KR20230148352A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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티 후옌 도안
히로시 하세가와
히데유키 기무라
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도, 프레스 성형성 및, 굽힘 가공성을 겸비한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 미크로 조직은, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역과 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 특정의 조직을 포함하고, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에서의 평균 결정 입경이 6㎛ 이하이고, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도(HV1)와, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도(HV2)의 차(HV2－HV1)가 [0.3×인장 강도(㎫)]에 대하여 5％ 이상 15％ 이하이고, 인장 강도가 980㎫ 이상, 균일 신장이 6％ 이상, 또한 한계 굽힘 반경 R과 판두께 t의 비 R/t가 1.5 이하인, 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 980㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장(uniform elongation)에 더하여, 우수한 굽힘 가공성(high bendability)을 겸비하고, 트럭이나 승용차의 프레임, 서스펜션 부품 등의 소재로서 적합한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
온난화 억제를 목적으로 한 자동차 배기 가스 규제를 배경으로, 자동차의 경량화가 요구되고 있다. 자동차의 경량화에는, 자동차 부품의 소재로서 사용되는 재료를 고강도화하고, 박육화(reducing the thickness)함으로써 동일한 자동차 부품에 사용하는 재료의 양을 저감하는 것이 유효하다. 그 때문에, 고강도 강판의 적용이 해마다 증가하고 있다. 특히, 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판은, 경량화에 의해 자동차의 연비를 비약적으로 향상할 수 있는 소재로서 기대되고 있다.
한편으로, 강판의 인장 강도를 높이면 연성이 저하하기 때문에, 당해 강판의 프레스 성형성이 악화된다. 자동차 부품, 특히 서스펜션 부품 등의 섀시 부품(chassis parts)은 강성 확보를 위해 복잡한 형상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, 자동차 부품의 소재에는 높은 프레스 성형성, 즉 연성이 필요해진다.
또한, 강판의 인장 강도를 높이면 굽힘 가공 시에 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 굽힘 가공부에 깨짐이 발생하면, 깨짐이 피로 균열(fatigue carck)의 발생 기점이 되어, 설계상 상정하고 있던 부품 내구성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있다. 그 때문에, 자동차 부품 등에 이용하는 소재에는 우수한 굽힘 가공성이 필요해진다.
지금까지도, 강판의 인장 강도를 높이면서, 연성과 굽힘 가공성을 향상시키기 위한 여러 가지 기술이 제안되어 있다.
일본공개특허공보 2012-012701호 국제공개 제2016/010004호 일본공개특허공보 2013-117068호 일본공개특허공보 2017-115191호 국제공개 제2020/110855호 국제공개 제2020/110843호
그러나, 특허문헌 1∼6에 기재되어 있는 바와 같은 종래 기술에는, 이하에 서술하는 문제가 있었다.
특허문헌 1, 2에 기재된 기술에서는, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 또한, 모두 열연 강판이 우수한 가공성을 갖는다고 되어 있지만, 가공성의 지표로서 「신장」이 사용되고 있다. 이 「신장」이란, 전체 신장(El)이라고도 불리고, 인장 시험에 있어서 시험편이 파단한 시점에 있어서의 신장을 나타낸다. 그러나, 실제로는, 파단이 생기기보다도 전의 단계에서 네킹(necking)(잘록해짐)이 생긴다. 네킹이 생기면 판두께가 국소적으로 얇아지기 때문에, 프레스 성형 시에 제품 불량이 된다. 그 때문에, 우수한 프레스 성형성을 실현하기 위해서는 전체 신장이 높은 것만으로는 충분하다고는 할 수 없다. 또한, 특허문헌 1, 2에서는, 굽힘 가공성에 대해서 언급하고 있지 않다.
특허문헌 3∼5에 기재된 기술에서는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다고 되어 있지만, 모두 굽힘 외측에 발생하는 깨짐만을 주목하고 있다. 굽힘의 외측·내측을 불문하고, 굽힘 가공 시에 깨짐이 발생하는 경우, 그 깨짐이 피로 균열 발생 기점이 되어, 부품의 내구성이 저하할 우려가 있기 때문에, 굽힘 내측의 깨짐을 억제하지 않으면 굽힘 가공성의 확보가 충분하다고는 할 수 없다.
특허문헌 6에 기재된 기술에서는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다고 되어 있지만, 굽힘 내측에 발생하는 깨짐만 주목하고 있다. 굽힘의 외측·내측을 불문하고, 굽힘 가공 시에 깨짐이 발생하는 경우, 그 깨짐이 피로 균열 발생 기점이 되어, 부품의 내구성이 저하할 우려가 있기 때문에, 굽힘 내측과 굽힘 외측의 깨짐 억제를 양립하지 않으면 부품의 성능을 확보할 수 없다.
이와 같이, 인장 강도, 프레스 성형성 및, 굽힘 가공성을 높은 수준으로 겸비한 고강도 강판을 얻기 위한 기술은 여전히 확립되어 있지 않은 것이 실상이다.
본 발명은, 상기 실상을 감안하여 이루어진 것으로, 인장 강도, 프레스 성형성 및, 굽힘 가공성을 겸비한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 980㎫ 이상의 인장 강도와, 여러 가지 항복 응력과 균일 신장을 갖는 강판의 가상적인 응력-변형 곡선을 작성하고, 응력-변형 곡선을 이용하여 서스펜션 부품의 프레스 성형 시뮬레이션을 행했다. 그리고, 시뮬레이션의 결과에 기초하여, 우수한 프레스 성형성을 얻기 위해 필요한 강판의 특성을 검토했다.
그 결과, 인장 강도 980㎫ 이상의 강판에서는, 균일 신장을 6％ 이상 확보하면, 프레스 성형 시의 감육(減肉:thickness reduction)이 최소한으로 억제되어, 프레스 성형 불량을 억제할 수 있는 것을 알 수 있었다.
또한, 본 발명자들은, 인장 강도 980㎫ 이상과 균일 신장 6％ 이상을 얻기 위해, 최적의 강판 조직의 검토를 행했다. 그 결과, 주상(main phase)이 상부 베이나이트이고, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하는 경질 제2상을 적정량 함유하는 미크로 조직으로 함으로써, 980㎫ 이상의 고강도와 6％ 이상의 균일 신장을 양립할 수 있을 것을 명확히 했다.
