KR20230151546A - 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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유키 도지
료헤이 모리모토
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 스폿 용접부의 피로 강도도 우수한 고강도 냉연 강판을 제공한다. 상기 고강도 냉연 강판은, C: 0.150∼0.350％, Si: 0.80∼3.00％, Mn: 1.50∼3.50％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하 및, O: 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강 중 확산성 수소량이 0.50질량ppm 이하, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 55∼95％, 잔류 오스테나이트의 면적률이 5∼30％, 구오스테나이트립의 평균 원상당 직경이 15.0㎛ 이하, 구오스테나이트립의 둘레의 길이를 a, 구오스테나이트립의 둘레 중, 탄소 농도가 0.6질량％ 이상인 부분의 길이를 b로 했을 때, 비 b/a가 0.80 이하이다.

Description

고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 1320㎫ 이상의 인장 강도(TS)를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 예를 들면 자동차 업계에 있어서, 지구 환경의 보전이라는 관점에서, 탄산 가스(CO2)의 배출량을 삭감하기 위해, 자동차의 연비 향상이 요망되고 있다.
자동차의 연비 향상에는, 차체의 경량화를 도모하는 것이 유효하지만, 이 때, 차체의 강도를 유지하면서, 차체의 경량화를 도모할 필요가 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2017-2384호
1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판은, 통상, 고강도화를 위해 필요한 합금 원소를 많이 함유한다. 이러한 강판끼리를 스폿 용접하여 얻어진 스폿 용접부에 있어서는, 너깃(nugget)(용융 응고부) 주변의 열 영향부의 인성이 부족하여, 응력이 반복하여 부하되었을 때의 강도(피로 강도)가 불충분해지는 경우가 있다.
스폿 용접부의 피로 강도의 저하를 억제할 수 있으면, 자동차 전체의 충돌 강도를 충분히 유지할 수 있다.
본 발명은, 이상의 점을 감안하여 이루어진 것으로서, 1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 스폿 용접부의 피로 강도도 우수한 고강도 냉연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 하기 구성을 채용함으로써, 상기 목적이 달성되는 것을 발견하여, 본 발명을 완성시켰다.
즉, 본 발명은, 이하의 [1]∼[7]을 제공한다.
[1] 질량％로, C: 0.150∼0.350％, Si: 0.80∼3.00％, Mn: 1.50∼3.50％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하 및, O: 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마이크로 조직을 갖고, 강 중 확산성 수소량이, 0.50질량ppm 이하이고, 인장 강도가, 1320㎫ 이상이고, 상기 마이크로 조직에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이, 55∼95％이고, 잔류 오스테나이트의 면적률이, 5∼30％이고, 구(舊)오스테나이트립의 평균 원상당 직경이, 15.0㎛ 이하이고, 상기 구오스테나이트립의 둘레의 길이를 a, 상기 구오스테나이트립의 둘레 중, 탄소 농도가 0.6질량％ 이상인 부분의 길이를 b로 했을 때, 비 b/a가 0.80 이하인, 고강도 냉연 강판.
[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, B: 0.0050％ 이하, Ti: 0.200％ 이하, Nb: 0.200％ 이하, V: 0.500％ 이하, W: 0.500％ 이하, Mo: 1.000％ 이하, Cr: 1.000％ 이하, Sb: 0.200％ 이하, Sn: 0.200％ 이하, Zr: 0.1000％ 이하, Cu: 1.000％ 이하, Ni: 1.000％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하, Mg: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하, Co: 0.30％ 이하, Ta: 0.10％ 이하, Hf: 0.10％ 이하, As: 0.100％ 이하, Pb: 0.100％ 이하, Zn: 0.100％ 이하 및, Bi: 0.100％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 상기 [1]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[3] 표면에 도금층을 갖는, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판.
[4] 상기 도금층이, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층인, 상기 [1]∼[3]의 어느 하나에 기재된 고강도 냉연 강판.
[5] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연하고, 얻어진 열연 강판을, 350∼650℃의 권취 온도에서 권취하고, 권취된 상기 열연 강판을 냉간 압연하여, 냉연 강판을 얻고, 상기 냉연 강판을, 750∼950℃의 가열 온도로 10∼500초간 가열하고, 상기 가열 온도에서 400℃까지 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도 v1로 냉각하고, 400℃에서 130∼300℃의 냉각 정지 온도까지 하기 (1)식을 충족하는 평균 냉각 속도 v2로 냉각하고, 이어서, 200∼450℃의 재가열 온도로 10∼500초간 재가열하고, 그 후, (Ms점－240)℃에서 50℃까지 하기 (2)식을 충족하는 평균 냉각 속도 v3으로 냉각하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
v2≥0.6(2[Mn]＋0.8[Si])···(1)
v3≤2.8[Mn]＋2.0[Si] ···(2)
단, 상기식 (1) 및 (2) 중의 [Mn] 및 [Si]는, 각각, 상기 성분 조성에 있어서의 Mn 및 Si의 함유량이고, 상기 함유량의 단위는 질량％이다.
[6] 상기 평균 냉각 속도 v3으로 냉각된 상기 냉연 강판에, 도금 처리를 실시하는, 상기 [5]에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
[7] 상기 도금 처리는, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 또는 전기 아연 도금 처리인, 상기 [6]에 기재된 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 스폿 용접부의 피로 강도도 우수한 고강도 냉연 강판을 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
[고강도 냉연 강판]
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 후술하는 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖고, 또한, 후술하는 강 중 확산성 수소량을 만족한다.
이하, 「고강도 냉연 강판」을, 간단히, 「냉연 강판」 또는 「강판」이라고도 한다.
강판의 판두께는, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 0.5㎜ 이상 3.0㎜ 이하이다.
