 가능한 경우에는, 압흔의 3 배 이상의 거리로 하는 것이 바람직하다. 또한,「압흔의 3 배 이상의 거리」란, 비커스 경도의 측정시에 다이아몬드 압자에 의해 생긴 압흔의 직사각형상 개구에 있어서의 대각선의 길이의 3 배 이상의 거리를 의미하는 것이다.
모재와 합재의 경계 조도 : 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하
양호한 굽힘성, 내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 모재와 합재의 경계 조도가 Ry 로 50 ㎛ 이하일 필요가 있다. 모재와 합재의 경계 조도가 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 초과인 경우, 굽힘 시험시 (프레스 성형시) 및 압괴 시험시 (차체 충돌시) 에 모재와 합재의 경계에서 응력 집중되기 쉽고, 균열의 기점이 되어 버린다. 모재와 합재의 경계 조도는, 최대 높이 Ry 로 30 ㎛ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 모재의 표리면 양방의 경계에서, 당해 요건을 만족할 필요가 있다. 모재와 합재의 경계 조도의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 모재와 합재의 경계 조도는, 최대 높이 Ry 로 5 ㎛ 이상인 것이 바람직하다.
또한, 최대 높이 (Ry) 의 계산은, JIS B 0601 (1994), JIS B 0031 (1994) 에 준거하여 실시한다.
구체적으로는, 클래드 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 나아가 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 이어서, 가속 전압이 15 ㎸ 인 조건에서, SEM 을 사용하여, 150 배의 배율로, 모재와 합재의 경계 위치를 5 시야 관찰한다. Adobe Photoshop 을 사용하여, 콘트라스트차로 모재와 합재의 경계를 명료하게 하고, 그 후, JIS B 0601 (1994), JIS B 0031 (1994) 의 계산식에 준거하여, 최대 높이 (Ry) 를 산출한다.
모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수 : 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하
양호한 굽힘성, 내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수를 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하로 할 필요가 있다. 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수가 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 초과인 경우, 굽힘 시험시 (프레스 성형시) 및 압괴 시험시 (차체 충돌시) 에 모재와 합재의 경계의 보이드가 균열의 기점이 된다. 또, 상기 보이드의 개수의 증가에 수반하는 보이드의 연결에 의해, 균열 진전을 조장시킨다. 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수는, 경계 길이 10 ㎜ 당 15 개 이하인 것이 바람직하다. 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 경계 길이 10 ㎜ 당의 개수의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 개여도 된다. 또한, 모재의 표리면 양방의 경계에서, 당해 요건을 만족할 필요가 있다.
여기서, 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수는 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 클래드 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸다. 이어서, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 나아가 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 출현시킨다. 이어서, 가속 전압이 15 ㎸ 인 조건에서, SEM 을 사용하여, 3000 배의 배율로, 모재와 합재의 경계 위치를 30 시야 관찰한다. 그 후, 30 시야의 모두에서 관찰된 보이드의 개수 (합계수) 를 센다. 그리고, 관찰된 보이드의 개수 (합계수) 를, 30 시야분의 관찰 영역에 있어서의 길이 (클래드 강판의 압연 방향) 의 합계치 (㎜) 로 나누고, 10 을 곱한 값을, 경계 길이 10 ㎜ 당의 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드의 개수로 한다.
또한, 참고를 위해, 도 1 에, L 단면에 있어서의 모재와 합재의 경계 위치의 SEM 사진의 일례를 나타낸다. 도 1 (a) 는 실시예의 No. 4 의 것, (b) 는 실시예의 No. 44 의 것이며, 도면 중,「고배」의 것이 배율 : 3000 배의 SEM 사진이다.
[1-6] 두께
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는, 0.5 ㎜ 이상 3.0 ㎜ 이하이다. 또, 모재의 두께는, 바람직하게는, 0.2 ㎜ 이상 2.8 ㎜ 이하이다. 합재의 합계 두께는, 바람직하게는, 0.2 ㎜ 이상 2.8 ㎜ 이하이다. 합재의 1 장당의 두께는, 바람직하게는 0.1 ㎜ 이상 1.4 ㎜ 이하이다.
또, 모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값을 1 이상으로 하는 것이 바람직하다.
모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값 : 1 이상
모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값이 1 이상인 경우, 보다 높은 VDA 굽힘 및 V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘의 최고 하중 (F) 을 얻을 수 있다. 그 때문에, 모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값은 1 이상으로 하는 것이 바람직하다. 모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 모재의 두께를 합재의 합계 두께로 나눈 값은, 30 이하로 하는 것이 바람직하다.
[1-7] 도금층
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판은, 그 표면에, 도금층, 예를 들어, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 가져도 된다.
용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 및 전기 아연 도금층의 조성은 각각 Zn 을 주성분으로 하는 것이면 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, Fe : 20 질량％ 이하, Al : 0.001 질량％ 이상 1.0 질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 질량％ 이상 3.5 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다.
용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은 바람직하게는 7 질량％ 미만이다. 또, 합금화 용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은, 바람직하게는 7 ∼ 15 질량％, 보다 바람직하게는 8 ∼ 12 질량％ 이다.
또, 도금의 부착량은 특별히 한정되지 않지만, 편면당의 도금 부착량은 20 ∼ 80 g/㎡ 로 하는 것이 바람직하다.
[1-8] 확산성 수소량
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판에서는, 모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량을 0.50 질량 ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.
모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량 : 0.50 질량 ppm 이하
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판은, 보다 우수한 굽힘성을 얻는 관점에서, 모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량을 0.50 질량 ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 확산성 수소량은, 보다 바람직하게는 0.35 질량 ppm 이하로 한다. 또한, 강 확산성 수소량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, 강판 중의 확산성 수소량은 0.01 질량 ppm 이상이 되는 경우가 많다.
