KR20230142837A

KR20230142837A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20230142837A
Application number: KR1020237030448A
Authority: KR
Inventors: 심페이 요시오카; 신지로 가네코; 유마 혼다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2021-03-31
Filing date: 2022-02-28
Publication date: 2023-10-11
Also published as: CN117178069A; JP7239066B2; WO2022209519A1; JPWO2022209519A1; US20240158883A1; EP4310205A1

Abstract

우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 마텐자이트 조직을 주체로 한 강에 있어서, 우수한 프레스 성형성을 실현하는 것이 가능한, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판을 제공한다. 강판은, 질량％ 로, C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.7 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, sol.Al : 1.00 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.002 ％ 이상 0.080 ％ 이하 및 B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과, 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상이고, 그 마텐자이트에 있어서의, 블록 경계의 길이 L_B 에 대한 서브 블록 경계의 길이 L_S 의 비 L_S/L_B 가 소정 식 (1) 을 만족하는 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법

본 발명은, 자동차나 가전 등에 냉간 프레스 성형 공정을 거쳐 제공되는, 냉간 프레스 성형용의 고강도 강판 및 당해 강판을 사용한 부재, 그리고 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 차체의 경량화 니즈의 가일층의 고조로부터, 차체 골격 부품에 대한 인장 강도 (TS) 가 1310 ㎫ 이상인, 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 또, 가일층의 경량화의 관점에서 1.8 ㎬ 급 혹은 그 이상의 고강도화의 검토도 개시되고 있다. 종래에는, 열간으로 프레스하는 핫 프레스에 의한 고강도화가 정력적으로 검토되어 왔지만, 최근에는 비용·생산성의 관점에서, 고강도 강에 대한 냉간 프레스의 적용이 새롭게 검토되고 있다.

그런데, 마텐자이트 조직은 페라이트나 베이나이트 등의 비교적 연질인 조직보다 높은 강도가 얻어지기 쉽기 때문에, 고강도 강판의 조직 설계에 있어서는, 마텐자이트 조직을 주체로 하는 것이 유효하다. 그러나, 마텐자이트 주체의 강은, 페라이트나 베이나이트 등의 비교적 연질인 조직을 함유하는 복합 조직 강보다 연성이 부족하다. 그 때문에 마텐자이트 주체의 강은, 굽힘 성형 주체로 성형되는 도어 빔이나 범퍼 등, 비교적 단순 형상의 부품에 대한 적용에 머물러 있었다.

한편, 복합 조직 강은, 마텐자이트 주체의 강에 비해 내지연 파괴 특성이 열위이다. 즉, 마텐자이트 주체의 강과 동등한 강도를 복합 조직 강에서 실현하려면, 보다 경도가 높은 경질 조직의 상을 함유할 필요가 있는 바, 이와 같은 경질 조직은, 높은 응력이 집중되기 때문에 지연 파괴의 기점이 된다. 따라서, 고강도 강판에 있어서, 우수한 내지연 파괴 특성과 성형성을 동시에 실현하는 것은 곤란하였다.

여기서, 내지연 파괴 특성이 우수한 마텐자이트 조직 그 자체의 연성을 향상시킬 수 있으면, 복합 조직화하지 않아도 우수한 내지연 파괴 특성과 성형성을 양립할 수 있을 가능성이 있다. 마텐자이트 조직의 연성을 향상시키는 수법 중 하나로서, 템퍼링 온도의 고온화를 들 수 있지만, 이러한 수법은, 연성의 향상 효과가 작은 데다가, 조대한 탄화물이 형성되기 때문에 굽힘성이 현저하게 열화된다.

특허문헌 1 에는, 마텐자이트가 면적률로 95 ％ 이상 함유되는 한편, 잔류 오스테나이트, 페라이트가, 면적률의 합계로 5 ％ 미만 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 또한 탄화물의 평균 사이즈가 원 상당 직경으로 60 ㎚ 이하임과 함께, 원 상당 직경으로 25 ㎚ 이상인 탄화물의 수 밀도가 1 ㎟ 당 0 개인 것을 특징으로 하는, 항복 강도가 1180 ㎫ 이상, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상인 굽힘성이 우수한, 고강도 냉연 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는, 마텐자이트 : 90 ％ 이상, 잔류 오스테나이트 : 0.5 ％ 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 국소의 Mn 농도가, 강판 전체의 Mn 함유량의 1.2 배 이상이 되는 영역이, 면적률로 1 ％ 이상 존재하고, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상, 항복비가 0.75 이상이고, 또한 전연신이 10 ％ 이상인 것을 특징으로 하는, 항복비와 가공성이 우수한 초고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

일본 특허 제6017341호 일본 공개특허공보 2019-2078호

최근, 연성이 부족한 강판이어도 프레스 가공 기술을 활용함으로써, 복잡한 부품 형상으로 가공하는 것이 가능해지고 있다. 그 공법 중 하나로서 예성형 (豫成形) 기술이 있으며, 1 회의 프레스 가공으로 최종 형상으로 하는 것이 아니라, 최종 형상으로 하기 전에 미리 부분적인 성형을 실시하여, 강판 전체에 변형을 분산시킴으로써 강판의 균열을 억제하는 기술이다. 이와 같은 공법에 있어서는, 변형이 도입되는 방법이 복잡하여, 예를 들어, 1 축 인장 후에 다음 공정에서 2 축 방향으로 변형이 부여되는, 환언하면, 1 공정째와 2 공정째에서 변형이 부여되는 방향이 직교하는 것과 같은 변형이 실시되는 경우가 있다. 이와 같은 공법에 있어서의 프레스 가공성은, 일반적인 성형성 평가 시험인 1 축 인장 시험으로 평가된 특성값과 반드시 상관하는 것은 아니다.

특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 우수한 굽힘성이 얻어지기 때문에, 부품의 성형에서 다용되는 굽힘 변형에 대한 연성에 대해서는 충분하지만, 마텐자이트 주체의 강에서는, 보다 복잡한 형상을 갖는 부품으로 가공할 때의 연성이 불충분한 것으로 생각된다.

특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써 일정한 연신 특성이 얻어지지만, 잔류 오스테나이트는 어느 방향으로 가공되면 경질인 마텐자이트로 변태한다. 경질인 마텐자이트는 변형의 집중 기점이 되기 쉽기 때문에, 보다 복잡하고 또한 복수 공정으로 실시되는 프레스 가공에 있어서는, 충분한 성형성을 발휘할 수 없을 가능성이 생각된다.