또한, 여기에서 말하는 상부 베이나이트란, 방위차가 15° 미만의 라스 형상(lath) 페라이트의 집합체이고, 라스 형상 페라이트 간에 Fe계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트를 갖는 조직(단, 라스 형상 페라이트 간에 Fe계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트를 갖지 않는 경우도 포함함)을 의미한다. 라스 형상 페라이트는, 펄라이트 중의 라멜라 형상(층 형상) 페라이트나 폴리고널 페라이트와 달리, 형상이 라스 형상이고 또한 내부에 비교적 높은 전위 밀도를 갖기 때문에, 양자는 SEM(주사 전자 현미경)이나 TEM(투과 전자 현미경)을 이용하여 구별 가능하다. 또한, 라스 간에 잔류 오스테나이트를 갖는 경우는, 라스 형상 페라이트부만을 상부 베이나이트로 간주하여, 잔류 오스테나이트와는 구별한다. 또한, 프레시 마르텐사이트란, Fe계 탄화물을 갖지 않는 마르텐사이트이다. 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, SEM에서는 동일한 콘트라스트를 갖지만, 전자선 반사 회절(Electron Backscatter Diffraction Patterns: EBSD)법을 이용하여 구별 가능하다.
다음으로, 본 발명자들은, 980㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 갖는 고강도 강판의 굽힘 가공성에 대해서 검토를 행했다. 구체적으로는, 제조 방법이 상이한 인장 강도 980㎫ 이상, 균일 신장 6％ 이상의 강판을 이용하여, 90°V 굽힘 시험을 행하여, 굽힘 깨짐의 파면과 깨짐 근방의 미크로 조직을 관찰했다. 굽힘 외측에서는, 깨짐 파면이 연성 파면(ductile fracture surface)이고, 깨짐 근방의 미크로 조직에 보이드(voids)가 많이 관찰된 점에서, 굽힘 외(外)깨짐은 연성 파괴(ductile fracture)인 것을 알 수 있었다. 한편, 굽힘 내측에서는, 깨짐 파면이 취성 파면(brittle fracture surface)이고, 깨짐 근방의 미크로 조직에 보이드가 관찰되지 않는 점에서, 굽힘 내(內)깨짐은 강압축에 의한 취성 파괴(brittle fracture)인 것을 알 수 있었다. 따라서, 연성의 향상은 굽힘 외깨짐을 억제할 수 있고, 내(耐)압축 취화 특성의 향상은 굽힘 내깨짐을 억제할 수 있다. 그 때문에 굽힘 깨짐이 발생할 수 있는 표층 영역과 그 근방 영역의 미크로 조직을 제어할 필요가 있는 것도 알 수 있었다.
본 발명은, 이상의 인식을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 한다.
[1] 질량％로,
C: 0.05∼0.20％,
Si: 0.5∼1.2％,
Mn: 1.5∼4.0％,
P: 0.10％ 이하,
S: 0.03％ 이하,
Al: 0.001∼2.0％,
N: 0.01％ 이하,
O: 0.01％ 이하 및,
B: 0.0005∼0.010％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
미크로 조직은, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에 있어서, 면적률로 80％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 2％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고,
판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 면적률로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 3％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고,
강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에서의 평균 결정 입경이 6㎛ 이하이고,
강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도(HV1)와, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도(HV2)의 차(HV2－HV1)가 [0.3×인장 강도(㎫)]에 대하여 5％ 이상 15％ 이하이고,
인장 강도가 980㎫ 이상, 균일 신장이 6％ 이상, 또한 한계 굽힘 반경 R과 판두께 t의 비 R/t가 1.5 이하인, 고강도 강판.
[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Cr: 1.0％ 이하 및,
Mo: 1.0％ 이하,
의 적어도 1종을 함유하는, [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Cu: 2.0％ 이하,
Ni: 2.0％ 이하,
Ti: 0.3％ 이하,
Nb: 0.3％ 이하 및,
V: 0.3％ 이하
의 적어도 1종을 함유하는, [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Sb: 0.005∼0.020％
를 함유하는, [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Ca: 0.01％ 이하,
Mg: 0.01％ 이하 및,
REM: 0.01％ 이하
의 적어도 1종을 함유하는, [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[6] [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열하고,
이어서, 조압연(roug rolling)을 실시한 후,
RC1 이하의 온도 범위에서의 합계 압하율이 25％ 이상 80％ 이하이고, 또한 마무리 압연 종료 온도: (RC2－50℃) 이상 (RC2＋120℃) 이하의 조건으로 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판을, 열간 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간: 2.0s 이내, 판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도: 15℃/s 이상, 냉각 정지 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 냉각하고,
상기 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취하고,
20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하는, 고강도 강판의 제조 방법.
또한, RC1, RC2, Trs는, 하기 (1), (2), (3)식으로 각각 정의된다.
RC1(℃)＝900＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(1)
RC2(℃)＝750＋100×C＋100×N＋10×Mn＋350×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋1000×Nb＋150×V …(2)
Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
여기에서, 상기 (1), (2), (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
[7] 상기 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서, 표층의 평균 냉각 속도와 판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도가 (4)식을 하는, [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
표층의 평균 냉각 속도－판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도≥10℃/s …(4)
본 발명에 의하면, 980㎫ 이상의 인장 강도, 프레스 성형성 및, 굽힘 가공성을 겸비한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도가 높음에도 불구하고, 프레스 성형성이 우수하여, 네킹이나 깨짐 등의 성형 불량을 일으키는 일 없이 프레스 성형할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을 트럭이나 승용차의 부재에 적용한 경우, 안전성을 확보하면서 사용 강재를 줄임으로써 자동차 차체의 중량 경감이 가능해져, 환경 부하 저감에 기여할 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 프레스 성형성이 우수하다는 것은, 6％ 이상의 균일 신장을 갖는 것을 의미한다. 또한, 굽힘 가공성이 우수하다는 것은, 90°V 굽힘 시험에 있어서, 굽힘 외측과 굽힘 내측 모두 깊이 50㎛ 이상의 깨짐이 발생하지 않는 한계 굽힘 반경(R)과 판두께(t)의 비인 R/t가 1.5 이하인 것을 말한다.