여기서, 모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량은, 이하와 같이 하여 측정한다.
즉, 클래드 강판으로부터 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 채취하고, 표면에 도금층이 있는 경우에는, 당해 도금층을 알칼리 제거한다. 이어서, 승온 탈리 분석법에 의해, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 측정한다. 구체적으로는, 시험편을, 실온으로부터 300 ℃ 까지를 승온 속도 200 ℃/h 로 연속 가열한 후, 실온까지 냉각한다. 이 때, 당해 연속 가열에 있어서의 실온으로부터 210 ℃ 까지의 온도역에서, 시험편으로부터 방출되는 수소량 (적산 수소량) 을 측정한다. 그리고, 측정한 수소량을, 시험편 (도금층을 제거한 경우에는 도금층 제거 후에, 연속 가열 전의 시험편) 의 질량으로 나누고, 질량 ppm 단위로 환산한 값을, 모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량으로 한다.
또한, 클래드 강판을 성형 가공이나 접합 가공한 후의 제품 (부재) 에 대해서는, 일반적인 사용 환경에 놓여진 그 제품으로부터 시험편을 잘라내어 상기와 동일한 요령으로 모재 및 합재 부분의 확산성 수소량을 측정한다. 그리고, 그 값이 0.50 질량 ppm 이하이면, 성형 가공이나 접합 가공을 하기 전의 소재 단계의 클래드 강판의 모재 및 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량도 0.50 질량 ppm 이하였다고 간주할 수 있다.
[2] 부재
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재에 대해, 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 상기 클래드 강판을 사용하여 이루어지는 (소재로 하는) 부재이다. 예를 들어, 소재인 클래드 강판에, 성형 가공 또는 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 부재로 한다.
여기서, 상기 클래드 강판은, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 가지고 있다. 그 때문에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 고강도일 뿐만 아니라, 주행 중에 충돌했을 경우의 내충격 특성도 우수하다. 또, 780 ㎫ 이상의 고강도일 뿐만 아니라, 강판에 도금 처리를 실시했을 경우에도, LME 균열이 발생하기 어렵다. 따라서, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재는, 자동차 분야에서 사용되는 충격 에너지 흡수 부재에 바람직하다.
[3] 클래드 강판의 제조 방법
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 제조 방법에 대해, 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 각종 슬래브 및 각종 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별한 설명이 없는 한, 각종 강슬래브 및 각종 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 제조 방법은,
상기한 모재의 성분 조성을 갖는 모재 강슬래브를 준비하는, 제 1 준비 공정과,
상기한 합재의 성분 조성을 갖는 합재 강슬래브를 준비하는, 제 2 준비 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표리면의 양면, 및, 상기 합재 강슬래브의 표리면 중의 적어도 일방의 면의 표면 조도를 Ra 로 30 ㎛ 이하로 표면 처리하는, 표면 처리 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표면 처리면과 상기 합재 강슬래브의 표면 처리면이 접하도록, 상기 모재 강슬래브와 상기 합재 강슬래브를, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브 - 상기 합재 강슬래브의 순서로 적층하여, 적층 슬래브를 얻는, 적층 공정과,
상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이를 접합하고, 또한, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이의 진공도가 모두 1 × 10-2 Torr 이하가 되도록 진공화하여, 접합 적층 슬래브를 얻는, 접합 공정과,
상기 접합 적층 슬래브를 1050 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연을 실시하여, 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판에, 압하율 : 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 조건에서 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻는, 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을, 어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상의 조건에서 어닐링하는, 어닐링 공정을 갖는 것이다.
· 제 1 준비 공정
상기한 모재의 성분 조성을 갖는 모재 강슬래브를 준비한다. 예를 들어, 강 소재를 용제하여 상기한 모재의 성분 조성을 갖는 용강으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지된 용제 방법이 모두 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강슬래브 (슬래브) 를 제조한다. 용강으로부터 강슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박슬래브 주조법 등을 사용할 수 있다. 매크로 편석을 방지하기 위해, 강슬래브는 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.
· 제 2 준비 공정
여기서는, 상기한 합재의 성분 조성을 갖는 합재 강슬래브를 준비한다. 예를 들어, 강 소재를 용제하여 상기한 합재의 성분 조성을 갖는 용강으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지된 용제 방법이 모두 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강슬래브 (슬래브) 를 제조한다. 용강으로부터 강슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박슬래브 주조법 등을 사용할 수 있다. 매크로 편석을 방지하기 위해, 강슬래브는 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.
·표면 처리 공정
상기와 같이 하여 준비한 모재 강슬래브의 표리면의 양면, 및, 합재 강슬래브의 표리면 중의 적어도 일방의 면의 표면 조도를 Ra 로 30 ㎛ 이하 (표면 조도의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 생산성 등의 관점에서, 바람직하게는 Ra 로 1 ㎛ 이상) 로 표면 처리한다. 이로써, 최종재의 클래드 강판의 모재와 합재의 경계 조도를, 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하로 하는 것이 가능해진다. 또, 열간 압연 공정에서의 모재와 합재의 접합성을 양호하게 할 수 있다. 또한, 표면 처리 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 기계 연삭에 의해 마무리하면 된다.
또한, 표면 조도 Ra 는, JIS B 0601 (1994) 및 JIS B 0031 (1994) 에 준거하여 측정한다.
·적층 공정
이어서, 모재 강슬래브의 표면 처리면과 합재 강슬래브의 표면 처리면이 접하도록, 모재 강슬래브와 상기 합재 강슬래브를, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브 - 합재 강슬래브의 순서로 적층하여, (합재 강슬래브의 사이에 모재 강슬래브를 끼운 샌드위치 구조가 된다) 적층 슬래브를 얻는다. 또한, 적층 전에 모재 강슬래브 및 합재 강슬래브의 표면을 세정해도 된다.