이상과 같이, 기존의 기술에서는, 마텐자이트를 주체로 한 고강도 강판에 있어서, 우수한 프레스 성형성을 실현하는 것은 곤란하다. 또, 이러한 우수한 프레스 성형성은, 상기의 강판에 성형 가공 또는 용접을 실시하여 얻어지는 부재에도 요구된다.

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 마텐자이트 조직을 주체로 한 강에 있어서, 우수한 프레스 성형성을 실현하는 것이 가능한, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판 및 당해 강판을 사용한 부재, 그리고 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭하여 하기의 i) 내지 v) 의 지견을 얻었다. 기본적인 생각으로는, 보다 복잡하고 또한 복수 공정으로 실시되는 프레스 가공에 있어서, 잔류 오스테나이트나 페라이트 등의 연질 조직은 변형이 집중되기 쉽기 때문에, 그 함유율은 제한하고, 주체인 마텐자이트 조직 그 자체의 변형의 분산성을 향상시키는 것에 있다.

i) 마텐자이트를 주체로 하는 강은, 마텐자이트 조직을 만들 때의 열 수축과 변태 팽창에 의해 복잡한 내부 응력장이 발생하는 경우가 있다.

ii) 상기와 같은 내부 응력장이 존재하면, 가공에 의해 변형될 때에, 어느 특정한 영역이 우선적으로 변형되기 시작하고, 변형의 진행에 수반하여, 복수의 영역이 단계적으로 변형을 개시함으로써 강판 전체에 변형이 분산되게 된다.

iii) 이와 같은 내부 응력장을 직접 관측하는 것은 곤란하지만, 마텐자이트의 하부 조직인 블록의 결정 방위는 마텐자이트 생성시의 응력장의 영향을 받기 때문에, 응력장의 대소를 그 블록의 결정 방위 정보로부터 간접적으로 추정 가능하다.

iv) 블록에서의 결정 방위의 선택의 경향은, 마텐자이트 조직의 생성 과정에 있어서, 어느 특정한 온도역에 있어서의 냉각 속도를 제어함으로써 변화시킬 수 있다.

v) 블록의 결정 방위는 마텐자이트의 생성 개시 온도인 Ms 점에 크게 영향을 받으며, Ms 점을 변화시키는 Mn 농도가 균일하게 분산되어 있을수록 변형의 분산성이 보다 높아진다. 이 Mn 농도의 분포는, 적정한 열연 조직의 제조에 의해 달성된다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로

C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,

Si : 1.5 ％ 이하,

Mn : 1.7 ％ 이하,

P : 0.05 ％ 이하,

S : 0.010 ％ 이하,

sol.Al : 1.00 ％ 이하,

N : 0.010 ％ 이하,

Ti : 0.002 ％ 이상 0.080 ％ 이하 및

B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,

마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상이고, 블록 경계의 길이 L_B 에 대한 서브 블록 경계의 길이 L_S 의 비 L_S/L_B 가 다음 식 (1) 을 만족하는 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판.

0.11/[C ％]^0.8 ≤ L_S/L_B ≤ 0.16/[C ％]^0.8 …(1)

여기서, [C ％] : C 함유량 (질량％)

(2) 상기 성분 조성이, 질량％ 로, 추가로,

Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,

Ni : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,

Mo : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,

Cr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,

Zr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,

Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,

Nb : 0.002 ％ 이상 0.060 ％ 이하,

V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,

W : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하

Sb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

Sn : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및

REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 (1) 에 기재된 강판.

(3) 상기 Mn 은, 농도의 표준 편차가 0.12 ％ 이하인, 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강판.

(4) 표면에 아연 도금층을 갖는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강판.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.

(6) 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고,

그 냉연 강판에, Ac₃ 점 이상에서 240 초 이상의 균열 처리를 실시하고, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도로부터 Ms 점까지의 온도역을 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 1 차 냉각을 실시하고, 이어서, Ms 점으로부터 (Ms 점 － 50 ℃) 까지의 온도역을 200 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 2 차 냉각을 실시하고, 계속해서, 50 ℃ 이하까지 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 3 차 냉각을 실시하는, 강판의 제조 방법.

(7) 상기 3 차 냉각 후에, 150 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 재가열을 실시하는, 상기 (6) 에 기재된 강판의 제조 방법.

(8) 상기 2 차 냉각에 사용하는 냉매가 물이고, 상기 2 차 냉각에 있어서의 수량 밀도가 3.0 ㎥/㎡/min 이상 10.0 ㎥/㎡/min 이하인, 상기 (6) 또는 (7) 에 기재된 강판의 제조 방법.

(9) 상기 열간 압연에서는, 840 ℃ 이상의 마무리 압연 온도에서 압연한 후, 3 s 이내에 640 ℃ 이하까지 냉각시키고, 600 ℃ 내지 500 ℃ 의 온도 범위로 5 s 이상 유지하고, 그 후, 550 ℃ 이하의 온도에서 권취 처리를 실시하는, 상기 (6) 내지 (8) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

(10) 상기 재가열 후에 도금 처리를 실시하는, 상기 (7) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

(11) 상기 (6) 내지 (10) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는, 부재의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 우수한 내지연 파괴 특성과 프레스 성형성을 동시에 실현하는, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판을 제공할 수 있다. 이 특성의 개선에 의해, 보다 복잡한 형상을 갖는 부품에 대한 냉간 프레스 성형 용도에서의 고강도 강판의 보급이 촉진되고, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다.

도 1 은, 비율 L_S/L_B 와 장출 (張出) 성형 높이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2 는, 실시예의 사례에 있어서의 인장 강도 및 장출 성형 높이를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다. 먼저, 본 발명의 강판의 성분 조성에 있어서의 각 성분의 함유량에 대해 설명한다. 이하에서 성분의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미한다.

C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하

C 는, ??칭성을 향상시켜 소정의 마텐자이트 면적률을 얻기 위해 함유시킨다. 또, 마텐자이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1310 ㎫ 을 확보하는 관점에서 함유시킨다. C 의 함유량이 0.12 ％ 미만에서는, 소정의 강도를 안정적으로 얻는 것이 곤란해진다. 또한, TS ≥ 1470 ㎫ 을 얻는 관점에서는, C 를 0.18 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. C 의 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져 인성이 저하되고, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서, C 의 함유량은 0.12 ∼ 0.40 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.36 ％ 이하이다.