이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 설명은, 본 발명의 적합한 실시 형태의 예를 나타내는 것으로서, 본 발명은 이에 한정되지 않는다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
[성분 조성]
처음에, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 함유량의 단위로서의 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.05∼0.20％
C는, 강의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. C는, 퀀칭성(hardenability)을 향상시킴으로써 베이나이트의 생성을 촉진하여, 고강도화에 기여한다. 또한, C는, 마르텐사이트의 강도를 높임으로써도 고강도화에 기여한다. 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, C 함유량은 0.05％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.06％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 마르텐사이트의 강도가 과도하게 상승하여, 주상으로서의 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트와의 강도차가 커지고, 그 결과, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.20％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.18％ 이하로 한다.
Si: 0.5∼1.2％
Si는, Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 작용을 갖고, 상부 베이나이트 변태 시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이에 따라 미변태 오스테나이트에 C가 분배되어, 열간 압연 공정에서의 권취 후의 냉각으로, 미변태 오스테나이트가 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 되어, 소망하는 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Si 함유량을 0.6％ 이상으로 한다. 한편, Si의 함유량이 1.2％를 초과하면 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 소망하는 면적률보다도 많이 형성되고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 굽힘성을 악화시킬 가능성이 있다. 따라서, Si 함유량은 1.2％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.1％ 이하로 한다.
Mn: 1.5∼4.0％
Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, Mn 함유량을 1.5％ 이상으로 하고, 바람직하게는 1.7％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 4.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 굽힘성이 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 4.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 3.8％ 이하로 한다.
P: 0.10％ 이하
P는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, P는, 열간 압연 시의 오스테나이트 입계(grain boundary)에 편석함으로써, 열간 압연 시의 슬래브(slab) 깨짐을 발생시키는 원소이기도 하다. 또한, 입계에 편석하여 균일 신장을 저하시킨다. 이 때문에, P 함유량을 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.10％까지의 P의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, P 함유량이 0.0002％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 0.0002％ 이상이 바람직하다.
S: 0.03％ 이하
S는, Ti나 Mn과 결합하여 조대한(coarse) 황화물을 형성하고, 이것이 보이드의 발생을 빠르게 함으로써 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.03％까지의 S의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량을 0.03％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, S 함유량이 0.0002％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 0.0002％ 이상이 바람직하다.
Al: 0.001∼2.0％
Al은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는데에 유효한 원소이다. Al 함유량이 0.001％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않기 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상, 바람직하게는 0.005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로, Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있어, 상부 베이나이트 변태 시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이에 따라, 권취 후의 냉각에서의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. 한편, Al의 과잉의 함유는, 산화물계 개재물의 증가를 초래하고, 균일 신장을 저하시킨다. 따라서, Al 함유량은 2.0％ 이하, 바람직하게는 1.0％ 이하, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하로 한다.
N: 0.01％ 이하
N은, 질화물 형성 원소와 결합함으로써 질화물로서 석출되고, 일반적으로 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, N은 고온에서 Ti와 결합하여 조대한 질화물을 형성하기 때문에, 0.01％ 초과의 함유는 균일 신장 저하의 원인이 된다. 이 때문에, N 함유량을 0.01％ 이하로 한다. 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, N 함유량이 0.0002％ 미만에서는 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, 0.0002％ 이상이 바람직하다.
O: 0.01％ 이하
O는, 산화물을 생성하여, 성형성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히, O가 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해진다. 이 점에서, O 함유량은 0.01％ 이하, 바람직하게는 0.005％, 보다 바람직하게는 0.003％로 한다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.00005％ 미만에서는 생산 능률의 현저한 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에, 0.00005％ 이상이 바람직하다.
B: 0.0005∼0.010％
B는, 구오스테나이트 입계에 편석하여, 페라이트의 생성을 억제함으로써, 상부 베이나이트의 생성을 촉진하여, 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 그 때문에, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.0006％로 하고, 보다 바람직하게는 0.0007％로 한다. 한편, B 함유량이 0.010％를 초과하면, 상기한 효과가 포화한다. 따라서, B 함유량을 0.010％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.009％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하로 한다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Zr, Co, Sn, Zn 및, W를 들 수 있다. 성분 조성이 Zr, Co, Sn, Zn 및, W 중 적어도 1개를 불가피적 불순물로서 함유하는 경우, 이들 원소의 합계 함유량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1종을 임의로 함유할 수 있다.
Cr: 1.0％ 이하
Cr은 탄화물 형성 원소로서, 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에, 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 사이의 계면에 편석하여 베이나이트 변태의 구동력을 저하시켜, 상부 베이나이트 변태를 정류시키는(stopping) 효과를 갖는다. 상부 베이나이트로의 변태가 정류함으로써 잔존한 미변태 오스테나이트는, 권취 후의 냉각에 의해 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 된다. 따라서, Cr을 첨가한 경우, Cr도 소망하는 면적률의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 이 효과는, Cr이 바람직하게는 0.1％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Cr은 Cr 함유량이 1.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 굽힘성이 악화되기 때문에, Cr을 첨가하는 경우, Cr 함유량을 1.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.9％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.8％ 이하로 한다.
Mo: 1.0％ 이하
Mo는, 퀀칭성의 향상을 통하여 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강판의 강도 향상에 기여한다. 또한, Mo는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소로서, 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시켜, 권취 냉각 후의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 기여한다. 그러나, Mo 함유량이 1.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과도하게 생성하여 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 균일 신장을 악화시킨다. 이 효과는, Mo가 바람직하게는 0.1％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우, Mo 함유량을 1.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.9％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.8％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1개를 임의로 함유할 수 있다.
Cu: 2.0％ 이하
Cu는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는, 퀀칭성의 향상을 통하여 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 이 효과는, Cu가 바람직하게는 0.01％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Cu 함유량이 2.0％를 초과하면, 고강도 강판의 표면 성상의 저하를 초래하여, 고강도 강판의 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우, Cu 함유량을 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.9％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하로 한다.