·접합 공정
이어서, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이를 접합하고, 또한, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이의 진공도가 모두 1 × 10-2 Torr 이하가 되도록 진공화하여, (합재 강슬래브의 사이에 모재 강슬래브를 끼운 샌드위치 구조가 된다) 접합 적층 슬래브를 얻는다.
접합 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 2 개의 합재 강슬래브의 사이에 모재 강슬래브를 배치하여 적층 슬래브로 하고, 적층 슬래브 (합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이) 의 단부 사주 (四周) 에 전자빔 용접 (EBW) 이나 아크 용접, 레이저 빔 용접을 실시함으로써, 합재 강슬래브와 모재 강슬래브를 접합한다.
또, 각 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이의 진공도를 1 × 10-2 Torr 이하 (진공도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 생산성 등의 관점에서, 바람직하게는 1 × 10-7 Torr 이상) 의 고진공도화함으로써, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 계면의 접합성을 보다 높게 할 수 있다. 이로써, 열간 압연 후에 냉간 압연을 실시했을 경우에도, 합재 - 모재간에 보이드의 발생을 초래하지 않고 접합 계면의 건전성을 유지할 수 있어, 건전한 클래드 강판 (박강판) 을 제조할 수 있다.
각 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이의 진공화 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 적층 슬래브의 단부 사주를 레이저 빔 용접할 때, 마지막 (단부 사주를 완전하게 접합하기 전) 에, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이에 진공화용의 밸브를 형성하고, 그곳에 진공 펌프를 접속함으로써, 각 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이를 진공화한다.
·열간 압연 공정
이어서, 얻어진 접합 적층 슬래브에, 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다.
일례에 있어서는, 상기와 같이 제조한 적층 슬래브를, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 슬래브 가열하고 나서 압연한다.
슬래브 가열 온도 : 1050 ℃ 이상 1350 ℃ 이하
슬래브 가열 온도는, 합재 - 모재간의 확산 접합, 탄화물의 용해 및 압연 하중의 저감의 관점에서, 1050 ℃ 이상으로 한다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1350 ℃ 이하로 한다. 또한, 슬래브 가열 온도는, 가열시의 접합 적층 슬래브 표면의 온도를 기준으로 한다.
이 밖에, 열간 압연은, 에너지 절약 프로세스를 적용하여 실시해도 된다. 에너지 절약 프로세스로는, 제조한 강슬래브를 실온까지 냉각하지 않고, 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하고, 열간 압연하는 직송 압연, 또는 제조한 강슬래브에 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직접 압연 등을 들 수 있다.
이어서, 접합 적층 슬래브에, 통상적인 방법에 따라 조압연을 실시하여, 시트 바로 한다. 그 시트 바에 대해, 마무리 압연을 실시하여, 열연 강판으로 한다. 또한, 슬래브의 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 마무리 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상
마무리 압연 온도는, 압연 부하를 저감하기 위해, 또, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지면, 압연 방향으로 신장한 이상 조직이 발달하고, 어닐링판의 가공성을 저하킬 우려가 있는 점에서, 820 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 마무리 압연 온도는 1100 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 열연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연판 (시트 바) 을 마무리 압연 전에 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해서, 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 및 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
또한, 열간 압연 후의 권취 온도는, 특별히 한정은 하지 않지만 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하가 바람직하다.
이어서, 열연 강판에, 임의로, 산세를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있는 점에서, 최종 제품의 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해서는 중요하다. 또한, 산세는, 1 회만 실시해도 되고, 복수회로 나누어 실시해도 된다.
·냉간 압연 공정
이어서, 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 예를 들어, 탠덤식의 다 (多) 스탠드 압연 또는 리버스 압연 등의, 2 패스 이상의 패스수를 필요로 하는 다 패스 압연에 의해 냉간 압연을 실시한다.
냉간 압연의 압하율 : 30 ％ 이상 80 ％ 이하
냉간 압연의 압하율을 30 ％ 이상으로 함으로써, 최종적으로 얻어지는 클래드 강판의 모재 및 합재의 경계에서의 균열의 잔존·발생을 억제할 수 있다. 또, 다음 공정인 어닐링 공정에서의 승온시에 있어서의 재결정이 진행되어, 양호한 굽힘성을 얻을 수 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 30 ％ 이상이며, 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 한편, 냉간 압연의 압하율이 80 ％ 를 초과하면, 상기한 접합 계면의 건전성을 확보할 수 없게 되기 때문에, 냉간 압연의 압하율의 상한은 80 ％ 이하이다.
또한, 냉간 압연의 압연 패스의 횟수 등에 대해서는, 특별히 한정되지 않는다.
·어닐링 공정
이어서, 냉연 강판을, 어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상의 조건에서 어닐링한다.
어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상
굽힘 변형시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승하여, 굽힘성 및 내충돌 특성이 저하된다. 어닐링 온도가 750 ℃ 미만 또는 유지 시간이 20 초 미만일 때에는, 합재에 있어서는, 미재결정 페라이트가 잔존하여, 굽힘성이나 내충돌 특성을 저하시킨다. 또, 모재에 있어서는, 어닐링 중의 오스테나이트의 생성 비율이 불충분해진다. 그 때문에, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 780 ㎫ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, 어닐링 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 합재의 표면에서 결함이 생기는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 760 ℃ 이상으로 한다. 또, 어닐링 온도는, 바람직하게는 920 ℃ 이하로 한다. 또한, 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 600 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 어닐링 온도는, 어닐링 공정에서의 최고 도달 온도이다. 또, 유지 시간에는, 어닐링 온도에서의 유지 시간에 더해, 어닐링 온도에 도달하기 전후의 가열 및 냉각에 있어서의 (어닐링 온도 -40 ℃) 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서의 체류 시간도 포함된다.