Si : 1.5 ％ 이하

Si 는, 고용 강화에 의한 강화 원소로서 첨가한다. Si 함유량의 하한값은 규정하지 않지만, 상기 효과를 얻는 관점에서 Si 는 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또, Si 는 0.1 ％ 이상 함유하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Si 의 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면, 인성의 저하를 초래하고 프레스 성형성이 열화된다. 또, Si 의 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면, 열간 압연에 있어서의 압연 하중의 현저한 증가를 초래한다. 따라서, Si 의 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이하이다.

Mn : 1.7 ％ 이하

Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시켜, 마텐자이트 면적률을 소정 범위로 하기 위해 함유한다. Mn 의 첨가량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 공업적으로 안정적으로 소정의 마텐자이트 면적률을 확보하기 위해서는, Mn 을 0.2 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 용접의 안정성으로부터, Mn 함유량은 1.7 ％ 를 상한으로 한다. 바람직하게는 1.6 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.5 ％ 이하이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는, 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면, 인성이 저하되고 프레스 성형성이나 스폿 용접성이 열화된다. 따라서, P 함유량은 0.05 ％ 이하로 한다. 상기의 관점에서 P 함유량은 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 0.002 ％ 미만으로 저하시키려면 다대한 비용을 요하기 때문에, 비용의 관점에서는, 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다.

S : 0.010 ％ 이하

S 는, 조대한 MnS 의 형성을 통하여 프레스 성형성을 열화시키기 때문에, S 함유량은 0.010 ％ 이하로 할 필요가 있다. 상기의 관점에서 S 함유량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 0.0002 ％ 미만으로 저하시키려면 다대한 비용을 요하기 때문에, 비용의 관점에서는, 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.

sol.Al : 1.00 ％ 이하

Al 은, 충분한 탈산을 실시하여, 강 중 개재물을 저감시키기 위해 함유한다. sol.Al 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 안정적으로 탈산을 실시하기 위해서는 0.003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, sol.Al 의 함유량이 1.00 ％ 초과가 되면, Al 계의 조대 개재물이 다량으로 생성되어, 프레스 성형성이 열화된다. 따라서, sol.Al 의 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.80 ％ 이하이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 조대한 질화물을 형성하여, 프레스 성형성을 열화시키기 때문에 그 첨가량을 제한할 필요가 있다. 따라서, N 의 함유량은 0.010 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.006 ％ 이하이다. N 의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0005 ％ 정도로, 실질적으로 0.0005 ％ 이상이 된다.

Ti : 0.002 ％ 이상 0.080 ％ 이하

Ti 는, BN 의 형성에 앞서 TiN 을 형성함으로써, 고용 B 를 확보하여 ??칭성을 안정화시키기 위해 첨가한다. 상기의 효과를 얻는 관점에서, Ti 는 0.002 ％ 이상 함유할 필요가 있다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, Ti 를 과잉으로 함유하면, 조대한 TiN 이나 TiC 등의 개재물이 다량으로 생성되어 프레스 성형성을 열화시킨다. 그 때문에, Ti 는 0.080 ％ 이하로 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 0.060 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.055 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소이며, 적은 Mn 함유량으로도 소정의 면적률의 마텐자이트를 생성시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, B 를 0.0050 ％ 초과로 함유하면, 그 효과가 포화된다. 따라서, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다. B 함유량은 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

본 발명의 강판은, 기본 성분으로서 상기의 성분군 (C, Si, Mn, P, S, sol.Al, N, Ti 및 B) 을 함유하고, 잔부가 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 특히, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 강판은, 기본 성분이 상기의 성분군을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 불가피적 불순물로는, 한정되지 않지만, H, He, Li, Be, O (산소), F, Ne, Na, Cl, Ar, K, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Br, Kr, Rb, Sr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, I, Xe, Cs, Ba, La, Hf, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Hg, Tl, Pb, Bi, Po, At, Rn, Fr, Ra, Ac, Rf, Ha, Sg, Ns, Hs, Mt 등을 들 수 있다.

또한, 상기 강판의 성분 조성은, 상기의 성분군에 더하여, 필요에 따라, 이하에 나타내는 임의 원소에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Cu 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또, Cu 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에 대한 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 상기의 관점에서, Cu 함유량은, 0.01 ％ 이상이 바람직하고, 나아가 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되기 때문에, Cu 함유량은 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

Ni : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Ni 도 Cu 와 마찬가지로, 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 바람직하다. 그러나, Ni 의 함유량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 함유량은 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

Mo : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하

Mo 는, 강의 ??칭성을 향상시켜, 소정의 강도를 안정적으로 확보하는 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면, Mo 를 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 는 0.350 ％ 를 초과하여 함유하면, 화성 처리성이 열화된다. 따라서, Mo 함유량은 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Cr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하

Cr 은, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 0.350 ％ 를 초과하면 화성 처리성이 열화된다. 따라서, Cr 함유량은 0.005 ∼ 0.350 ％ 가 바람직하다. 화성 처리성은 0.20 ％ 초과의 Cr 로 열화되기 시작하는 경향이 있으므로, 이들을 방지하는 관점에서 Cr 함유량은 0.200 ％ 이하가 보다 바람직하다.

Zr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하

Zr 은, 구 γ 입경의 미세화 및 그것에 의한 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Zr 함유량은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Zr 을 다량으로 첨가하면 Zr 계의 조대한 석출물이 증가하여, 프레스 성형성을 열화시킨다. 이 때문에, Zr 함유량은 0.350 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

Ca 는, S 를 CaS 로서 고정시켜, 프레스 성형성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, Ca 를 다량으로 첨가하면 표면 품질을 열화시키기 때문에, Ca 함유량은 0.0050 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

Nb : 0.002 ％ 이상 0.060 ％ 이하

Nb 는, 구 γ 입경의 미세화나 그것에 의한 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Nb 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Nb 를 다량으로 첨가하면 Nb 계의 조대한 석출물이 증가하여, 프레스 성형성을 열화시킨다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.060 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하

V 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 고강도화의 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. 그들 효과를 얻으려면, V 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, V 는 0.500 ％ 를 초과하여 함유하면, 주조성이 현저하게 열화된다. 따라서, V 함유량은 0.005 ∼ 0.500 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.200 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다.

W : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하

W 는, 미세한 W 계 탄화물 및 W 계 탄질화물의 형성을 통하여, 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서, W 는 0.005 ％ 이상으로 함유시키는 것이 바람직하다. 단, W 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 프레스 성형성이 열화된다. 이 때문에, W 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.100 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다.