Ni: 2.0％ 이하
Ni는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Ni는, 퀀칭성의 향상을 통하여 베이나이트의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 이 효과는, Ni가 바람직하게는 0.01％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Ni 함유량이 2.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 고강도 강판의 연성을 열화시킨다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, Ni 함유량을 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.9％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하로 한다.
Ti: 0.3％ 이하
Ti는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Ti는, 오스테나이트의 고온역에서 질화물을 형성한다. 이에 따라, BN의 석출이 억제되어, B가 고용 상태로 된다. 따라서, Ti를 첨가한 경우, Ti도 상부 베이나이트의 생성에 필요한 퀀칭성의 확보에 기여하여, 강도가 향상한다. 이 효과는, Ti가 바람직하게는 0.01％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Ti 함유량이 0.3％를 초과하면, Ti 질화물이 다량으로 생성되어, 균일 신장을 저하시킨다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우, Ti 함유량을 0.3％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.28％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.
Nb: 0.3％ 이하
Nb는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Nb는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하여, 상부 베이나이트의 입경 미세화와 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 면적률의 증가에 기여한다. 또한, Nb는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소이고, 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시켜, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시키는 효과를 갖는 원소이다. 미변태 오스테나이트는, 그 후 냉각됨으로써 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 된다. 따라서, Nb를 첨가한 경우, Nb도 소망하는 면적률의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 이 효과는, Nb가 바람직하게는 0.01％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Nb 함유량이 0.3％를 초과하면 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 균일 신장이 저하한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우, Nb 함유량을 0.3％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.28％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.
V: 0.3％ 이하
V는, 석출 강화 및 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, V는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하여, 상부 베이나이트의 입경 미세화에 기여한다. 또한, V는, Cr과 마찬가지로, 탄화물 형성 원소로서, 권취 후의 상부 베이나이트 변태 시에 상부 베이나이트와 미변태 오스테나이트의 계면에 편석함으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시켜, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시키는 효과를 갖는 원소이다. 미변태 오스테나이트는, 그 후 냉각됨으로써 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트로 된다. 따라서, V를 첨가한 경우, V도 소망하는 면적률의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 형성에 기여한다. 이 효과는, V가 바람직하게는 0.01％ 이상에서 얻어진다. 그러나, V 함유량이 0.3％를 초과하면 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하고, 그 결과, 소망하는 상부 베이나이트의 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 균일 신장이 저하한다. 따라서, V를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.3％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.28％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다.
또한, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소를 임의로 함유할 수 있다.
Sb: 0.005∼0.020％
Sb는, 강 소재(슬래브)를 가열할 때에 강 소재 표면의 질화를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. Sb를 첨가함으로써, 강 소재의 표층부에 있어서의 BN의 석출을 억제할 수 있다. 그 결과, 잔존하는 고용 B는 베이나이트의 생성에 필요한 퀀칭성의 확보와, 그에 의한 강판의 강도 향상에 기여한다. Sb를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해 Sb 함유량을 0.005％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.006％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.007％ 이상 한다. 한편, Sb 함유량이 0.020％를 초과하면, 강의 인성이 저하하여, 슬래브 균열 및 열간 압연 깨짐을 일으키는 경우가 있다. 따라서, Sb를 첨가하는 경우, Sb 함유량을 0.020％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.019％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.018％ 이하로 한다.
또한, 본 발명에 있어서의 고강도 강판의 성분 조성은, 추가로 이하에 드는 원소의 적어도 1종을 임의로 함유할 수 있다. 이하에 드는 원소는, 프레스 성형성 등의 특성의 더 한층의 향상에 기여한다.
Ca: 0.01％ 이하
Ca는, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 강판의 전단 단면의 깨짐 억제 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 이 효과는, Ca가 바람직하게는 0.001％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Ca 함유량이 0.01％를 초과하면, Ca계 개재물이 증가하여 강의 청정도가 악화하여, 오히려 전단 단면 깨짐이나 굽힘 가공 깨짐의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
Mg: 0.01％ 이하
Mg는, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 강판의 전단 단면의 깨짐 억제 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 이 효과는, Mg가 바람직하게는 0.001％ 이상에서 얻어진다. 그러나, Mg 함유량이 0.01％를 초과하면, 강의 청정도가 악화하여, 오히려 전단 단면 깨짐이나 굽힘 가공 깨짐의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우, Mg 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
REM: 0.01％ 이하
REM(희토류 금속)은, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 강판의 전단 단면의 균열 깨짐 및 굽힘 가공성의 더 한층의 향상에 기여한다. 이 효과는, REM이 바람직하게는 0.001％ 이상에서 얻어진다. 그러나, REM 함유량이 0.01％를 초과하면, 강의 청정도가 악화하여, 오히려 전단 단면 깨짐이나 굽힘 가공 깨짐의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.01％ 이하로 한다.
[미크로 조직]
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 미크로 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 강판은, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에 있어서, 면적률로 80％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 2％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 면적률로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 3％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에서의 평균 결정 입경이 6㎛ 이하이고, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도(HV1)와, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도(HV2)의 차(HV2－HV1)가 [0.3×인장 강도(㎫)]에 대하여 5％ 이상 15％ 이하인, 미크로 조직을 갖는다.
강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에 있어서, 상부 베이나이트: 80％ 이상, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트: 합계의 면적률로 2％ 이상
본 발명의 고강도 강판에서는, 연질의 상부 베이나이트에 경질인 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 미세 분산시킴으로써, 연성을 향상시켜, 굽힘 외깨짐을 억제할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, 표층에서의 상부 베이나이트의 면적 분율을 80％ 이상으로 하고, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 면적률을 2％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 상부 베이나이트의 면적률을 85％ 이상으로 하고, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 면적률을 3％ 이상으로 한다. 또한, 한편, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률이 20％ 이상이 되면, 굽힘성이 저하할 가능성이 있는 이유에서, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률을 20％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 18％ 이하, 더욱 바람직하게는 15％ 이하로 한다.
강판의 표층 영역에서는, 냉각 속도가 빠르기 때문에, 베이나이트 변태의 진행이 빠르고, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 형성하기 위한 C의 농화가 내부보다 적다. C의 농화가 적으면, 마르텐사이트 변태가 억제된다. 그 결과, 강판의 표층 영역의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 면적률이 내부보다 적다.