고강도란, 인장 강도(TS)가 1320㎫ 이상인 것을 의미한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 스폿 용접부의 피로 강도도 우수하다. 이 때문에, 충돌 강도를 충분히 유지할 수 있기 때문에, 자동차 등의 수송기에 적합하게 사용된다.
또한, 본 발명의 고강도 냉연 강판을 성형 가공하는 방법으로서는, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한 없이 사용할 수 있다. 본 발명의 고강도 냉연 강판을 용접하는 방법으로서는, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접 방법을 제한 없이 사용할 수 있다.
〈성분 조성〉
본 발명의 고강도 냉연 강판의 성분 조성(이하, 편의적으로, 「본 발명의 성분 조성」이라고도 함)에 대해서 설명한다.
본 발명의 성분 조성에 있어서의 「％」는, 특별히 설명이 없는 한, 「질량％」를 의미한다.
《C: 0.150∼0.350％》
C는, 마르텐사이트를 생성시켜, 강판의 강도를 상승시킨다. C량이 지나치게 적으면, 마르텐사이트의 경도가 낮아지고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 저하하기 때문에, 1320㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, C량은, 0.150％ 이상이고, 0.180％ 이상이 바람직하고, 0.200％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, C량이 지나치게 많으면, 열 영향부에 시멘타이트가 다량으로 생성되어, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 또한, 구오스테나이트립의 입계(grain boundary)에 편석하는 C가 증가하여, 후술하는 비(b/a)의 값이 커지기 때문에, 스폿 용접부의 인성이 저하한다. 이 때문에, C량은, 0.350％ 이하이고, 0.330％ 이하가 바람직하고, 0.310％ 이하가 보다 바람직하다.
《Si: 0.80∼3.00％》
Si는, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높인다. 1320㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 관점에서, Si량은, 0.80％ 이상이고, 1.00％ 이상이 바람직하고, 1.10％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Si량이 지나치게 많으면, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 이 때문에, Si량은, 3.00％ 이하이고, 2.60％ 이하가 바람직하고, 2.40％ 이하가 보다 바람직하다.
《Mn: 1.50∼3.50％》
Mn은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높인다. 1320㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 관점에서, Mn량은, 1.50％ 이상이고, 1.90％ 이상이 바람직하고, 2.30％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Mn량이 지나치게 많으면, 템퍼링으로 다량의 시멘타이트 생성됨과 함께, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 이 때문에, Mn량은, 3.50％ 이하이고, 3.30％ 이하가 바람직하고, 3.10％ 이하가 보다 바람직하다.
《P: 0.100％ 이하》
P는, 입계에 편석하여 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, P량은, 0.100％ 이하이고, 0.030％ 이하가 바람직하고, 0.010％ 이하가 보다 바람직하다.
《S: 0.0200％ 이하》
S는, Mn과 결합하여 조대한(coarse) MnS를 형성하여, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, S량은, 0.0200％ 이하이고, 0.0100％ 이하가 바람직하고, 0.0020％ 이하가 보다 바람직하다.
《Al: 0.100％ 이하》
Al은, 탈산제로서 작용한다. Al량이 지나치게 많으면, 산화물이나 질화물이 응집 조대화함으로써, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, Al량은, 0.100％ 이하이고, 0.080％ 이하가 바람직하고, 0.060％ 이하가 보다 바람직하다.
Al량의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Al의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.010％이고, 0.020％가 바람직하다.
《N: 0.0100％ 이하》
N은, Ti와 결합하여 TiN을 형성한다. N량이 지나치게 많으면, 형성되는 TiN량이 많아지는 것에 기인하여, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 이 때문에, N량은, 0.0100％ 이하이고, 0.0080％ 이하가 바람직하고, 0.0060％ 이하가 보다 바람직하다.
《O: 0.0100％ 이하》
O는, 산화물을 형성하고, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, O량은, 0.0100％ 이하이고, 0.0050％ 이하가 바람직하고, 0.0020％ 이하가 보다 바람직하다.
《그 외의 성분》
본 발명의 성분 조성은, 추가로, 질량％로, 이하에 기재하는 성분으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유해도 좋다.
(B: 0.0050％ 이하)
B는, 오스테나이트 입계에 편석함으로써 강판의 퀀칭성(hardenability)을 향상할 수 있는 원소로서, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다.
다만, B량이 지나치게 많으면, Fe23(CB)6을 형성하여, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, B량은, 0.0050％ 이하가 바람직하고, 0.0040％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0030％ 이하가 더욱 바람직하다.
B량의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, B의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.0005％이고, 0.0010％가 바람직하다.
(Ti: 0.200％ 이하)
Ti는, 열간 압연 시 또는 어닐링 시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다.
다만, Ti량이 지나치게 많으면, N과 결합하여 조대한 질화물을 형성함으로써, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, Ti량은, 0.200％ 이하가 바람직하고, 0.100％ 이하가 보다 바람직하고, 0.050％ 이하가 더욱 바람직하다.
Ti량의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Ti의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.005％이고, 0.010％가 바람직하다.
(Nb: 0.200％ 이하, V: 0.500％ 이하, W: 0.500％ 이하)
Nb, V 및 W는, 열간 압연 시 또는 어닐링 시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다.
다만, 이들 원소의 양이 과도하게 많은 경우, 강 슬래브 가열 시에 용해되지 않고 조대한 탄화물로서 잔존한다. 조대한 탄화물은, 스폿 용접부의 인성을 저하시키고, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다.
이 때문에, Nb량은, 0.200％ 이하가 바람직하고, 0.100％ 이하가 보다 바람직하고, 0.050％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Nb의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.005％이고, 0.010％가 바람직하다.
V량은, 0.500％ 이하가 바람직하고, 0.300％ 이하가 보다 바람직하고, 0.100％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, V의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.005％이고, 0.010％가 바람직하다.