Sb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Sb 는, 표층의 산화 및 질화를 억제하고, 그것에 의한 C 및 B 의 저감을 억제한다. C 및 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sb 함유량은 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 단, Sb 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sb 가 편석되어 인성이 열화되고, 프레스 성형성이 열화된다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.100 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

Sn : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

Sn 은, 표층의 산화 및 질화를 억제하고, 그것에 의한 C 및 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C 및 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서, Sn 함유량은 0.001 ％ 이상이 바람직하다. 단, Sn 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sn 이 편석되어 인성이 열화되고, 프레스 성형성이 열화된다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.100 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하

Mg 는, MgO 로서 O 를 고정시켜, 프레스 성형성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, Mg 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 프레스 성형성을 열화시키므로, Mg 함유량은 0.0100 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하

REM 은, 개재물을 미세화시켜, 파괴의 기점을 감소시킴으로써, 프레스 성형성을 개선한다. 그러기 위해서는, 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, REM 을 다량으로 첨가하면 오히려 개재물이 조대화되어 프레스 성형성이 열화된다. 이 때문에, REM 함유량은 0.0100 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

또한, 상기의 각 임의 원소에 관하여, 함유량이 상기 서술한 하한값 미만인 경우에는, 당해 임의 원소는 불가피적 불순물로 간주되는 것으로 한다.

다음으로, 본 발명의 강판의 금속 조직 및 인장 강도에 대해 설명한다.

(금속 조직의 요건 1)

마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률 : 95 ％ 이상

본 발명의 강판은, 소정의 강도를 얻기 위해, 조직 전체에 대한 마텐자이트의 면적률이 95 ％ 이상일 필요가 있다. 마텐자이트의 면적률은, 100 ％ 여도 된다. 마텐자이트 이외의 잔부 조직으로는, 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트를 들 수 있지만, 이들의 합계가 5 ％ 를 초과하면, 즉 마텐자이트가 95 ％ 미만이면, 잔부 조직인 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트가 증가하여, 소정의 강도를 얻는 것이 어려워진다.

또한, 마텐자이트 면적률이 95 ％ 미만이어도 소정의 강도를 확보하는 방법으로는, 예를 들어, 템퍼링 온도의 저온화가 있다. 그러나, 템퍼링 온도가 과도하게 낮아지면, 인성이 저하되고 프레스 성형성이 열화된다. 또, C 량을 증가시키는 것에 의해서도 강도를 증가시킬 수 있지만, 용접성을 열화시킬 우려가 있어 바람직하지 않다. 따라서, 우수한 프레스 성형성을 확보한 데다가 소정의 강도를 확보하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 95 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 여기서, 마텐자이트는, 템퍼드 마텐자이트, 연속 냉각 중에 자기 템퍼링을 발생시킨 마텐자이트, 템퍼링이 발생하지 않은 마텐자이트도 포함한다. 잔부로는, 베이나이트, 페라이트, 잔류 γ 및 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물 등의 개재물 등을 들 수 있다. 또한, 잔부를 포함하지 않고, 마텐자이트의 면적률이 100 ％ 여도 된다.

(금속 조직의 요건 2)

본 발명의 강판은, 블록 경계의 길이 L_B 에 대한 서브 블록 경계의 길이 L_S 의 비 L_S/L_B 가, 다음 식 (1) 을 만족한다.

0.11/[C ％]^0.8 ≤ L_S/L_B ≤ 0.16/[C ％]^0.8 …(1)

여기서, [C ％] 는 C 함유량이다.

마텐자이트의 하부 조직은 계층 구조로 되어 있으며, 사이즈가 큰 순서대로 패킷, 블록, 라스라고 불린다. 패킷은, 구 γ 립을 몇 가지 영역으로 분단하는 조직이며, 정벽면이 동일한 라스의 집단이다. 블록은, 패킷을 분단하는 조직이며, 결정 방위가 거의 동일한 라스의 집단이다. 일반적으로, 블록 경계는 결정 방위차가 15 도 이상인 대각 입계로 형성되지만, 블록 내에 비교적 저각의 방위차가 나타나는 경우가 있으며, 이것은 서브 블록 경계라고 불린다. 발명자들은, 서브 블록 경계의 양과 실부품에서의 프레스 성형 시험의 상관을 조사한 결과, 서브 블록 경계가 많을수록, 복잡한 프레스 가공에 있어서도 실부품에 있어서의 판 두께 감소가 작고, 변형의 분산성이 높아져 있을 가능성을 확인하기에 이르렀다.

이 메커니즘은 분명하지는 않지만, 마텐자이트의 내부에 형성되어 있는 내부 응력장에 의해, 마텐자이트가 결정립마다 대소 다양한 항복 강도를 갖고 있고, 다양한 영역에서 변형이 진행되는 것에 의한 것으로 생각된다. 즉, 대각 입계인 블록 경계를 다수 형성하면서 마텐자이트 변태가 진행되는 경우에는, 마텐자이트 변태에 의한 변형이 작아지고, 마텐자이트 변태가 완료된 시점에 있어서의 내부 응력장이 작아지는 것으로 생각된다. 한편, 서브 블록 경계는 비교적 C 량이 낮은 강에서 관찰되는 경우가 많으며, 이것은, 마텐자이트 변태에 의한 변태 팽창시에, 주위의 오스테나이트의 변형 저항이 C 량에 의존하여 블록의 결정 방위 선택에 간접적으로 영향을 미치고 있기 때문인 것으로 추정된다.

이상의 실험 결과나 추정으로부터, 발명자들은 마텐자이트의 생성 개시 직후부터 C 가 오스테나이트 영역에 확산되고 농화됨으로써, 블록의 결정 방위의 선택에 영향을 미칠 가능성이 있는 것에 상도하였다.

발명자들은, 더욱 상세한 실험을 실시하여, 서브 블록 경계의 양으로서, 블록 경계의 길이 L_B 에 대한 서브 블록 경계의 길이 L_S 의 비 (이하, 간단히 비율이라고도 한다) L_S/L_B 를 지표로 한 경우에, 그 비율 L_S/L_B 가 C 량에 의존하는 것, C 량에 따라 상기 비율을 소정의 범위로 제어함으로써 성형성을 향상시킬 수 있는 것, 상기 비율은 적정한 냉각 조건에 의해 달성되는 것을, 각각 지견하였다.