유지 후의 냉각에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따르면 되지만, 어닐링 공정 후, 임의로, 이하의 조건에 따른 재가열 공정을 실시해도 된다. 이 경우를, 이하, 어닐링 공정 후의 임의의 공정에 관련된 제 1 실시형태로서 설명한다.
[제 1 실시형태]
· 제 1 재가열 공정
여기서는, 어닐링 공정 후, 냉연 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서, 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지한다.
냉각 정지 온도 : 250 ℃ 이하
냉각 정지 온도를 마텐자이트 변태 개시 온도 이하인 250 ℃ 이하로 함으로써, 후술하는 재가열시에 생성되는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 증가시킬 수 있다. 또, 냉각 정지 시점에서, 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴으로써, 강판 중의 확산성 수소량이 저감된다. 그 결과, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 감소하기 때문에, 더욱 굽힘성이나 내충돌 특성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이하가 바람직하다. 냉각 정지 온도는, 보다 바람직하게는 200 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 냉각 정지 온도는 -30 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 어닐링 공정의 유지 종료 후로부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는, 특별히 한정되지 않지만, 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하인 것이 바람직하다.
재가열 온도 : 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하
상기 냉각 정지 후, 냉연 강판을 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지한다. 재가열 온도를 250 ℃ 초과로 함으로써, 냉각 정지시에 존재하는 마텐자이트의 템퍼링이 보다 촉진된다. 단, 재가열 온도가 450 ℃ 를 초과하면, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가할 가능성이 있다. 그 때문에, 굽힘성이나 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, 재가열 온도는 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하가 바람직하다. 재가열 온도는, 보다 바람직하게는 300 ℃ 이상으로 한다. 또, 재가열 온도는, 보다 바람직하게는 400 ℃ 이하로 한다. 또한, 재가열 온도는, 재가열 공정에서의 최고 도달 온도이다.
유지 시간 : 10 초 이상
재가열 온도역 (250 ℃ 초과 450 ℃ 이하) 에서의 유지 시간이 10 초 미만인 경우, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가할 가능성이 있다. 그 때문에, 굽힘성이나 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, 재가열 온도역에서의 유지 시간은 10 초 이상이 바람직하다. 또한, 재가열 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도역에서의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 10 초 이상, 300 초 이하로 한다. 또한, 재가열 온도역에서의 유지 시간에는, 재가열 온도에서의 유지 시간에 더해, 재가열 온도에 도달하기 전후의 가열 및 냉각에 있어서의 재가열 온도역 (250 ℃ 초과 450 ℃ 이하) 에서의 체류 시간도 포함된다.
재가열 온도에서 유지 후의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 재가열 온도에서 유지 후, 50 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 실온 정도까지 냉각한다. 그 냉각의 평균 냉각 속도는 통상 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하이다.
또, 상기 공정을 거친 냉연 강판에 조질 압연을 실시해도 된다. 조질 압연의 압하율은, 1.50 ％ 를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 성형시의 치수 정밀도가 저하되는 점에서, 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조질 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 조질 압연은 상기 서술한 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와 연속한 장치 상 (온라인) 에서 실시해도 되고, 어닐링 공정을 행하기 위한 어닐링 장치와는 불연속인 장치 상 (오프라인) 에서 실시해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적으로 하는 압하율을 달성해도 되고, 복수회의 압연을 실시하고, 합계로 0.05 ％ 이상 1.50 ％ 이하의 압하율을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러 등에 의한 압연이어도 상관없다.
·도금 처리 공정
또, 상기 어닐링 공정 후, 또는, 제 1 재가열 공정 후, 냉연 강판에 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 또는, 전기 아연 도금 처리를 들 수 있다. 이들 도금 처리 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따르면 된다.
용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 예를 들어, 냉연 강판을, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금으로는 Al 함유량이 0.10 질량％ 이상 0.23 질량％ 이하이며, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.
또한, 용융 아연 도금 처리는, 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 연속하여 실시할 수 있도록 구성된 장치를 사용하여, 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 실시해도 된다.
합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 냉연 강판에 대해 상기와 같은 용융 아연 도금 처리를 실시한 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 450 ℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져 버려, 합금화가 현저하게 곤란해질 가능성이 있다. 한편, 합금화 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, TS 및 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 합금화 온도는, 보다 바람직하게는 470 ℃ 이상으로 한다. 또, 합금화 온도는, 보다 바람직하게는 550 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 530 ℃ 이하로 한다.
전기 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 실온 이상 100 ℃ 이하의 도금욕을 사용하여, 편면당의 도금 부착량이 20 ∼ 80 g/㎡ 이 바람직하다.
또, 용융 아연 도금 강판 (GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 의 도금 부착량은 편면당 20 ∼ 80 g/㎡ (양면 도금) 으로 하는 것이 바람직하다. 도금의 부착량은, 아연 도금 후에 가스 와이핑 등을 실시함으로써 조절하는 것이 가능하다.
상기 서술한 바와 같이, 도금 처리를 실시하여 얻은 도금 강판을, 50 ℃ 이하까지 냉각한 후, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연해도 된다. 또, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다. 또, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이하로 한다.
50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연은, 상기 서술한 아연 도금 처리를 행하기 위한 도금 장치와 연속한 장치 상 (온라인) 에서 실시해도 되고, 아연 도금 처리를 행하기 위한 도금 장치와는 불연속인 장치 상 (오프라인) 에서 실시해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적의 신장률을 달성해도 되고, 복수회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러에 의한 가공 등의 방법에 의한 압연이어도 상관없다.