W량은, 0.500％ 이하가 바람직하고, 0.200％ 이하가 보다 바람직하고, 0.050％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, W의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
(Mo: 1.000％ 이하, Cr: 1.000％ 이하)
Mo 및 Cr은, 강판의 퀀칭성을 높임으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 이들 원소의 양이 과도하게 많은 경우, 경질인 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Mo량은, 1.000％ 이하가 바람직하고, 0.700％ 이하가 보다 바람직하고, 0.400％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Mo의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.005％이고, 0.020％가 바람직하다.
Cr량은, 1.000％ 이하가 바람직하고, 0.700％ 이하가 보다 바람직하고, 0.400％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Cr의 첨가 효과를 얻는 관점에서는, 예를 들면, 0.005％이고, 0.020％가 바람직하다.
(Sb: 0.200％ 이하, Sn: 0.200％ 이하)
Sb 및 Sn은, 강판 표면의 탈탄을 억제함으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 이들 원소의 양이 과도하게 많은 경우, 강이 취화하고, 열 영향부에 균열이 발생하여, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하시킨다.
이 때문에, Sb량은, 0.200％ 이하가 바람직하고, 0.080％ 이하가 보다 바람직하고, 0.040％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Sb의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
Sn량은, 0.200％ 이하가 바람직하고, 0.080％ 이하가 보다 바람직하고, 0.040％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Sn의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
(Zr: 0.1000％ 이하)
Zr은, 석출물의 형상을 구상화(球狀化)하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Zr량이 과도하게 많은 경우, 열간 압연의 강 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Zr량은, 0.1000％ 이하가 바람직하고, 0.0700％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0400％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Zr의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.0005％이고, 0.0010％가 바람직하다.
(Cu: 1.000％ 이하)
Cu는, 강판의 퀀칭성을 높임으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Cu량이 과도하게 많은 경우, Cu의 개재물의 증가에 의해 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Cu량은, 1.000％ 이하가 바람직하고, 0.700％ 이하가 보다 바람직하고, 0.400％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Cu의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.005％이고, 0.010％가 바람직하다.
(Ni: 1.000％ 이하)
Ni는, 강판의 퀀칭성을 높임으로써, 강판의 인장 강도를 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ni량이 과도하게 많은 경우, 경질인 마르텐사이트가 증가함으로써 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Ni량은, 1.000％ 이하가 바람직하고, 0.700％ 이하가 보다 바람직하고, 0.400％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Ni의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.003％이고, 0.005％가 바람직하다.
(Ca: 0.0050％ 이하, Mg: 0.0050％ 이하, REM: 0.0050％ 이하)
Ca, Mg 및 REM(Rare Earth Metal)은, 황화물이나 산화물 등의 석출물의 형상을 구상화하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 이들 원소의 양이 과도하게 많은 경우, 황화물의 조대화에 의해 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Ca량은, 0.0050％ 이하가 바람직하고, 0.0045％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0040％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Ca의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.0005％이고, 0.0010％가 바람직하다.
Mg량은, 0.0050％ 이하가 바람직하고, 0.0048％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0045％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Mg의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.0005％이고, 0.0010％가 바람직하다.
REM량은, 0.0050％ 이하가 바람직하고, 0.0040％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0030％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, REM의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.0005％이고, 0.0010％가 바람직하다.
(Co: 0.30％ 이하)
Co는, 석출물의 형상을 구상화하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Co량이 과도하게 많은 경우, 경질인 마르텐사이트가 증가함으로써 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Co량은, 0.30％ 이하가 바람직하고, 0.20％ 이하가 보다 바람직하고, 0.10％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Co의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.01％이고, 0.02％가 바람직하다.
(Ta: 0.10％ 이하)
Ta는, 석출물의 형상을 구상화하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ta량이 과도하게 많은 경우, 조대한 탄화물이 증가함으로써 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Ta량은, 0.10％ 이하가 바람직하고, 0.08％ 이하가 보다 바람직하고, 0.06％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Ta의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.01％이고, 0.02％가 바람직하다.
(Hf: 0.10％ 이하)
Hf는, 석출물의 형상을 구상화하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Hf량이 과도하게 많은 경우, 조대한 탄화물이 증가함으로써 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, Hf량은, 0.10％ 이하가 바람직하고, 0.08％ 이하가 보다 바람직하고, 0.06％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Hf의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.01％이고, 0.02％가 바람직하다.
(As: 0.100％ 이하, Pb: 0.100％ 이하, Zn: 0.100％ 이하 및, Bi: 0.100％ 이하)
As, Pb, Zn 및 Bi는, 석출물의 형상을 구상화하여, 스폿 용접부의 인성을 상승시키기 때문에, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 이들 원소의 양이 과도하게 많은 경우는, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되고, 이에 따라, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, As량은, 0.100％ 이하가 바람직하고, 0.050％ 이하가 보다 바람직하고, 0.010％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, As의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
Pb량은, 0.100％ 이하가 바람직하고, 0.050％ 이하가 보다 바람직하고, 0.010％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Pb의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
Zn량은, 0.100％ 이하가 바람직하고, 0.050％ 이하가 보다 바람직하고, 0.010％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Zn의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
Bi량은, 0.100％ 이하가 바람직하고, 0.050％ 이하가 보다 바람직하고, 0.010％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 한정되지 않지만, Bi의 첨가 효과를 얻는 관점에서, 예를 들면, 0.001％이고, 0.002％가 바람직하다.
《잔부: Fe 및 불가피적 불순물》
본 발명의 성분 조성에 있어서의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
〈마이크로 조직〉
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 마이크로 조직(이하, 편의적으로, 「본 발명의 마이크로 조직」이라고도 함)을 설명한다.
본 발명의 효과를 얻기 위해서는, 전술한 본 발명의 성분 조성을 만족하는 것만으로는 불충분하고, 이하에 설명하는 본 발명의 마이크로 조직을 만족하는 것을 필요로 한다.
이하, 면적률은, 마이크로 조직 전체에 대한 면적률이다. 각 조직의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재하는 방법에 의해 구한다.