판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 면적률로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 3％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트
본 발명에서는, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 상부 베이나이트를 주상으로서 포함한다. 상부 베이나이트의 면적률이 70％ 미만이면, 980㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장을 실현할 수 없다. 그 때문에, 상부 베이나이트의 면적률을 70％ 이상으로 하고, 바람직하게는 80％ 이상으로 한다. 또한, 본 발명에서는, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함한다. 프레시 마르텐사이트는, 가공 경화를 촉진하여 소성 불안정(plastic instability)의 개시를 늦춤으로써 균일 신장을 향상시키는 효과를 갖고 있다. 잔류 오스테나이트는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 효과에 의해 균일 신장을 올릴 수 있다. 이들 효과를 얻기 위해, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률을 3％ 이상으로 하고, 바람직하게는 4％ 이상으로 한다.
또한, 본 발명에서는, 판두께 3/10 위치 이후의 판두께 중앙 부근의 미크로 조직에 대해서, 굽힘성으로의 영향이 작지만, 연성의 관점에서 상부 베이나이트의 면적률 60％ 이상이 바람직하다. 판두께 중심의 Mn 편석에 의해 프레시 마르텐사이트/템퍼링 마르텐사이트/잔류 오스테나이트 등이 40％까지 포함되어도 좋다.
강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에서의 평균 결정 입경: 6㎛ 이하
굽힘 내깨짐은 강압축에 의한 취성 파괴이다. 즉, 내압축 취화 특성을 향상시키면 굽힘 내깨짐을 억제할 수 있다. 그리고, 결정립 미세화에 의해 압축 취화가 일어나기 어려워진다. 이 효과를 얻기 위해서는, 표층 영역에서의 평균 결정 입경을 6㎛ 이하, 바람직하게는 5㎛ 이하로 한다. 평균 결정 입경이 작아질수록 내압축 취화 향상의 효과가 얻어지지만, 평균 결정 입경이 지나치게 작아지면, 강도가 높아짐과 함께 신장이 저하하여, 외굽힘의 깨짐을 억제할 수 없을 우려가 있다. 이 때문에, 표층 영역에서의 평균 결정 입경 2㎛ 이상이 바람직하다.
즉, 980㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장 및 양호한 굽힘 가공성을 얻기 위해서는, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 균일 신장 향상 효과와 표층 미크로 조직의 컨트롤에 의한 굽힘 깨짐 억제 효과를 조합함으로써 비로소 달성할 수 있다.
강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도(HV1)와, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도(HV2)의 차(HV2－HV1)가 [0.3×인장 강도(㎫)]에 대하여 5％ 이상 15％ 이하
본 발명의 고강도 강판에서는, 연질인 표층에 의해 굽힘 외측의 깨짐을 억제하고, 그의 표층과 인접하는 경질인 내부에 의해 굽힘 깨짐의 판두께 방향의 성장을 억제한다. 이러한 깨짐 균열의 발생과 성장을 억제하는 효과를 얻기 위해서는, 표층 영역의 경도(HV1)와 내부 영역(HV2)의 경도의 차(HV2－HV1)가, 0.3×인장 강도(㎫)에 대하여 5％ 이상으로 한다. 바람직하게는 6％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 7％ 이상으로 한다. 한편, 표층 영역의 경도와 내부 영역의 경도의 차가 크면, 인장 시험에 있어서 표층과 내부의 사이에 변형 부정합이 생겨, 목표의 인장 특성을 얻을 수 없다. 따라서, 표층 영역의 경도와 내부 영역의 경도의 차를 0.3×인장 강도(㎫)에 대하여 15％ 이하로 한다. 바람직하게는 14％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 13％ 이하로 한다. 또한, 상기의 효과는 강판의 표면과 판두께 내부의 냉각 속도 제어를 실시함으로써 얻어진다.
상기 미크로 조직은, 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트 이외의 임의의 조직(이하, 「그 외의 조직」이라고 함)을 추가로 함유할 수 있다. 미크로 조직 제어의 효과를 높인다는 관점에서는, 그 외의 조직의 합계의 면적률을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 환언하면, 상기 미크로 조직에 있어서의 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 97％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 외의 조직으로서는, 예를 들면, 시멘타이트, 폴리고널 페라이트, 펄라이트, 템퍼링 마르텐사이트 및, 하부 베이나이트 등을 들 수 있다.
[기계적 특성]
본 발명의 고강도 강판은, 980㎫ 이상의 인장 강도와 6％ 이상의 균일 신장 및 R/t(굽힘 외측과 굽힘 내측 모두 깊이 50㎛ 이상의 깨짐이 발생하지 않는 한계 굽힘 반경(R)과 판두께(t)의 비)가 1.5 이하를 겸비하고 있다. 그 때문에, 본 발명의 고강도 강판은, 인장 강도가 높음에도 불구하고, 프레스 성형성이 우수하고, 네킹이나 깨짐 등의 성형 불량을 일으키는 일 없이 프레스 성형할 수 있음과 함께, 굽힘 가공부에 있어서 굽힘 외측도 굽힘 내측도 큰 깨짐이 발생하는 일 없이 부품의 내구성을 확보할 수 있다. 따라서, 트럭이나 승용차의 부재에 적용한 경우, 안전성을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 미크로 조직, 경도, 기계적 특성에 대해서는, 후술의 실시예에 기재된 측정 방법에 의해 구할 수 있다.
[제조 방법]
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 한, 대상물(강 소재 또는 강판)의 표면 온도를 나타내는 것으로 한다.
본 발명의 고강도 강판은, 강 소재에 대하여, 하기 (1)∼(5)의 처리를 순차적으로 실시함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대해서 설명한다.