먼저, 0.10 ∼ 0.46 ％ 의 범위의 여러 가지 C 량을 갖는 강판에 대해, L 단면을 연마 후 콜로이달 실리카로 마무리 연마하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 200 ㎛ × 200 ㎛ 의 영역을 후방 산란 전자 회절 (EBSD) 로 해석하였다. 얻어진 결정 방위 데이터를, 주식회사 TSL 솔루션즈 제조의 해석 소프트 (OIM Analysis Ver.7) 로 해석하였다. 스텝 사이즈는 0.2 ㎛ 로 하였다. EBSD 에 의한 결정 방위 맵 (결정 방위 데이터) 상에서는 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트는 동일한 체심 입방 (BCC) 구조를 갖고 있기 때문에 구별하는 것이 곤란하고, 또한, 본 발명에 있어서는 대부분이 마텐자이트 조직을 갖고 있기 때문에, 이들 조직을 포함시킨 결정 구조가 BCC 구조인 영역을 대상으로 결정립계의 방위 관계를 정량화하였다. 블록 경계는 인접하는 스텝의 결정 방위차가 15 도 이상, 서브 블록 경계는 3 도 이상 15 도 미만으로 정의하였다. 각 경계의 길이는, 전술한 해석 소프트 상에서 경계를 묘화하면 자동 계측되므로, 이것에 의해 블록 경계의 길이 L_B 및 서브 블록 경계의 길이 L_S 를 측정하였다. 또, 각 강판에 대해, 후술하는 실시예에 있어서의 수법에 따라, 성형성을 평가하였다.

이 측정 (비율 L_S/L_B) 및 평가 (장출 성형 높이) 의 결과를, 도 1 에 나타낸다. 동 도면에 나타내는 바와 같이, 장출 성형 높이가 18.5 ㎜ 이상으로 우수한 성형성이 얻어지는 것은, 비율 L_S/L_B 가 C 량과의 관계에 있어서 0.11/[C ％]^0.8 이상인 영역인 것을 알 수 있다. 이 비율 L_S/L_B 는 값이 높을수록 유효하지만, 이 효과는 어느 범위로써 포화되는 것도 판명되었다. 즉, 비율 L_S/L_B 가 0.16/[C ％]^0.8 을 초과하여 상승해도 효과는 포화되기 때문에, 실질적인 상한은 0.16/[C ％]^0.8 이 된다.

비율 L_S/L_B 를 식 (1) 의 범위로 하려면, 주로 적정한 냉각 조건에 의해 실현할 수 있다. 이 냉각 조건의 상세에 대해서는 후술한다. 덧붙여서, 종래, 마텐자이트 조직을 만들 때의 냉각 속도는, Ms 점보다 고온측에서의 페라이트 및 베이나이트의 생성을 억제하는 것에 주안이 놓여져 있으며, 과잉의 냉각 속도의 증가는 설비 비용의 증가를 이유로 적극적인 검토가 실시되어 있지 않았다. 이와 같은 시점으로부터, 마텐자이트 조직을 만들 때의 냉각 속도는 페라이트가 생성되지 않는 700 ℃ 정도의 고온역으로부터 마텐자이트 변태가 종료되는 온도까지의 평균 냉각 속도로 제어되는 경우가 많았다. 그러나, 실제로는 강판 온도가 저하됨에 따라, 냉각 속도는 급격하게 저하된다.

예를 들어, 상기 서술한 특허문헌 1 에 기재된 기술에 있어서도, 평균 냉각 속도가 규정되어 있을 뿐이며, 실시예를 봐도 모든 예에 있어서 1000 ℃/s 초과라고 기재되어 있어, 냉각 과정에 있어서의 각 온도역의 냉각 속도를 정밀하게 파악하고 제어하는 시도는 보이지 않는다. 또, 냉각 속도의 한정 이유는, 페라이트나 베이나이트의 생성을 억제하는 관점, 및 마텐자이트 생성 후에 조대한 탄화물의 석출을 억제하는 관점뿐이며, 하부 조직인 블록의 결정 방위 선택을 제어할 수 있는 사실에는 상도하고 있지 않다.

발명자들은, 전술한 블록의 결정 방위 선택을 제어하기 위해서는, Ms 점 이하의 특정한 온도역에 있어서의 냉각 속도를 제어할 필요가 있는 것, 이 냉각 속도를 실현하기 위해서는, 통상적인 방법으로 실시되는 냉각 방법만으로는 불충분하고, 후술하는 냉각 조건이 필요한 것을 새롭게 지견하였다.

(금속 조직의 바람직한 요건)

Mn 농도의 표준 편차 : 0.12 ％ 이하

Mn 은, 주조시에 편석되고, 압연 공정을 거침으로써 판 두께 방향으로 밴드상으로 분포되는 경향이 강하다. Mn 은, Ms 점에 크게 영향을 미치기 때문에, 밴드상의 Mn 농도의 분포를 갖는 경우, 마텐자이트 변태에 의한 내부 응력의 분포도 밴드상이 되어 이방성을 갖게 된다. 이와 같은 관점에서, Mn 농도의 분포는 균일한 것, 구체적으로는, Mn 농도의 표준 편차가 0.12 ％ 이하인 것이 바람직하다. Mn 은 시멘타이트에 농축되는 것이 알려져 있으며, 시멘타이트의 형성에 대해서는 후술하는 바와 같이 열간 압연에 있어서의 조직 형성이 영향을 미친다.

또한, Mn 농도의 표준 편차는, 이하와 같이 구하였다. 강판의 L 단면을 경면 연마 후, 강판 두께의 3/8 두께 위치로부터 5/8 두께 위치까지에 상당하는, 300 ㎛ × 300 ㎛ 의 영역을 전자선 마이크로 애널라이저 (EPMA) 로 해석하였다. 가속 전압은 15 ㎸, 빔 직경은 1 ㎛, 빔 전류는 2.5 × 10^-6 A 로 하였다. 얻어진 Mn 의 300 점 × 300 점의 정량값으로부터 표준 편차를 산출하였다.

(인장 강도 (TS) : 1310 ㎫ 이상)

마텐자이트 조직은 주로 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판에서 다용된다. 1310 ㎫ 이상이어도 프레스 성형성이 양호한 점이, 본 발명의 특징 중 하나이다. 따라서, 본 발명의 강판의 인장 강도는, 1310 ㎫ 이상으로 한다.