《템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률: 55∼95％》
1320㎫ 이상의 인장 강도를 안정적으로 확보하는 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률은, 55％ 이상이고, 58％ 이상이 바람직하고, 60％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 이 합계 면적률이 지나치게 높으면, 잔류 오스테나이트의 면적률이 낮아지고, 강판의 연성이 저하한다. 이 때문에, 이 합계 면적률은, 95％ 이하이고, 92％ 이하가 바람직하고, 88％ 이하가 보다 바람직하다.
《잔류 오스테나이트의 면적률: 5∼30％》
잔류 오스테나이트는 강판의 연성을 향상시킨다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 5％ 이상이고, 6％ 이상이 바람직하고, 8％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 지나치게 높으면, 응력을 받을 때에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트가 증가하고, 열 영향부에 균열이 발생하여, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하한다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 30％ 이하이고, 20％ 이하가 바람직하고, 18％ 이하가 보다 바람직하다.
본 발명의 마이크로 조직은, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직(잔부 조직)으로서, 예를 들면, 펄라이트; 프레시 마르텐사이트; 페라이트; 철계 탄질화물; 합금 탄질화물; MnS, Al2O3 등의 개재물; 등의 공지의 조직을 포함하고 있어도 좋다.
잔부 조직의 면적률은, 35％ 이하가 바람직하고, 25％ 이하가 보다 바람직하고, 15％ 이하가 더욱 바람직하다. 잔부 조직의 면적률이 이 범위이면, 본 발명의 효과가 손상되지 않는다.
《구오스테나이트립의 평균 원상당 직경: 15.0㎛ 이하》
구오스테나이트 입경이 조대해지면, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 이 때문에, 구오스테나이트립의 평균 원상당 직경은, 15.0㎛ 이하이고, 14.0㎛ 이하가 바람직하고, 13.0㎛ 이하가 보다 바람직하다.
하한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 2.0㎛이고, 4.0㎛가 바람직하다.
구오스테나이트립의 평균 원상당 직경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
《비(b/a): 0.80 이하》
구오스테나이트립의 입계 상에 존재하는 탄소 농도가 높은 영역(이 영역에 있어서의 조직 등은, 특별히 한정되지 않음)은, 인접하는 조직보다도 단단하다. 스폿 용접부에 응력이 반복하여 부하되는 경우, 이 경도의 차에 의해, 열 영향부에 보이드(void)가 발생하여, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 구오스테나이트립의 둘레의 길이를 a로 하고, 구오스테나이트립의 둘레 중, 탄소 농도가 0.6질량％ 이상인 부분의 길이를 b로 했을 때, a에 대한 b의 비(b/a)의 값은 작은 편이 바람직하다.
구체적으로는, 비(b/a)는, 0.80 이하이고, 0.76 이하가 바람직하고, 0.72 이하가 보다 바람직하다.
비(b/a)의 하한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 0.20이고, 0.30이 바람직하다.
비(b/a)는, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
〈강 중 확산성 수소량: 0.50질량ppm 이하〉
강 중 확산성 수소량이 지나치게 높으면, 용접할 때에 스폿 용접부가 깨지기 쉬워, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 이 때문에, 강 중 확산성 수소량은, 0.50질량ppm 이하이고, 0.30질량ppm 이하가 바람직하고, 0.20질량ppm 이하가 보다 바람직하다.
강 중 확산성 수소량은, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한다.
〈도금층〉
본 발명의 고강도 냉연 강판은, 내식성 등을 향상시키는 관점에서, 그의 표면에, 추가로, 도금층을 갖고 있어도 좋다. 도금층으로서는, 예를 들면, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 들 수 있다. 도금층은, 후술하는 도금 처리에 의해 형성된다.
[고강도 냉연 강판의 제조 방법]
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판의 제조 방법(이하, 편의적으로, 「본 발명의 제조 방법」이라고도 함)을 설명한다. 본 발명의 제조 방법은, 전술한 본 발명의 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법이기도 하다.
이하에 나타내는 강 슬래브, 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 강 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
강 슬래브(강 소재)의 용제 방법은, 특별히 한정되지 않고, 전로(converter), 전기로 등의 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 용제 후, 연속 주조법에 의해 강 슬래브를 얻는 것이 바람직하다. 다만, 조괴-분괴 압연법(ingot casting-blooming method), 박(薄) 슬래브 연속 주조법 등의 그 외의 공지의 주조 방법을 이용하여 강 슬래브를 얻어도 좋다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는, 우선, 전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연한다. 이에 따라, 열연 강판을 얻는다.
열간 압연 시에 있어서, 가열로에서 강 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 좋다. 강 슬래브가 소정 온도 이상의 온도를 보존유지(保持)하고 있는 경우에는, 강 슬래브를 가열하는 일 없이 직송 압연해도 좋다.
열간 압연에 있어서는, 강 슬래브에, 조(粗)압연(rough rolling) 및 마무리 압연을 실시한다.
조압연 전에, 강 슬래브를 가열하여, 강 슬래브 중의 탄화물을 용해시키는 것이 바람직하다.
탄화물을 용해시키거나, 압연 하중의 증대를 방지하거나 하는 관점에서, 강 슬래브를 가열할 때의 온도(강 슬래브 가열 온도)는, 1100℃ 이상이 바람직하고, 1150℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 스케일 로스의 증대를 방지하는 관점에서, 강 슬래브 가열 온도는, 1300℃ 이하가 바람직하고, 1280℃ 이하가 보다 바람직하다.
전술한 바와 같이, 조압연 전의 강 슬래브가 소정 온도 이상의 온도를 보존유지하고 있고, 강 슬래브 중의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 조압연 전의 강 슬래브의 가열은 생략할 수 있다.
조압연 및 마무리 압연의 조건에 대해서는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 마무리 압연 종료 온도는, 700∼1100℃가 바람직하고, 800∼1000℃가 보다 바람직하다.