·탈수소 처리 공정
상기 도금 강판에, 추가로, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 탈수소 처리에 의해, 도금 강판 중의 확산성 수소량을 더욱 저감할 수 있다. 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하고, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 보다 향상시킬 수 있다. 300 ℃ 초과의 온도역에서 유지했을 경우, 또는 72.0 시간 초과로 유지한 경우에는, 템퍼링에 의해 원하는 TS 의 확보가 어려워질 가능성이 있다. 또, 50 ℃ 미만에서 유지했을 경우, 또는 0.5 시간 미만으로 유지한 경우에는, 도금 강판 중의 확산성 수소량의 저감의 효과가 충분히 얻어지지 않을 가능성이 있다. 따라서, 탈수소 처리 공정에서는, 도금 강판을, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 것이 바람직하다. 또, 탈수소 처리 공정에서는, 도금 강판을, 70 ℃ 이상 200 ℃ 이하의 온도역 내에서 1 시간 이상 36.0 시간 이하 유지하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 탈수소 처리는, 어닐링 공정 후 또는 재가열 공정 후, 냉연 강판에 실시해도 된다.
또, 다른 실시양태로서, 어닐링 공정의 유지 후, 냉연 강판을, 예를 들어, 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 냉각하고, 이어서, 냉연 강판에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는, 도금 처리 공정, 및, 제 2 재가열 공정을 실시해도 된다. 이 경우를, 이하, 어닐링 공정 후의 임의의 공정에 관련된 제 2 실시형태로서 설명한다.
[제 2 실시형태]
·도금 처리 공정
어닐링 공정의 유지 후, 냉연 강판을, 예를 들어, 350 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 냉각하고, 이어서, 냉연 강판에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한다.
또한, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 용융 아연 도금 처리의 조건 등에 대해서는, 상기 서술한 제 1 실시형태와 동일하기 때문에, 여기서는 기재를 생략한다.
· 제 2 재가열 공정
상기 도금 처리 공정 후, 도금 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지한다.
냉각 정지 온도 : 250 ℃ 이하
냉각 정지 온도를 마텐자이트 변태 개시 온도 이하인 250 ℃ 이하로 함으로써, 후술하는 재가열시에 생성되는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 증가시킬 수 있다. 또, 냉각 정지 시점에서, 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴으로써, 강판 중의 확산성 수소량이 저감된다. 그 결과, 굽힘 변형시의 보이드의 생성량이 감소하기 때문에, 더욱 굽힘성이나 내충돌 특성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이하가 바람직하다. 냉각 정지 온도는, 보다 바람직하게는 200 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 냉각 정지 온도는 -30 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
재가열 온도 : 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하
상기 냉각 정지 후, 냉연 강판을 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지한다. 재가열 온도를 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상으로 함으로써, 강판 중의 확산성 수소가 방출되기 때문에, 탈수소가 촉진된다. 단, 재가열 온도가 450 ℃ 를 초과하면, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가할 가능성이 있다. 그 때문에, 굽힘성이나 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, 재가열 온도는 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하가 바람직하다. 재가열 온도는, 보다 바람직하게는 냉각 정지 온도 초과 또한 100 ℃ 이상으로 한다. 재가열 온도는, 보다 바람직하게는 400 ℃ 이하로 한다. 또한, 재가열 온도는, 재가열 공정에서의 최고 도달 온도이다.
유지 시간 : 10 초 이상
재가열 온도역 (냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하) 에서의 유지 시간이 10 초 미만인 경우, ??칭 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가할 가능성이 있다. 그 때문에, 굽힘성이나 내충돌 특성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, 재가열 온도역에서의 유지 시간은 10 초 이상이 바람직하다. 또한, 재가열 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산기술 상의 제약으로, 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도역에서의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 10 초 이상, 300 초 이하로 한다. 또한, 재가열 온도역에서의 유지 시간에는, 재가열 온도에서의 유지 시간에 더해, 재가열 온도에 도달하기 전후의 가열 및 냉각에 있어서의 재가열 온도역 (80 ℃ 이상 450 ℃ 이하) 에서의 체류 시간도 포함된다. 단, 상기 냉각 정지 온도에 도달하기 전의 당해 온도역에 있어서의 체류 시간은 제외하는 것으로 한다.
재가열 온도에서 유지 후의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭, 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 재가열 온도에서 유지 후, 50 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 실온 정도까지 냉각한다. 그 냉각의 평균 냉각 속도는 통상 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하이다.
·탈수소 처리 공정
상기 도금 강판에, 추가로, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 탈수소 처리의 조건 등에 대해서는, 상기 서술한 제 1 실시형태와 동일하기 때문에, 여기서는 기재를 생략한다.
상기한 것 이외의 조건은, 통상적인 방법에 따르면 된다. 또, 상기에서 설명한 본 발명의 일 실시형태에 따른 클래드 강판의 제조 방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 상기 서술한 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각 속도가 냉각 중에 변화했을 경우에 있어서도 규정된 범위 내이면 특별히 문제는 없다. 또, 열이력만 만족되면, 강판은 어떠한 설비에서 열처리가 실시되어도 상관없다.
[4] 부재의 제조 방법
다음에, 본 발명의 일 실시형태에 따른 부재의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 부재의 제조 방법은, 상기 클래드 강판 (예를 들어, 상기 클래드 강판의 제조 방법에 의해 제조된 클래드 강판) 에, 성형 가공 또는 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 부재로 하는 공정을 갖는다.
여기서, 성형 가공 방법은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 사용할 수 있다. 또, 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
본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명한다. 본 발명의 범위는 이하의 실시예로 한정되지 않는다.