(1) 가열
(2) 열간 압연
(3) 냉각(제1 냉각)
(4) 권취
(5) 냉각(제2 냉각)
또한, 강 소재로서는, 전술한 성분 조성을 갖는 것이면 임의의 것을 이용할 수 있다. 최종적으로 얻어지는 고강도 강판의 성분 조성은, 사용한 강 소재의 성분 조성과 동일하다. 강 소재로서는, 예를 들면, 강 슬래브(steel slab)를 이용할 수 있다. 또한, 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 상기 성분 조성을 갖는 용강을, 전로(converter) 등의 공지의 방법으로 용제하여, 연속 주조 등의 주조 방법으로 강 소재를 얻을 수 있다. 조괴-분괴 압연 방법(ingot casting and blooming method) 등, 연속 주조법 이외의 방법을 이용할 수도 있다. 또한, 원료로서 스크랩을 사용해도 상관없다. 강 소재는, 연속 주조법 등의 방법에 의해 제조된 후, 직접, 다음의 가열 공정에 제공해도 좋고, 또한, 냉각하여 온편 또는 냉편으로 된 강 소재를 가열 공정에 제공해도 좋다.
(1) 가열
우선, 강 소재를, 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열한다. 통상, 강 소재 중에서는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 대부분이, 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 이 조대하고 불균일인 석출물의 존재는, 일반적으로 트럭용, 승용차용 부품용의 고강도 강판에 요구되는 제특성(예를 들면, 내전단 단면 깨짐성, 굽힘 가공성, 버어링(burring) 가공성 등)의 악화를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연에 앞서 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용할 필요가 있다. 구체적으로는, 조대한 석출물을 충분히 고용시키기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높으면 슬래브 결함의 발생이나, 스케일 오프(scale off)에 의한 수율 저하를 초래한다. 그 때문에, 수율의 향상이라는 관점에서는, 강 소재의 가열 온도를 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강 소재의 가열 온도의 하한은, 보다 바람직하게는 1180℃ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1200℃ 이상이다. 강 소재의 가열 온도의 상한은, 보다 바람직하게는 1300℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1280℃ 이하이다.
가열에 있어서는, 강 소재의 온도를 균일화한다는 관점에서는, 강 소재를 상기 가열 온도까지 승온한 후, 당해 가열 온도로 보존유지하는 것이 바람직하다. 가열 온도로 보존유지하는 시간(보존유지 시간)은 특별히 한정되지 않지만, 강 소재의 온도의 균일성을 높인다는 관점에서는, 1800초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 보존유지 시간이 10000초를 초과하면, 스케일 발생량이 증대한다. 그 결과, 계속되는 열간 압연에 있어서 스케일 물림(scale biting) 등이 발생하기 쉬워져, 표면 결함 불량에 의한 수율의 저하를 초래한다. 그 때문에, 보존유지 시간은 10000초 이하로 하는 것이 바람직하고, 8000초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
(2) 열간 압연
이어서, 가열된 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 것이어도 좋다. 조압연을 행하는 경우, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 조압연 후, 표면 스케일을 제거하기 위해, 마무리 압연에 앞서 디스케일링(descaling)을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연에 있어서 스탠드간에서 디스케일링을 행해도 좋다.
다음에, 본 발명에서는, 마무리 압연에 있어서, 온도 RC1, 온도 RC2를 하기식 (1), (2)로 정의했을 때, RC1 이하의 온도 범위에서의 합계 압하율이 25％ 이상 80％ 이하이고, 또한 마무리 압연 종료 온도가 (RC2－50℃) 이상 (RC2＋120℃) 이하로 한다.
RC1은, 성분 조성으로부터 추정되는 오스테나이트 50％ 재결정 온도, RC2는 성분 조성으로부터 추정되는 오스테나이트 재결정 하한 온도이다. RC1 이하의 합계 압하율이 25％ 미만에서는, 평균 결정 입경이 커져, 양호한 굽힘 가공성을 얻을 수 없게 된다. 한편, RC1 이하의 온도 범위에서의 합계 압하율이 80％를 초과하면, 오스테나이트의 전위 밀도가 높고, 전위 밀도가 높은 상태의 오스테나이트로부터 변태한 베이나이트 조직의 연성이 부족하여, 6％ 이상의 균일 신장이 얻어지지 않는다. 그 때문에, RC1 이하의 온도 범위에서의 합계 압하율은 25％ 이상 80％ 이하로 한다.
또한, 마무리 압연 종료 온도: (RC2－50℃) 이상 (RC2＋120℃) 이하의 조건으로 열간 압연한다. 마무리 압연 종료 온도가 (RC2－50℃) 미만이면, 전위 밀도가 높은 상태의 오스테나이트로부터 베이나이트 변태가 생기게 된다. 전위 밀도가 높은 상태의 오스테나이트로부터 변태한 상부 베이나이트는 전위 밀도가 높아 연성이 부족하기 때문에, 균일 신장이 저하한다. 또한, 압연 종료 온도가 낮고, 페라이트＋오스테나이트의 2상역 온도에서 압연이 행해진 경우에도, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 (RC2－50℃) 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 (RC2＋120℃)보다 높으면, 오스테나이트립이 조대화하여, 상부 베이나이트의 평균 입경이 커지기 때문에, 강도가 저하한다. 또한, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트도 조대하게 되고, 그 결과, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 (RC2＋120℃) 이하로 한다.
또한, RC1, RC2는 하기 (1), (2)식으로 정의된다.
RC1(℃)＝900＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(1)
RC2(℃)＝750＋100×C＋100×N＋10×Mn＋350×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋1000×Nb＋150×V …(2)
여기에서, 상기 (1), (2)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
(3) 냉각(제1 냉각)
이어서, 얻어진 열연 강판을 냉각한다(제1 냉각). 그 때, 열간 압연 종료(마무리 압연의 종료)에서 냉각 개시까지의 시간(냉각 개시 시간)을 2.0s 이내로 한다. 냉각 개시 시간이 2.0s를 초과하면, 오스테나이트립의 입 성장(grain growth)이 생겨, 980㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 냉각 개시 시간은, 1.5s 이내로 하는 것이 바람직하다.
판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도는 15℃/s 이상으로 한다. 본 발명에서는, 표층을 내부보다 급속히 냉각함으로써 표층과 내부에서 상이한 미크로 조직을 만들어 넣는다. 표층의 급속 냉각에 의해, 표층의 베이나이트 변태 개시가 빠르고, C의 농화에 의한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 형성이 내부보다 적다. 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 15℃/s 미만이면, 표층이 충분히 급속 냉각되지 않고, 면적률로 80％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계 면적률로 2％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 표층 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 평균 냉각 속도를 15℃/s 이상, 바람직하게는 20℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상으로 한다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 냉각 정지 온도의 관리가 곤란해진다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 평균 냉각 속도는, 강판의 표면에 있어서의 평균 냉각 속도를 기초로 규정된다.