〈권취 온도: 350∼650℃〉
다음으로, 강 슬래브의 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 권취한다.
열연 강판이 권취될 때의 온도(권취 온도)가 지나치게 낮으면, 경질인 마르텐사이트가 생성되고, 그 후의 냉간 압연에 있어서, 압연 부하가 증대하고, 생산성이 저하한다. 또한, 구오스테나이트립의 입계 상에 탄소 농도가 높은 마르텐사이트가 증가하여, 전술한 비(b/a)의 값이 커지기 때문에, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 권취 온도는, 350℃ 이상이고, 360℃ 이상이 바람직하고, 370℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 권취 온도가 지나치게 높으면, 구오스테나이트 입경이 조대해져, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 권취 온도는, 650℃ 이하이고, 630℃ 이하가 바람직하고, 600℃ 이하가 보다 바람직하다.
다음으로, 권취된 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻는다.
냉간 압연의 압연율은, 30％ 이상이 바람직하고, 35％ 이상이 보다 바람직하다. 상한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 70％ 이하이고, 65％ 이하가 바람직하다.
〈가열 온도: 750∼950℃, 가열 시간: 10∼500초〉
다음으로, 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판에 열처리를 실시한다.
구체적으로는, 우선, 냉연 강판을, 가열한다.
이 때, 냉연 강판의 가열 온도가 지나치게 낮거나, 가열 시간(가열 온도에서의 보존유지 시간)이 지나치게 짧거나 하는 경우, 페라이트 및 오스테나이트의 2상역에서의 가열이 되기 때문에, 최종적인 마이크로 조직이 페라이트를 함유하고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 저하하기 때문에, 소망하는 인장 강도의 확보가 곤란해진다.
이 때문에, 가열 온도는, 750℃ 이상이고, 800℃ 이상이 바람직하고, 850℃ 이상이 보다 바람직하다. 가열 시간은, 10초 이상이고, 50초 이상이 바람직하고, 80초 이상이 보다 바람직하다.
한편, 가열 온도가 지나치게 높으면, 구오스테나이트 입경이 조대해져, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 또한, 고(高)수소 분압의 증가에 의해, 강 중에 침입하는 수소량이 증가하기 때문에, 강 중 확산성 수소량이 높아진다.
또한, 가열 시간이 지나치게 길면, 구오스테나이트 입경이 조대화함으로써, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 가열 온도는, 950℃ 이하이고, 930℃ 이하가 바람직하고, 900℃ 이하가 보다 바람직하다. 가열 시간은, 500초 이하이고, 300초 이하가 바람직하고, 200초 이하가 보다 바람직하다.
〈평균 냉각 속도 v1: 10℃/s 이상〉
다음으로, 가열된 냉연 강판을, 가열 온도에서 후술하는 냉각 정지 온도까지 냉각한다.
여기에서, 가열 온도에서 400℃까지의 평균 냉각 속도를 v1로 한다.
평균 냉각 속도 v1이 지나치게 낮으면, 냉각 중에 페라이트 변태가 일어나고, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 저하하기 때문에, 소망하는 인장 강도의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 평균 냉각 속도 v1은, 10℃/s 이상이고, 11℃/s 이상이 바람직하고, 13℃/s 이상이 보다 바람직하다.
평균 냉각 속도 v1의 상한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 45℃/s이고, 30℃/s가 바람직하다.
〈평균 냉각 속도 v2: v2≥0.6(2[Mn]＋0.8[Si])〉
400℃에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 v2로 한다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는, 평균 냉각 속도 v2가, 하기식 (1)을 충족한다.
v2≥0.6(2[Mn]＋0.8[Si])···(1)
식 (1) 중, [Mn] 및 [Si]는, 각각, 전술한 성분 조성(본 발명의 성분 조성)에 있어서의 Mn 및 Si의 함유량(단위: 질량％)이다.
평균 냉각 속도 v2가 식 (1)을 충족하지 않는 경우, 냉각 중에 존재하는 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태할 수 없고, 최종적인 마이크로 조직에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트가 감소된다. 이에 따라, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 저하하고, 1320㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다.
평균 냉각 속도 v2의 상한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 40℃/s이고, 35℃/s가 바람직하다.
〈냉각 정지 온도: 130∼300℃〉
냉각 정지 온도가 지나치게 낮으면, 구오스테나이트립의 입계 상에 탄소 농도가 높은 마르텐사이트가 증가하여, 전술한 비(b/a)의 값이 커지기 때문에, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 냉각 정지 온도는, 130℃ 이상이고, 140℃ 이상이 바람직하고, 150℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 냉각 정지 온도가 지나치게 높으면, 응력을 받을 때에 마르텐사이트 변태하는 잔류 오스테나이트가 증가하고, 열 영향부에 균열이 발생하여, 스폿 용접부의 피로 강도를 저하한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는, 300℃ 이하이고, 290℃ 이하가 바람직하고, 280℃ 이하가 보다 바람직하다.
〈재가열 온도: 200∼450℃, 재가열 시간: 10∼500초〉
다음으로, 냉각 정지 온도까지 냉각한 냉연 강판을, 재가열한다.
이 때, 냉연 강판의 재가열 온도가 지나치게 낮거나, 재가열 시간(재가열 온도에서의 보존유지 시간)이 지나치게 짧거나 하는 경우, 구오스테나이트립의 입계 상에 탄소 농도가 높은 마르텐사이트가 증가하여, 전술한 비(b/a)의 값이 커지기 때문에, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 또한, 강 중 확산성 수소가 빠지기 어렵기 때문에, 강 중 확산성 수소량이 많아진다.
이 때문에, 재가열 온도는, 200℃ 이상이고, 250℃ 이상이 바람직하고, 270℃ 이상이 보다 바람직하다. 재가열 시간은, 10초 이상이고, 30초 이상이 바람직하고, 50초 이상이 보다 바람직하다.