표 1-1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 모재 강슬래브를 준비하였다. 또, 표 1-2 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 합재 강슬래브를 준비하였다. 이어서, 모재 강슬래브의 표리면의 양면, 및, 합재 강슬래브의 표리면 가운데, 일방의 면의 표면 조도를 표면 처리하여, 표면 조도를 조정하였다. 또한, 표 2 의「표면 조도 Ra」는, 표면 처리면 (모재 강슬래브와 합재 강슬래브가 접하는 면) 의 표면 조도 Ra 의 최대치를 기재하고 있다. 이어서, 모재 강슬래브의 표면 처리면과 합재 강슬래브의 표면 처리면이 접하도록, 모재 강슬래브와 합재 강슬래브를, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브 - 합재 강슬래브의 순서로 적층하여, 적층 슬래브를 얻었다. 이어서, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이를 접합하여, 접합 적층 슬래브를 얻었다. 이 때, 표 2 에 나타내는 조건으로, 합재 강슬래브 - 모재 강슬래브의 사이를 진공화하였다. 또한, No.45 에서는, 합재 강슬래브를 적층하지 않고, 모재 강슬래브만으로 이루어지는 강슬래브를 사용하였다.
얻어진 접합 적층 슬래브를 표 2 에 나타내는 슬래브 가열 온도로 가열하여, 조압연하였다. 이어서, 표 2 에 나타내는 마무리 압연 온도에서 마무리 압연을 실시하여, 열연 강판을 얻었다. 이어서, 표 2 에 나타내는 조건으로, 냉간 압연 공정 및 어닐링 공정을 실시하여, 냉연 강판 (CR) 을 얻었다.
이어서, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 표 2 에 나타내는 조건의 제 1 실시형태의 제조 공정 (제 1 재가열 공정 및 도금 처리 공정), 제 2 실시형태의 제조 공정 (도금 처리 공정 및 제 2 재가열 공정), 또는, 실온으로 냉각 후의 도금 처리를 거쳐, 도금 강판을 얻었다. 또한, 편의적으로, 제 1 재가열 공정의 냉각 정지 온도의 란에, 어닐링 공정 후의 냉각 정지 온도를 기재하고 있다. 또한, 제 1 재가열 공정의 냉각 정지 온도의 란의「-」은, 어닐링 공정 후, 실온으로 냉각한 것을 의미한다.
또한, 도금 공정에서는, 냉연 강판에 대해 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 또는 전기 아연 도금 강판 (EG) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕으로는, GI 를 제조하는 경우에는, Al : 0.20 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 또, GA 를 제조하는 경우에는, Al : 0.14 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 욕온은 GI, GA 어느 것을 제조하는 경우에 있어서도, 470 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은, GI 를 제조하는 경우에는, 편면당 45 ∼ 72 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하고, GA 를 제조하는 경우에는, 편면당 45 g/㎡ (양면 도금) 정도로 하였다.
GA 를 제조하는 경우의 합금화 처리는, 표 2 에 나타내는 온도에서 실시했다. 또, GI 의 도금층의 조성은, Fe : 0.1 ∼ 1.0 질량％, Al : 0.2 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 되어 있었다. GA 의 도금층의 조성은, Fe : 7 ∼ 15 질량％, Al : 0.1 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 되어 있었다.
EG 를 제조하는 경우, 30 ℃ 의 도금욕을 사용하여, 편면당의 도금 부착량을 20 ∼ 50 g/㎡ 정도로 하였다.
또, 일부의 도금 강판에 대해서는, 추가로, 표 2 에 나타내는 조건에서 탈수소 처리를 실시하였다.
이상과 같이 하여 얻어진 냉연 강판 및 도금 강판을 공시강으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 평가하였다. 또한, 굽힘성은, V 굽힘 시험에 의해 평가하였다. 또, 내충돌 특성은, 극한 변형능, VDA 굽힘 시험 및 V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험에 의해 평가하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 이하에서는, 강판의 압연 방향을 L 방향, 강판의 폭방향을 C 방향이라고 호칭한다.
또, 상기 서술한 방법에 의해, 강 조직의 동정 및 평균 비커스 경도의 측정 등을 실시했다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 합재의 강 조직이나 모재와 합재의 경계 조도, 모재와 합재의 경계에 존재하는 보이드 개수에 대해서는, (1) 합재 (표면측) 와 (3) 합재 (이면측) 에서 거의 동일한 결과가 얻어졌기 때문에, (1) 합재 (표면측) 만을 대표로 기재하고 있다.
＜인장 특성＞
인장 시험은, JIS Z 2241 에 준거하여 실시했다. 얻어진 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 C 방향이 되도록 JIS 5 호 시험편을 채취하였다. 그 시험편을 사용하여, 크로스 헤드 속도가 10 ㎜/min 인 조건에서 인장 시험을 실시하여, TS 및 전체 신장 (El) 을 측정하였다. TS 는, 780 ㎫ 이상으로 합격으로 하였다.
＜극한 변형능＞
극한 변형능은, 상기 서술한 인장 시험에 의해 얻어지는 판폭 변형 (εw) 과 판두께 변형 (εt) 으로부터 인장 변형 (εl) 을 구하는 미즈누마 등의 이화학 연구소 보고, 45-4 (1969), 79. 에 나타내는 구하는 방법으로 산출하였다.
εl = - (εw ＋ εt)
εw = ln (w/w0),εt = ln (t/t0)
w0 : 인장 시험 전의 판폭, w : 인장 시험 후의 파단부 판폭
t0 : 인장 시험 전의 판두께, t : 인장 시험 후의 파단부 판두께
또한, 나카가와 등의 소성과 가공, 11-29 (1970), 142. 나 마츠후지 등의 소성과 가공, 14-146 (1973), 201. 의 보고로부터, 극한 변형능은 구멍 확장성 (신장 플랜지성) 과 상관이 있는 것이 알려져 있다.