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

이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 이러한 제조 방법에서는, 상기한 성분 조성을 갖는 슬래브 등의 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 이어서, 그 냉연 강판에, Ac₃ 점 이상에서 240 초 이상의 균열 처리를 실시하고, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도로부터 Ms 점까지의 온도역을 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는, 1 차 냉각을 실시한다. 이어서, Ms 점으로부터 (Ms 점 － 50 ℃) 까지의 온도역을 200 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는, 2 차 냉각을 실시한다. 계속해서, 50 ℃ 이하까지 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는, 3 차 냉각을 실시한다. 이러한 제조 방법에 의해, 본 발명의 강판을 제조할 수 있다. 본 발명에 있어서, 강 소재의 조제, 열간 압연 및 냉간 압연은, 통상적인 방법에 따를 수 있지만, 냉간 압연 후의 강판에 대해, 소정의 조건에 따라 열 처리 (균열 처리, 1 차 냉각, 2 차 냉각, 3 차 냉각) 를 실시하는 것이 간요하다. 또한, 열간 압연에 대해서는, 필요에 따라 다음의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

(열간 압연)

열간 압연에서는, 압연, 냉각, 유지, 및 권취 처리를 이 순서로 실시하는 것이 바람직하다. 압연시의 마무리 온도는, 페라이트가 생성되어 판 두께 변동이 커지는 것을 방지하는 관점에서, 840 ℃ 이상이 바람직하다. 압연 (마무리 압연) 후에는, 3 s 이내에 640 ℃ 이하까지 냉각시키고, 600 ℃ 내지 500 ℃ 의 온도 범위로 5 s 이상 유지하는 것이 바람직하다. 이것은, 고온에서 유지된 채가 되면 조대한 페라이트가 생성되고, 미변태 영역에 C 가 농축되어 시멘타이트가 국소적으로 형성되기 쉬워지기 때문이다. 소정의 온도에서 유지함으로써, 베이나이트가 얻어지기 쉬워지고, 과도한 C 의 농축이 일어나기 어렵다. 또, 유지 후의 권취 처리는, 550 ℃ 이하의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 550 ℃ 이하의 온도에서 권취함으로써, 조대한 시멘타이트를 내포하는 펄라이트의 생성을 억제할 수 있다. 또한, 압연시의 마무리 온도의 상한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 일부에 조대립을 발생시켜 판 두께 변동이 커지는 것을 방지하는 관점에서는, 950 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

(열 처리)

＜균열 처리 : Ac₃ 점 이상에서 240 초 이상＞

본 발명에 있어서는, 소정의 마텐자이트를 얻기 위해, 냉간 압연 후의 강판 (냉연 강판) 에, Ac₃ 점 이상에서 240 초 이상의 균열 처리를 실시하는 것이 필요하다. 균열 온도 (어닐링 온도) 가 Ac₃ 점 미만 또는 균열 시간이 240 초 미만인 경우, 어닐링시에 충분한 오스테나이트가 생성되지 않고, 최종 제품에 있어서 소정의 마텐자이트 면적률을 확보할 수 없게 되어, 1310 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 어닐링 온도 및 균열 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 어닐링 온도나 균열 시간이 일정 이상이 되면, 오스테나이트 입경이 조대해져 인성이 열화될 우려가 있기 때문에, 어닐링 온도는 1150 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 균열 시간은 900 초 이하인 것이 바람직하다.

＜1 차 냉각＞

베이나이트, 페라이트, 잔류 γ 를 저감시켜, 마텐자이트의 면적률을 95 ％ 이상으로 하기 위해서는, 상기의 균열 처리 후에, 1 차 냉각으로서, 680 ℃ 이상의 고온 (냉각 개시 온도) 으로부터 Ms 점까지의 온도역을 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 먼저, 냉각 개시 온도가 680 ℃ 보다 낮으면, 페라이트가 많이 생성된다. 또한, 평균 냉각 속도가 70 ℃/s 미만이면, 베이나이트가 생성된다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 제조 비용의 증가를 회피하는 관점에서는 1500 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다.

＜2 차 냉각＞

1 차 냉각 후에는, 2 차 냉각으로서, Ms 점으로부터 (Ms 점 － 50 ℃) 까지의 온도역을 200 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 이것은, 마텐자이트 변태의 진행시에 C 의 확산, 농축을 억제하여, 보다 많은 서브 블록 경계를 얻기 위해서이다. 강판 온도와 냉매의 온도차가 작아지는 것에 더하여, 마텐자이트 변태에 의한 발열 때문에, 저온역에 있어서의 냉각 속도는 완만해지기 쉽지만, 종래, 이와 같은 온도역에 있어서의 냉각 속도의 제어의 중요성은 알려져 있지 않으며, 제어는 고사하고 측정하는 시도도 적어, ??칭 개시 온도로부터의 평균 냉각 속도로 조직 설계의 관리가 이루어지고 있었다.

발명자들은, 2 ㎜ 두께의 강판의 판 두께 중앙에 열전쌍을 매립한 샘플을 사용하여, 냉매를 물로 하여 냉각 실험을 실시하고, 냉각 조건과 냉각 속도의 관계를 상세하게 조사하였다. 그 결과, 소정의 냉각 속도를 달성하기 위해서는, 3.0 ㎥/㎡/min 이상의 수량 밀도로 수랭시키는 것이 효과적인 것을 지견하였다. 여기서, 냉매는 저렴한 물을 상정했지만, 가일층의 냉각 능력을 얻는 관점에서는 냉매는 물에 한정되지 않는다.

또, 소정의 수량 밀도를 달성하는 데에 있어서, 냉매를 분사하는 노즐의 형상, 배치, 유량 등은 적절히 변경해도 상관없다. 수량 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과잉의 제조 비용의 증가를 피하는 관점에서, 냉각수인 경우의 수량 밀도는 10 ㎥/㎡/min 이하로 하였다. 또한, 후술하는 실시예는 실기 (實機) 제조 라인에서 실시하고 있으며, 기체 분위기 중에 대해서는 판온계로부터 냉각 속도의 실측이 가능하지만, 수랭 중의 판온은 실측을 할 수 없다. 그 때문에, 실기 라인에 있어서의 수랭 중의 냉각 속도는, 소재의 판 두께, 수랭 직전의 판온, 통판 속도, 수량 밀도 등으로부터 전열 계산에 의해 구하였다. 실기 제조재와 상기의 래버러토리 냉각 실험에 있어서의 강판 특성의 비교에 의해 전열 계산의 타당성을 검증하고, 타당한 것을 확인하였다.