본 발명에서는, 표층의 평균 냉각 속도－판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상을 만족함으로써, 표층의 C의 농화에 의한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 형성이 판두께 3/10 위치보다 적어진다. 그 결과, 연질인 표층 조직을 만들어 넣을 수 있다. 한편, 강판의 내부에서는, 표층보다 냉각 속도가 느리고, 베이나이트 변태의 진행이 표층보다 느리기 때문에, C의 농화에 의한 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 형성이 내부보다 많아져, 경도가 높은 내부 조직을 만들어 넣을 수 있다. 즉, 표층과 내부의 경도차를 실현할 수 있다. 판두께 3/10 위치 표층의 평균 냉각 속도－판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 상기의 효과는 인식되지 않기 때문에, 표층의 평균 냉각 속도－판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도는 (냉각 개시 시의 온도－냉각 종료 시의 온도)/냉각 시간으로 구해진다. 표층의 온도는 온도계에 의해 실측한다. 판두께 3/10 위치의 온도는 전열 해석에 의해 강판 단면 내의 온도 분포를 계산하고, 그 결과를 실제의 강판의 표면의 온도에 의해 보정함으로써 구한다.
또한, 냉각에 있어서는, 상기 평균 냉각 속도가 되도록 강제 냉각을 행하면 좋다. 냉각의 방법은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 수냉에 의해 행하는 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도는, Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하로 한다. 냉각 정지 온도가 Trs 미만이면, 미크로 조직이 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트가 된다. 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트는, 모두 고강도의 조직이지만, 균일 신장이 현저하게 낮다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 Trs 이상으로 한다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Trs＋250℃)보다 높으면, 페라이트가 생성하기 때문에, 980㎫의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에 냉각 정지 온도는 (Trs＋250℃) 이하로 한다.
또한, Trs는 하기 (3)식으로 정의된다.
Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
여기에서, 상기 (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
(4) 권취
이어서, 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취한다. 권취 온도가 Trs 미만이면, 권취 후에 마르텐사이트 변태 또는 하부 베이나이트 변태가 진행하여, 소망하는 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 권취 온도는 Trs 이상으로 한다. 한편, 권취 온도가 (Trs＋250℃)보다 높으면, 페라이트가 생성하기 때문에, 980㎫의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에 권취 온도는 (Trs＋250℃) 이하로 한다.
(5) 냉각(제2 냉각)
권취 후, 추가로 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각한다(제2 냉각). 평균 냉각 속도는, 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트의 생성에 영향을 미친다. 평균 냉각 속도가 20℃/s를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 거의 마르텐사이트 변태하여, 소망하는 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 균일 신장이 저하한다. 그 때문에, 평균 냉각 속도를 20℃/s 이하, 바람직하게는 2℃/s 이하, 보다 바람직하게는 0.02℃/s 이하로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0001℃/s 이상이 바람직하다.
냉각은, 100℃ 이하의 임의의 온도까지 행할 수 있지만, 10∼30℃ 정도(예를 들면 실온)까지 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각은, 임의의 형태로 행할 수 있고, 예를 들면, 권취된 코일의 상태로 행해도 좋다.
이상의 순서에 의해, 본 발명의 고강도 강판을 제조할 수 있다. 또한, 권취와 그에 계속되는 냉각의 후에는, 통상적인 방법에 따라서 행하면 좋다. 예를 들면, 조질 압연을 실시해도 좋고, 또한, 산 세정을 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다.
실시예
표 1에 나타내는 조성의 용강을 전로에서 용제하여, 연속 주조법에 의해 강 소재로서의 강 슬래브를 제조했다. 얻어진 강 소재를, 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열하고, 이어서, 가열 후의 강 소재에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 했다. 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 표 2에 나타낸 바와 같이 했다.
다음으로, 얻어진 열연 강판을, 표 2에 나타낸 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도의 조건으로 냉각했다(제1 냉각). 냉각 후의 열연 강판을 표 2에 나타낸 권취 온도에서 권취하고, 권취된 강판을 표 2에 나타낸 평균 냉각 속도로 냉각하여(제2 냉각), 고강도 강판을 얻었다. 또한, 냉각 후에는, 후 처리로서 스킨 패스 압연(skin pass rolling) 및 산 세정을 행했다. 산 세정은, 농도 10질량％의 염산 수용액을 사용하여, 온도 85℃에서 실시했다.
얻어진 고강도 강판으로부터 시험편을 채취하여, 이하에 서술하는 순서로 미크로 조직과 표면 거칠기 및 기계적 특성을 평가했다.
(미크로 조직)
얻어진 고강도 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록, 미크로 조직 관찰용 시험편을 채취했다. 얻어진 시험편의 표면을 연마하고, 추가로 부식액(3vol.％ 나이탈 용액(nital solution))을 이용하여 표면을 부식시킴으로써 미크로 조직을 현출시켰다.
이어서, 시험편 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역, 및, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역을, 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 5000배의 배율로 10시야 촬영하여 미크로 조직의 SEM 화상을 얻었다. 얻어진 SEM 화상을 화상 처리에 의해 해석하여, 상부 베이나이트(UB), 폴리고널 페라이트(F) 및, 템퍼링 마르텐사이트(TM)의 면적률을 정량화했다. 또한, 프레시 마르텐사이트(M)와 잔류 오스테나이트(γ)는 SEM에서는 구별이 곤란하기 때문에, 전자선 반사 회절(Electron Back scatter Diffraction Patterns: EBSD)법을 이용하여 동정하고, 각각의 면적률과 평균 결정 입경을 구했다. 측정된 각 미크로 조직의 면적률과 표층 조직의 평균 결정 입경을 표 3에 나타낸다. 또한, 표 3에는, 프레시 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률(M＋γ)도 병기했다.