한편, 재가열 온도가 지나치게 높으면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철 탄화물의 다량의 석출에 의해, 인장 강도가 저하함과 함께, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
또한, 재가열 시간이 지나치게 길면, 마르텐사이트 중에 과포화로 고용된 탄소가 오스테나이트에 확산함으로써, 탄소 농도가 높은 마르텐사이트가 생성되기 쉬워진다. 그에 따라, 전술한 비(b/a)의 값이 커져, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다. 또한, 철 탄화물의 다량의 석출에 의해, 인장 강도가 저하함과 함께, 스폿 용접부의 인성이 저하하고, 스폿 용접부의 피로 강도가 저하한다.
이 때문에, 재가열 온도는, 450℃ 이하이고, 380℃ 이하가 바람직하고, 350℃ 이하가 보다 바람직하다. 재가열 시간은, 500초 이하이고, 300초 이하가 바람직하고, 260초 이하가 보다 바람직하다.
또한, 재가열 온도에 대해서는, 상기 온도 범위 내이면, 일정 온도에서 보존유지해도 좋고, 온도 변동해도 좋다.
〈평균 냉각 속도 v3: v3≤2.8[Mn]＋2.0[Si]〉
다음으로, 재가열된 냉연 강판을, 재가열 온도에서, 적어도 50℃까지 냉각한다.
이 냉각(「재냉각」이라고도 함)에 있어서, (Ms점－240)℃에서 50℃까지의 평균 냉각 속도를 v3으로 한다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는, 평균 냉각 속도 v3이, 하기식 (2)를 충족한다.
v3≤2.8[Mn]＋2.0[Si] ···(2)
식 (2) 중, [Mn] 및 [Si]는, 각각, 전술한 성분 조성(본 발명의 성분 조성)에 있어서의 Mn 및 Si의 함유량(단위: 질량％)이다.
평균 냉각 속도 v3이 식 (2)를 충족함으로써, 재냉각 중에 생성하는 마르텐사이트가 자기(自己) 템퍼링되어, 마르텐사이트 중에 미세한 탄화물이 생성된다. 그 결과, 전술한 비(b/a)의 값을 작게 할 수 있다.
평균 냉각 속도 v3의 하한은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 1℃/s이고, 2℃/s가 바람직하다.
또한, Ms점(단위: ℃)은, 하기식 (3)으로부터 구한다.
Ms＝550－350×[C]－40×[Mn]－35×[V]－20×[Cr]－17×[Ni]－10×[Cu]－10×[Mo]－5×[W]＋15×[Co]＋30×[Al]···(3)
상기식 (3) 중, [X]는, 전술한 성분 조성(본 발명의 성분 조성)에 있어서의 원소 X의 함유량(단위: 질량％)이다.
본 발명의 제조 방법에 있어서는, 재냉각된 냉연 강판에 대하여, 도금 처리를 실시함으로써, 그의 표면에, 도금층을 형성해도 좋다. 도금층으로서는, 예를 들면, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 들 수 있다.
도금 처리는, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 또는 전기 아연 도금 처리가 바람직하다.
용융 아연 도금 처리를 실시함에 있어서는, 전술한 열처리와 용융 아연 도금 처리를 연속하여 실시할 수 있도록 구성된 장치를 이용해도 좋다.
용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 예를 들면, 강판을, 욕온이 440∼500℃인 아연욕 중에 침지시켜 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 그 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금층의 부착량을 조정하는 것이 바람직하다.
아연욕으로서는, Al 함유량이 0.10∼0.23질량％이고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 아연욕이 바람직하다.
합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우, 합금화 온도가 지나치게 낮으면, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려지고, 합금화가 현저히 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 합금화 온도가 지나치게 높으면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, 인장 강도 및 연성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에, 합금화 온도는, 450∼600℃가 바람직하고, 470∼550℃가 보다 바람직하고, 470∼530℃가 더욱 바람직하다.
전기 아연 도금 처리를 실시함에 있어서는, 전술한 열처리와 전기 아연 도금 처리를 연속하여 실시할 수 있도록 구성된 장치를 이용해도 좋다.
전기 아연 도금 처리를 실시함으로써, 전기 아연 도금층을 형성한다.
전기 아연 도금층으로서는, 특별히 한정되지 않고, 종래 공지의 전기 아연 도금층이 적합하게 이용된다. 전기 아연 도금층은, Zn에, Fe, Cr, Ni, Mn, Co, Sn, Pb 또는 Mo 등의 원소를 목적에 따라서 적절량 첨가한 아연 합금 도금층이라도 좋다.
용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA) 및 전기 아연 도금 강판(EG)의 도금층의 부착량은, 편면당 20∼80g/㎡(양면 도금)가 바람직하다.
도금 처리가 실시된 강판은, 예를 들면 50℃ 이하의 온도까지 냉각된다. 50℃ 이하의 온도까지 냉각된 강판에 대하여, 0.05∼1.00％의 신장률로 압연을 실시해도 좋다. 이 신장률은, 0.08∼0.70％가 바람직하다.
이 압연은, 전술한 아연 도금 처리를 실시하기 위해 장치(도금 장치)와 연속한 장치 상에서 실시해도 좋고, 도금 장치와는 불연속인 장치 상에서 실시해도 좋다. 또한, 1회의 압연으로 목적의 신장률을 달성해도 좋고, 복수회의 압연을 실시하여 합계로 목적의 신장률을 달성해도 좋다.
또한, 여기에서 기재한 압연은, 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등의 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러(leveler)를 이용한 가공 등에 의한 압연이어도 좋다.