＜3 차 냉각＞

상기의 2 차 냉각에 계속해서, 3 차 냉각으로서, 50 ℃ 이하까지 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 필요하다. 이로써, 마텐자이트의 자기 템퍼링에 의한 연화를 억제할 수 있다. 평균 냉각 속도가 70 ℃/s 미만에서는, 마텐자이트의 템퍼링이 진행되어 소정의 강도를 얻는 것이 곤란해진다.

또한, Ac₃ 점 및 Ms 점은, 하기 식으로부터 각각 구할 수 있다.

Ac₃ 점 (℃) ＝ 910 － 203 × [C ％]^0.5 ＋ 44.7 × [Si ％] ＋ 31.5 × [Mo ％] － 30 × [Mn ％] － 11 × [Cr ％] ＋ 700 × [P ％] ＋ 400 × [Al ％] ＋ 400 × [Ti ％]

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

＜재가열 (어닐링)＞

마텐자이트의 인성은, 템퍼링에 의해 개선되는 것이 알려져 있으며, 우수한 프레스 성형성을 확보하기 위해 적정하게 온도 제어하는 것이 바람직하다. 요컨대, 3 차 냉각에 의해 50 ℃ 이하까지 ??칭한 후, 150 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 재가열을 실시하는 것이 바람직하다. 유지 온도 150 ℃ 미만 또는 유지 시간 20 초 미만에서는, 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져, 프레스 성형성이 열화될 우려가 있다. 또, 유지 온도가 300 ℃ 보다 높으면, 조대한 시멘타이트가 생성되어 오히려 프레스 성형성이 열화될 우려가 있다. 또, 유지 시간이 1500 초를 초과하면, 템퍼링의 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용의 증가를 초래하는 데다가, 탄화물이 조대화되어 프레스 성형성이 열화될 우려가 있다.

이렇게 하여 얻어진 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형의 형상 정밀도를 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연이나 레벨러 가공을 실시할 수 있다.

또, 얻어진 강판에, 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리를 실시함으로써, 표면에 아연 도금층 등의 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 용융 도금, 전기 도금 중 어느 것이어도 된다. 또, 용융 도금 후에 합금화를 실시하는 도금 처리여도 된다. 또한, 도금 처리를 실시하는 경우에 있어서, 상기 스킨 패스 압연을 실시하는 경우에는, 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시한다.

이어서, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

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

본 발명의 강판은, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 프레스 성형성을 갖고 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재도 고강도이고, 종래의 고강도 부재에 비해 우수한 프레스 성형성을 갖고 있다. 또, 본 발명의 부재를 사용하면, 경량화 가능하다. 따라서, 본 발명의 부재는, 예를 들어, 차체 골격 부품에 바람직하게 사용할 수 있다.

성형 가공으로는, 특별히 한정되지 않고, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 채용할 수 있다. 또, 용접으로는, 특별히 한정되지 않고, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 채용할 수 있다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 슬래브로 주조하고, 이러한 슬래브에, 표 2 에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하였다. 얻어진 열연 강판은, 산세 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건에서 열 처리하였다. 그 후, 0.1 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 강판을 얻었다. 또, 열간 압연으로 형성되는 조직의 차에 의한 Mn 농도의 균일성 및 프레스 성형성에 대한 영향을 확인하기 위해, 표 3 에 나타내는 바와 같이 열간 압연의 조건을 바꾼 것 이외에는 거의 동일한 조건으로 하여, 2 개의 예의 강판을 제조하였다.

얻어진 강판에 대해, 금속 조직의 정량화를 실시하고, 추가로 인장 특성, 프레스 성형성의 평가를 실시하였다. 그들의 결과를 표 4 에 나타낸다.

금속 조직의 정량화는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후에 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 의 위치 (이하, 1/4 두께 위치라고 한다) 에 있어서, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정하였다. 여기서, 마텐자이트와 베이나이트는, SEM 관찰에 있어서 회색을 띤 조직을 가리킨다. 한편, 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.

잔류 γ 의 측정은 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하여 제거한 후의 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 의 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산하였다.

마텐자이트와 베이나이트는, 내부에 포함되는 탄화물의 위치나 배리언트를 SEM 으로 10000 배의 배율로 관찰함으로써 구별할 수 있다. 즉, 베이나이트는, 라스상 조직의 계면 또는 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 베이나이틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1 종류이므로, 생성된 탄화물은 일방향으로 연신되어 있다. 한편, 마텐자이트는, 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 라스와 탄화물의 결정 방위 관계가 2 종류 이상 있기 때문에, 생성된 탄화물은 복수 방향으로 연신되어 있다. 또, 베이나이트는 조직의 애스펙트비가 비교적 높고, C 가 농화되어 생성된 것으로 생각되는 잔류 γ 를 라스 사이에 흰 콘트라스트로서 관찰할 수 있다.

서브 블록 경계의 길이 L_S 및 블록 경계의 길이 L_B 는, 이하의 수법에 따라 측정하였다. 강판의 L 단면을 연마 후 콜로이달 실리카로 마무리 연마하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 200 ㎛ × 200 ㎛ 의 영역을 후방 산란 전자 회절 (EBSD) 로 해석하였다. 얻어진 결정 방위 데이터는 주식회사 TSL 솔루션즈 제조의 해석 소프트 (OIM Analysis Ver.7) 로 해석하였다. 스텝 사이즈는 0.2 ㎛ 로 하였다. EBSD 에 의한 결정 방위 맵 상에서는 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트는 동일한 체심 입방 (BCC) 구조를 갖고 있기 때문에 구별하는 것이 곤란하고, 또한, 본 발명에 있어서는 대부분이 마텐자이트 조직을 갖고 있기 때문에, 이들 조직을 포함시킨 결정 구조가 BCC 구조인 영역을 대상으로 결정립계의 방위 관계를 정량화하였다. 블록 경계는 인접하는 스텝의 결정 방위차가 15 도 이상, 서브 블록 경계는 3 도 이상 15 도 미만으로 정의하였다. 각 경계의 길이 (블록 경계의 길이 L_B 및 서브 블록 경계의 길이 L_S) 는, 전술한 해석 소프트 상에서 경계를 묘화하면 자동 계측된다.