(경도 측정)
얻어진 고강도 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 경도 측정 단면이 되도록, 경도 측정용 샘플을 채취하여, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역 및 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도를 측정했다. 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도는 표면으로부터 50㎛ 떨어지는 위치에서, 압흔 간격(indentation distance) 250㎛로 측정했다. 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도는 판두께 1/5 위치에서 압흔 간격 250㎛로 측정했다. 어느 것의 경도 측정 조건은 하중 100g에서, 보존유지 시간 10s로, 5개의 측정점에서 평균했다.
(인장 시험)
얻어진 고강도 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS5호 시험편(표선간 거리(gauge length, GL): 50㎜)을 채취했다. 얻어진 시험편을 이용하여, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(항복점, YP), 인장 강도(TS), 항복비(YR), 전체 신장(El), 균일 신장(u－El)을 구했다. 인장 시험은, 각 고강도 강판에 대하여 2회 행하여, 얻어진 측정값의 평균을 그의 고강도 강판의 기계 특성으로서 표 3에 나타냈다. 본 발명에 있어서는, TS가 980㎫ 이상인 경우, 고강도라고 평가했다. 또한, 균일 신장이 6％ 이상인 경우, 프레스 성형성이 양호하다고 평가했다.
(90°V 굽힘 시험)
얻어진 열연 강판의 폭방향 1/2 위치로부터, 시험편 길이 방향이, 압연 방향과 직각 방향이 되도록 100㎜×35㎜의 직사각형 형상으로 잘라낸 시험편을 이용하여, JIS Z 2248(2014년)(V 블록 90°V 굽힘 시험)에 준거하여, 굽힘 시험을 실시했다. 굽힘 펀치 반경(R)이 0.5㎜에서 0.5㎜ 피치로 판두께(t)의 2.0배 이상까지로 했다. 굽힘 깨짐 유무와 그의 깊이는, 굽힘 시험 후의 시험편을 시험편 길이 방향과 평행으로 또한 판면과 수직인 면에서, 시험편 폭의 1/4 위치와 1/2 위치 및 3/4 위치의 3개소에서 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 시험편의 굽힘 외측과 굽힘 내측의 깨짐을 관찰하고, 3개의 단면에서 발생한 굽힘 외측과 굽힘 내측의 최대 깨짐 깊이를 측정하고, 굽힘 외측과 굽힘 내측 모두 깨짐 깊이가 50㎛를 초과하지 않는 한계 굽힘 반경(최소 굽힘 반경)을 구했다. R/t는 1.5 이하를 합격으로 했다. 또한, 한계 굽힘 반경이 판두께 t의 2.0배 이상이라도 50㎛ 이상의 깨짐이 굽힘 외측 혹은 굽힘 내측에 발생하는 경우, 굽힘 가공성이 불량으로 되고, 한계 굽힘 반경(R)을 구하지 않는 것으로 한다.
표 3의 결과로부터, 본 발명예는 모두, 980㎫ 이상의 인장 강도, 프레스 성형성, 굽힘 가공성을 겸비하고 있다.

Claims (7)

  1. 질량％로,
    C: 0.05∼0.20％,
    Si: 0.5∼1.2％,
    Mn: 1.5∼4.0％,
    P: 0.10％ 이하,
    S: 0.03％ 이하,
    Al: 0.001∼2.0％,
    N: 0.01％ 이하,
    O: 0.01％ 이하 및,
    B: 0.0005∼0.010％
    를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    미크로 조직은, 강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에 있어서, 면적률로 80％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 2％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고,
    판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역에 있어서, 면적률로 70％ 이상의 상부 베이나이트와, 합계의 면적률로 3％ 이상의 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트를 포함하고,
    강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역에서의 평균 결정 입경이 6㎛ 이하이고,
    강판 표면에서 판두께 1/10 위치까지의 표층 영역의 경도(HV1)와, 판두께 1/10 위치에서 판두께 3/10 위치까지의 내부 영역의 경도(HV2)의 차(HV2－HV1)가 [0.3×인장 강도(㎫)]에 대하여 5％ 이상 15％ 이하이고,
    인장 강도가 980㎫ 이상, 균일 신장이 6％ 이상, 또한 한계 굽힘 반경 R과 판두께 t의 비 R/t가 1.5 이하인, 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cr: 1.0％ 이하 및,
    Mo: 1.0％ 이하,
    의 적어도 1종을 함유하는, 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Cu: 2.0％ 이하,
    Ni: 2.0％ 이하,
    Ti: 0.3％ 이하,
    Nb: 0.3％ 이하 및,
    V: 0.3％ 이하
    의 적어도 1종을 함유하는, 고강도 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Sb: 0.005∼0.020％
    를 함유하는, 고강도 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Ca: 0.01％ 이하,
    Mg: 0.01％ 이하 및,
    REM: 0.01％ 이하
    의 적어도 1종을 함유하는, 고강도 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 소재를 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열하고,
    이어서, 조압연을 실시한 후,
    RC1 이하의 온도 범위에서의 합계 압하율이 25％ 이상 80％ 이하이고, 또한 마무리 압연 종료 온도: (RC2－50℃) 이상 (RC2＋120℃) 이하의 조건으로 열간 압연하여 열연 강판으로 하고,
    상기 열연 강판을, 열간 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간: 2.0s 이내, 판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도: 15℃/s 이상, 냉각 정지 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 냉각하고,
    상기 냉각 후의 열연 강판을, 권취 온도: Trs 이상, (Trs＋250℃) 이하의 조건으로 권취하고,
    20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하는, 고강도 강판의 제조 방법.
    또한, RC1, RC2, Trs는, 하기 (1), (2), (3)식으로 각각 정의된다.
    RC1(℃)＝900＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V …(1)
    RC2(℃)＝750＋100×C＋100×N＋10×Mn＋350×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋1000×Nb＋150×V …(2)
    Trs(℃)＝500－450×C－35×Mn－15×Cr－10×Ni－20×Mo …(3)
    여기에서, 상기 (1), (2), (3)식에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되어 있지 않은 원소의 경우는 0으로 한다.
  7. 제6항에 있어서,
    열간 압연 후의 상기 냉각에 있어서, 표층의 평균 냉각 속도와 판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도가 (4)식을 만족하는, 고강도 강판의 제조 방법.
    표층의 평균 냉각 속도－판두께 3/10 위치에서의 평균 냉각 속도≥10℃/s …(4)
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