전술한 본 발명의 제조 방법에 있어서, 예를 들면, 가열 온도나 재가열 온도 등의 보존유지 온도는, 전술한 온도 범위 내이면, 일정이 아니어도 좋다. 냉각 속도에 대해서는, 전술한 속도 범위 내이면, 냉각 중에 변화해도 좋다. 전술한 온도 범위 등의 조건을 충족하는 한, 어떠한 설비로 열처리가 실시되어도 좋다.
(실시예)
이하에, 실시예를 들어 본 발명을 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은, 이하에 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
〈강판의 제조〉
하기표 1∼표 2(표 2는, 표 1의 계속임)에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 따라 강 슬래브를 얻었다. 또한, 하기표 1∼표 2 중의 밑줄은, 본 발명의 범위 외를 의미한다(다른 표에 대해서도 마찬가지임).
얻어진 강 슬래브를 하기표 3에 나타내는 조건으로 열간 압연하고, 열연 강판을 얻었다. 구체적으로는, 강 슬래브를 1250℃로 가열하고, 조압연했다. 이어서, 마무리 압연 종료 온도 900℃에서 마무리 압연을 실시하고, 하기표 3에 나타내는 권취 온도로 권취했다.
권취된 열연 강판을, 하기표 3에 나타내는 압연율로 냉간 압연함으로써, 냉연 강판을 얻었다.
얻어진 냉연 강판에 대하여, 하기표 3에 나타내는 조건으로 열처리를 실시했다.
일부의 예에서는, 열처리 후의 냉연 강판(CR)의 양면에 대하여 도금 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA) 또는 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다.
용융 아연 도금욕으로서, GI를 제조하는 경우는, Al: 0.20질량％를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하고, GA를 제조하는 경우는, Al: 0.14질량％를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용했다.
욕온은, GI 및 GA의 어느 것을 제조하는 경우에 있어서도, 470℃로 했다.
도금층의 부착량은, GI를 제조하는 경우는, 편면당 45∼72g/㎡로 하고, GA를 제조하는 경우는, 편면당 45g/㎡로 했다.
GA를 제조하는 경우, 합금화 온도는, 500℃로 했다.
GI의 도금층의 조성은, Fe: 0.1∼1.0질량％, Al: 0.2∼1.0질량％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이었다. GA의 도금층의 조성은, Fe: 7∼15질량％, Al: 0.1∼1.0질량％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이었다.
EG를 제조함에 있어서는, 전기 아연 도금 라인을 이용하여, 도금층의 부착량이 편면당 30g/㎡가 되도록, 전기 아연 도금 처리를 실시했다.
이하, 열처리 후의 냉연 강판(CR), 용융 아연 도금 강판(GI), 합금화 용융 아연 도금 강판(GA) 및 전기 아연 도금 강판(EG)을, 간단히, 「강판」이라고도 한다.
〈마이크로 조직의 관찰〉
얻어진 강판에 대해서, 이하와 같이 하여, 마이크로 조직을 관찰했다. 결과를 하기표 4에 나타낸다.
《템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률》
얻어진 강판에 대해서, 압연 방향에 평행한 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록, 연마했다. 관찰면을, 1체적％ 나이탈을 이용하여 부식시키고 나서, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 3000배로 확대하여 관찰했다. 강판의 표면에서, 판두께의 1/4에 상당하는 위치의 L 단면까지, 10시야분(分)을 관찰하고, SEM 화상을 얻었다.
얻어진 SEM 화상에 대해서, 각 조직의 면적률을 구하고, 10시야의 평균 면적률을, 각 조직의 면적률로 했다. SEM 화상의 해석에는, 해석 소프트로서, Media Cybernetics사 제조의 Image-Pro를 이용했다.
SEM 화상에 있어서, 예를 들면, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트는, 암회색을 나타낸다고 되어 있다. 암회색의 부분을, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트라고 판정했다.
《잔류 오스테나이트의 면적률》
잔류 오스테나이트에 대해서는, 이하와 같이 하여, X선 회절법에 의해 체적률을 구하고, 이 체적률을 면적률로 간주했다.
우선, 강판을, 판두께 방향(깊이 방향)으로, 판두께의 1/4에 상당하는 위치까지 기계 연삭하고, 그 후, 옥살산을 이용하여 화학 연마하고, 관찰면을 얻었다. 이 관찰면을, X선 회절법에 의해 관찰했다. 입사 X선으로서는, Co의 Kα선원을 이용했다. bcc철의 (200), (211) 및 (220) 각 면의 회절 강도에 대한, fcc철(오스테나이트)의 (200), (220) 및 (311) 각 면의 회절 강도의 비를 구했다. 구한 비를, 잔류 오스테나이트의 체적률로 했다.
《구오스테나이트립의 평균 원상당 직경》
구오스테나이트립의 평균 원상당 직경은, JIS G 0551의 규정에 준거하여, 다음과 같이 구했다.
우선, 얻어진 강판에 대해서, 압연 방향에 평행한 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록, 연마했다. 관찰면을, 피크르산 부식액을 이용하여 부식시키고 나서, SEM을 이용하여 1000배로 확대하여 관찰했다. 강판의 표면에서, 판두께 1/4에 상당하는 위치의 L 단면까지, 10시야분을 관찰하고, SEM 화상을 얻었다.
얻어진 SEM 화상에 대해서, 구오스테나이트립를 식별하여, 그 면적을 구했다. 구한 면적으로부터, 구오스테나이트립의 원상당 직경을 구했다. 10시야의 평균값을, 구오스테나이트립의 평균 원상당 직경으로 했다.
《비 b/a》
우선, 얻어진 강판에 대해서, 압연 방향에 평행한 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록, 다이아몬드 페이스트를 이용하여 연마했다. 관찰면을, 알루미나 연마에 의해 경면으로 마무리하고, 이어서, 관찰면의 탄화수소의 오염(카본 컨태미네이션, 이하, 「컨태미」라고 칭함)을 배제하기 위해, 플라즈마 클리너를 이용하여 청정화했다.