또, Mn 농도의 표준 편차는, 이하와 같이 구하였다. 강판의 L 단면을 경면 연마 후, 강판 두께의 3/8 두께 위치로부터 5/8 두께 위치까지에 상당하는, 300 ㎛ × 300 ㎛ 의 영역을 전자선 마이크로 애널라이저 (EPMA) 로 해석하였다. 가속 전압은 15 ㎸, 빔 직경은 1 ㎛, 빔 전류는 2.5 × 10^-6 A 로 하였다. 얻어진 Mn 의 300 점 × 300 점의 정량값으로부터 표준 편차를 산출하였다.

인장 시험은, 상기한 강판으로부터 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, 인장 시험 (JIS Z2241 에 준거) 을 실시하여 인장 강도를 평가하였다. 이 인장 강도가 1310 ㎫ 이상을 합격으로 하였다.

프레스 성형성은, 모델 부품을 사용한 실제의 프레스 성형성 평가 시험과의 상관이 확인된 장출 시험으로 평가하였다. 이 장출성은, 인장 시험에 있어서의 연신 특성이나 n 값과 같은 지표와의 상관이 알려져 있지만, 본 발명에서 대상으로 하는 마텐자이트 조직을 주체로 하는 강은 연성이 저위이고, 인장 시험의 결과에서는 우위성이 확인되지 않아도, 보다 복잡한 성형 시험에 있어서는 우위성을 평가할 수 있는 것으로 추정된다. 장출 시험은, 상기한 강판으로부터 210 ㎜ × 210 ㎜ 의 판을 잘라내고, 100 ㎜φ 의 펀치로 실시하였다. 주름 누름을 100 ton 으로 하고, 이송 속도는 30 ㎜/min 으로 실시하고, 윤활재로서 R352L 을 도포하여 실시하였다. 균열이 발생했을 때의 최대 장출 높이를 N ＝ 5 로 평가하고, 얻어진 평균값을 장출 성형 높이로 하였다. 장출 성형 높이가 18.5 ㎜ 이상을 합격으로 하였다.

표 4 에 나타내는 바와 같이, 성분 조성 및 열 처리의 조건이 적정화된 강에서는, 1310 ㎫ 이상의 인장 강도와 우수한 프레스 성형성이 얻어지고 있다.

여기서, 도 2 에, 이상의 평가를 실시한 사례 (발명예 및 비교예) 에 대해, 가로축을 인장 강도 및 세로축을 장출 성형 높이로 하여 정리한 결과를 나타낸다. 도 2 에 나타내는 바와 같이, 본 발명에 따르는 발명예는, 인장 강도 1310 ㎫ 이상 또한 장출 성형 높이 18.5 ㎜ 이상을 동시에 만족하고 있다. 특히, 동일 강도일 때의 성형성을 비교하면, 발명예에서는 성형성의 개선이 현저한 것을 알 수 있다. 또, No.40 (발명예) 및 No.41 (발명예) 의 비교로부터, 이들은 모두 양호한 결과이지만, 열간 압연의 적정화를 도모하여 Mn 의 편석을 억제함으로써, 더욱 프레스 성형성을 향상시킬 수 있는 것을 알 수 있다.

(실시예 2)

실시예 1 의 표 4 의 No.1 (발명예) 에 대해, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 제 1 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 4 의 No.1 (발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 4 의 No.9 (발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 레이저 용접에 의해 접합하여, 본 발명예의 제 2 부재를 제조하였다. 이들 제 1 부재 및 제 2 부재에 대해, 상기 서술한 장출 성형 높이를 측정한 결과, 각각 19.4 ㎜ 및 20.3 ㎜ 였다. 즉, 제 1 부재 및 제 2 부재 모두, 프레스 성형성이 우수한 것을 알 수 있다.

마찬가지로, 실시예 1 의 표 4 의 No.1 (발명예) 에 의한 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 제 3 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 4 의 No.1 (발명예) 에 의한 강판과, 실시예 1 의 표 4 의 No.9 (발명예) 에 의한 강판을 레이저 용접에 의해 접합하여, 본 발명예의 제 4 부재를 제조하였다. 이들 제 3 부재 및 제 4 부재에 대해, 상기 서술한 장출 성형 높이를 측정한 결과, 각각 20.0 ㎜ 및 20.5 ㎜ 였다. 즉, 제 3 부재 및 제 4 부재 모두, 프레스 성형성이 우수한 것을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 1.5 ％ 이하,
Mn : 1.7 ％ 이하,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.010 ％ 이하,
sol.Al : 1.00 ％ 이하,
N : 0.010 ％ 이하,
Ti : 0.002 ％ 이상 0.080 ％ 이하 및
B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성과,
마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상이고, 블록 경계의 길이 L_B 에 대한 서브 블록 경계의 길이 L_S 의 비 L_S/L_B 가 다음 식 (1) 을 만족하는 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판.
0.11/[C ％]^0.8 ≤ L_S/L_B ≤ 0.16/[C ％]^0.8 …(1)
여기서, [C ％] : C 함유량 (질량％)
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Cu : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Ni : 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Mo : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Cr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Zr : 0.005 ％ 이상 0.350 ％ 이하,
Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
Nb : 0.002 ％ 이상 0.060 ％ 이하,
V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,
W : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하
Sb : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Sn : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 및
REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 Mn 은, 농도의 표준 편차가 0.12 ％ 이하인, 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 아연 도금층을 갖는, 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고,
그 냉연 강판에, Ac₃ 점 이상에서 240 초 이상의 균열 처리를 실시하고, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도로부터 Ms 점까지의 온도역을 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 1 차 냉각을 실시하고, 이어서, Ms 점으로부터 (Ms 점 － 50 ℃) 까지의 온도역을 200 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 2 차 냉각을 실시하고, 계속해서, 50 ℃ 이하까지 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 3 차 냉각을 실시하는, 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 3 차 냉각 후에, 150 ∼ 300 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 재가열을 실시하는, 강판의 제조 방법.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 2 차 냉각에 사용하는 냉매가 물이고, 상기 2 차 냉각에 있어서의 수량 밀도가 3.0 ㎥/㎡/min 이상 10.0 ㎥/㎡/min 이하인, 강판의 제조 방법.
제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열간 압연에서는, 840 ℃ 이상의 마무리 온도에서 압연한 후, 3 s 이내에 640 ℃ 이하까지 냉각시키고, 600 ℃ 내지 500 ℃ 의 온도 범위로 5 s 이상 유지하고, 그 후, 550 ℃ 이하의 온도에서 권취 처리를 실시하는, 강판의 제조 방법.
제 7 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 재가열 후에 도금 처리를 실시하는, 강판의 제조 방법.
제 6 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는, 부재의 제조 방법.