또한, 극한 변형능 εl 은, TS 가 780 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만에서는, 0.8 이상을, TS 가 1180 ㎫ 이상에서는, 0.4 이상을 양호라고 판단하였다.
＜V 굽힘 시험＞
V (90°) 굽힘 시험은, JIS Z 2248 에 준거하여 실시했다. 단면 가공을 실시한 판두께 1.2 ㎜ × 폭 100 ㎜ (C 방향) × 길이 35 ㎜ (L 방향) 사이즈 및 판두께 1.4 ㎜ × 폭 100 ㎜ (C 방향) × 길이 35 ㎜ (L 방향) 사이즈의 시험편을 사용하여, 하중이 10 ton, 스트로크 속도가 30 ㎜/min, 유지 시간이 5 s 인 조건에서, 굽힘 반경 R 을 변화시켜 갔다. N3 평가를 실시하고, 모두 균열이 나오지 않는 최소의 굽힘 반경 R 을 판두께 t 로 나눈 R/t 를 산출하였다. 또, 라이카 제조 실체 현미경을 사용하여, 25 배의 배율로 길이가 200 ㎛ 이상인 균열을 균열이라고 판단하였다.
또한, TS 가 780 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만에서는 R/t ≤ 3.0 을, TS 가 1180 ㎫ 이상에서는 R/t ≤ 4.0 을 양호라고 판단하였다.
＜VDA 굽힘 시험＞
VDA 굽힘 시험은, VDA238-100 에 준거하여 실시했다. 단면 가공을 실시한 판두께 1.2 ㎜ × 폭 65 ㎜ (C 방향) × 길이 60 ㎜ (L 방향) 사이즈 또는 판두께 1.4 ㎜ × 폭 70 ㎜ (C 방향) × 길이 60 ㎜ (L 방향) 사이즈의 시험편을 사용하여, 롤러간 거리가 2 × 판두께 ＋ 0.5 ㎜, 펀치 선단 곡률 반경이 R = 0.4 ㎜ 인 굽힘 시험기로, 스트로크 속도가 20 ㎜/min 인 조건에서 C 방향 굽힘 (L 축 굽힘) 에 의한 VDA 굽힘 시험을 실시하고, αVDA, 최고 하중 F (N), 최고 하중까지의 스트로크 S (㎜) 및 F × S 를 측정하였다. 또한, VDA 굽힘 시험에 의해 얻어지는 αVDA 나 F × S (N·㎜) 는, 축 압괴시의 세로벽부의 파단 특성이나 굽힘 압괴 특성과 상관이 있는 것이 알려져 있다.
또한, TS 가 780 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만에서는, F ≥ 8000 N, S ≥ 11 ㎜, αVDA ≥ 90°, F × S ≥ 88000 N·㎜ 를,
TS 가 1180 ㎫ 이상에서는, F ≥ 10000 N, S ≥ 10 ㎜, αVDA ≥ 85°, F × S ≥ 100000 N·㎜ 를, 양호라고 판단하였다.
또, 참고를 위해, 도 2 에 실시예의 No. 44 및 45 의 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선을 나타낸다.
＜V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험＞
V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험은, 사토 등의 일본 특허 제6748382호에 나타내는 구하는 방법으로 산출하였다. 단면 가공을 실시한 판두께 1.2 ㎜ × 폭 65 ㎜ (C 방향) × 길이 60 ㎜ (L 방향) 사이즈 또는 판두께 1.4 ㎜ × 폭 65 ㎜ (C 방향) × 길이 60 ㎜ (L 방향) 사이즈의 시험편을 사용하여, 하중이 10 ton, 스트로크 속도가 30 ㎜/min, 유지 시간이 5 s 인 조건에서, 굽힘 반경이 R = 5 ㎜ 인 L 방향 굽힘 (C 축 굽힘) 에 의한 V (90°) 굽힘 가공을 실시하였다. V 굽힘 가공 샘플을 수평 방향으로 90°회전시키고, 그 후, 롤러간 거리가 2 × 판두께 ＋ 0.5 ㎜, 펀치 선단 곡률 반경이 R = 0.4 ㎜ 인 굽힘 시험기로, 스트로크 속도가 20 ㎜/min 인 조건에서 V 굽힘 가공의 굽힘부 산측이 펀치측이 되도록 C 방향 굽힘 (L 축 굽힘) 에 의한 VDA 굽힘 시험을 실시하고, 최고 하중 F, 최고 하중까지의 스트로크 S 및 F × S (N·㎜) 를 측정하였다. 또한, 축 압괴시의 굽힘 능선부의 파단 특성과 상관이 있는 것이 알려져 있다.
또한, TS 가 780 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만에서는, F ≥ 6000 N, S ≥ 28 ㎜, F × S ≥ 168000 N·㎜ 를,
TS 가 1180 ㎫ 이상에서는, F ≥ 6500 N, S ≥ 27 ㎜, F × S ≥ 175500 N·㎜ 를 양호라고 판단하였다.
또, 참고를 위해, 도 3 에 실시예의 No.4 의 V 굽힘 - 직교 VDA 굽힘 시험의 F-S 곡선을 나타낸다.
＜내 LME 특성＞
내 LME 특성은, 저항 용접 균열 시험에 의해 판단하였다. 얻어진 클래드 강판의 압연 방향과 직각 방향을 길이로 하여 30 ㎜ × 100 ㎜ 로 절단한 시험편을 1 장과, 다른 1 장은 980 ㎫ 급의 용융 아연 도금 강판을 사용하여, 이들에 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시함으로써, 부재를 제작하였다. 용접기에는 2 장의 강판을 포갠 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. 또한, 용접 전류를 5.7 ∼ 6.2 kA, 통전 시간을 21 사이클, 홀드 시간을 5 사이클로 하였다. 용접 후의 부재로부터 시험편을 반으로 잘라, 단면을 광학 현미경으로 관찰하여, 0.1 mm 이상의 균열이 인정되지 않은 것을 LME 균열성이 양호 (○), 0.1 mm 이상의 균열이 인정된 것을 LME 균열성이 불량 (×) 으로 하였다.
표 3 에 나타내는 바와 같이, 본 발명예는, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는다. 한편, 비교예의 강판은, 이들 중 적어도 한 가지가 본 발명예에 비해 열등하였다.
또, 본 발명예의 클래드 강판을 사용하여, 성형 가공을 실시하여 얻은 부재 또는 접합 가공을 실시하여 얻은 부재는, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이며, 우수한 굽힘성, 내충돌 특성 및 내 LME 특성을 갖는 것을 알 수 있었다.
Claims (14)
- 모재와, 상기 모재의 표리면의 합재를 갖는 클래드 강판으로서,
상기 모재는, 질량％ 로,
C : 0.050 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Si : 0.02 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
Mn : 1.80 ％ 이상 3.50 ％ 미만,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,
페라이트의 면적률 : 55 ％ 이하,
마텐자이트 및 템퍼드 마텐자이트의 합계의 면적률 : 30 ％ 이상,
잔류 오스테나이트의 체적률 : 5 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
상기 합재는, 질량％ 로,
C : 0.100 ％ 이하,
Si : 0.60 ％ 이하,
Mn : 0.05 ％ 이상 2.50 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 0.100 ％ 이하 및
N : 0.0100 ％ 이하
이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,
페라이트의 면적률 : 80 ％ 이상인 강 조직을 갖고,
상기 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 가 260 이하이며,
상기 합재의 평균 비커스 경도 (HVL) 를, 상기 모재의 평균 비커스 경도 (HVB) 로 나눈 값이 0.80 이하이며,
상기 모재와 상기 합재의 경계 조도가 최대 높이 Ry 로 50 ㎛ 이하이며,
상기 모재와 상기 합재의 경계에 있어서의 보이드 개수가, 경계 길이 10 ㎜ 당 20 개 이하인, 클래드 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 모재의 성분 조성 및 상기 합재의 성분 조성 중의 적어도 일방이, 추가로 질량％ 로,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.100 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cu : 1.00 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.50 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Mg : 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.020 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.020 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하,
Ce : 0.0200 ％ 이하,
Se : 0.0200 ％ 이하,
Te : 0.0200 ％ 이하,
Ge : 0.0200 ％ 이하,
As : 0.0200 ％ 이하,
Sr : 0.0200 ％ 이하,
Cs : 0.0200 ％ 이하,
Hf : 0.0200 ％ 이하,
Pb : 0.0200 ％ 이하,
Bi : 0.0200 ％ 이하 및
REM : 0.0200 ％ 이하
중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 클래드 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 모재의 두께를 상기 합재의 합계 두께로 나눈 값이 1 이상인, 클래드 강판. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 갖는, 클래드 강판. - 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재 및 상기 합재에 포함되는 합계의 확산성 수소량이 0.50 질량 ppm 이하인, 클래드 강판. - 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판을 사용하여 이루어지는, 부재.
- 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 모재의 성분 조성을 갖는 모재 강슬래브를 준비하는, 제 1 준비 공정과,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 합재의 성분 조성을 갖는 합재 강슬래브를 준비하는, 제 2 준비 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표리면의 양면, 및, 상기 합재 강슬래브의 표리면 중의 적어도 일방의 면의 표면 조도를 Ra 로 30 ㎛ 이하로 표면 처리하는, 표면 처리 공정과,
상기 모재 강슬래브의 표면 처리면과 상기 합재 강슬래브의 표면 처리면이 접하도록, 상기 모재 강슬래브와 상기 합재 강슬래브를, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브 - 상기 합재 강슬래브의 순서로 적층하여, 적층 슬래브를 얻는, 적층 공정과,
상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이를 접합하고, 또한, 상기 합재 강슬래브 - 상기 모재 강슬래브의 사이의 진공도가 모두 1 × 10-2 Torr 이하가 되도록 진공화하여, 접합 적층 슬래브를 얻는, 접합 공정과,
상기 접합 적층 슬래브를 1050 ℃ 이상 1350 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연을 실시하여, 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판에, 압하율 : 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 조건에서 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻는, 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을, 어닐링 온도 : 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상의 조건에서 어닐링하는, 어닐링 공정을 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 7 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서, 250 ℃ 초과 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는, 제 1 재가열 공정을, 추가로 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후, 또는, 상기 제 1 재가열 공정 후, 상기 냉연 강판에 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻는, 도금 처리 공정을, 추가로 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 9 항에 있어서,
상기 도금 처리가, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리, 또는, 전기 아연 도금 처리인, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,
상기 도금 처리 공정 후, 상기 도금 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리 공정을, 추가로 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 7 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연 강판에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하여, 도금 강판을 얻는, 도금 처리 공정과,
이어서, 상기 도금 강판을, 250 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과 또한 80 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는, 제 2 재가열 공정을, 추가로 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 12 항에 있어서,
상기 제 2 재가열 공정 후, 상기 도금 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는, 탈수소 처리 공정을, 추가로 갖는, 클래드 강판의 제조 방법. - 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판에, 성형 가공 또는 접합 가공의 적어도 일방을 실시하여 부재로 하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
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