청정화한 관찰면에 대해서, 전계 방출형(Field Emission) 전자총을 탑재한 전자선 마이크로 애널라이저(FE-EPMA: Field Emission Electron Probe Micro Analyzer)를 이용한 측정을 실시하고, 원소 매핑 화상을 얻기 위한 데이터를 취득했다. 측정 조건은, 비특허문헌(T. Yamashita, Y. Tanaka, M. Nagoshi and K. Ishida: Sci. Rep., 6(2016), DOI: 10.1038/srep29825.)에 따라, 가속 전압 7㎸, 전류 50㎁로 했다. 이 때, 시료인 강판을 가열하여 100℃로 보존유지하고, 컨태미가 붙지 않는 조건으로 측정했다. 측정 후의 데이터를, 검량법에 의해 탄소 농도로 변환하고, 탄소의 원소 매핑 화상을 얻었다. 얻어진 원소 매핑 화상에 있어서, 탄소 농도가 0.6질량％ 이상인 영역(편의적으로, 「고탄소 영역」이라고 칭함)을 특정했다.
보다 상세하게는, 원소 매핑 화상과 동일 시야의 SEM 화상을 참조하여, 구오스테나이트립를 식별하고, 그 구오스테나이트립의 입계 상에 존재하는 고탄소 영역을 특정했다.
그리고, 구오스테나이트립의 둘레의 길이(a)와, 그 구오스테나이트립의 둘레 중, 고탄소 영역과 겹치는 부분의 길이(b)를 구하고, 비(b/a)를 산출했다.
강판마다, EPMA에 의한 면 분석을 30회 실시했다. 30회의 평균값을, 그 강판에 있어서의 비(b/a)의 값으로 했다.
〈평가〉
얻어진 강판을, 이하의 방법에 의해 평가했다. 결과를 하기표 4에 나타낸다.
《인장 시험》
얻어진 강판으로부터, 압연 방향과 90°의 방향을 길이 방향(인장 방향)으로 하는 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 채취했다. 채취한 시험편을 이용하여, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험을 5회 실시하고, 5회의 평균값으로부터, 인장 강도(TS) 및 맞대기 신장(EL)을 구했다.
《강 중 확산성 수소량의 측정》
얻어진 강판으로부터, 길이 30㎜, 폭 5㎜의 시험편을 채취했다. 채취한 시험편에 대해서, 승온 탈리 분석법에 의해, 강 중 확산성 수소량을 측정했다. 승온 속도는, 200℃/hr로 했다. 실온(25℃)으로부터 210℃ 미만의 온도역에서 검출된 수소량의 누적값을, 강 중 확산성 수소량(단위: 질량ppm)으로 했다.
도금층이 형성된 강판에 대해서는, 라우터(router)(정밀 그라인더)를 사용하여, 도금층을 제거한 후, 마찬가지로 측정했다.
《스폿 용접부의 피로 시험》
얻어진 강판을 이용하여, JIS Z 3138에 기초하여, 스폿 용접부를 갖는 십자 인장 시험편을 제작하여, 피로 시험을 실시했다.
우선, 전극: DR6㎜-40R, 가압력: 4802N(490kgf), 통전 시간: 17cycles의 조건으로 스폿 용접을 실시하고, 너깃 지름이 6.5㎜가 되도록 전류값을 조정하여, 십자 인장 시험편을 제작했다.
최소 최대 하중비 0.05, 주파수 20㎐, 반복수 107회의 조건으로, 하중을 부하하고, 그 후, 5㎜/min의 인장 속도로 십자 인장 시험을 실시했다. 시험편의 박리가 생기지 않았던 최대의 십자 인장 강도로부터, 스폿 용접부의 피로 강도를 평가했다.
구체적으로는, 십자 인장 강도가 250N 이상이었던 경우는 「◎」, 180N 이상 250N 미만이었던 경우는 「○」, 180N 미만이었던 경우는 「×」를 하기표 4에 기재했다.
「◎」 또는 「○」이면, 스폿 용접부의 피로 강도가 우수하다고 평가할 수 있다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
〈평가 결과 정리〉
상기표 1∼표 4에 나타내는 바와 같이, No. 1∼3, 6∼7, 10, 15∼17, 22, 30 및 33∼42의 강판은, 모두, 인장 강도가 1320㎫ 이상이고, 또한, 스폿 용접부의 피로 강도도 우수했다.
이에 대하여, No. 4∼5, 8∼9, 11∼14, 18∼21, 23∼29, 31∼32의 강판은, 인장 강도 및 스폿 용접부의 피로 강도의 적어도 어느 것이 불충분했다.

Claims (7)

  1. 질량％로,
    C: 0.150∼0.350％,
    Si: 0.80∼3.00％,
    Mn: 1.50∼3.50％,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 0.100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하 및,
    O: 0.0100％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마이크로 조직을 갖고,
    강 중 확산성 수소량이, 0.50질량ppm 이하이고,
    인장 강도가, 1320㎫ 이상이고,
    상기 마이크로 조직에 있어서,
    템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률이, 55∼95％이고,
    잔류 오스테나이트의 면적률이, 5∼30％이고,
    구(舊)오스테나이트립의 평균 원상당 직경이, 15.0㎛ 이하이고,
    상기 구오스테나이트립의 둘레의 길이를 a, 상기 구오스테나이트립의 둘레 중, 탄소 농도가 0.6질량％ 이상인 부분의 길이를 b로 했을 때, 비 b/a가 0.80 이하인, 고강도 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    B: 0.0050％ 이하,
    Ti: 0.200％ 이하,
    Nb: 0.200％ 이하,
    V: 0.500％ 이하,
    W: 0.500％ 이하,
    Mo: 1.000％ 이하,
    Cr: 1.000％ 이하,
    Sb: 0.200％ 이하,
    Sn: 0.200％ 이하,
    Zr: 0.1000％ 이하,
    Cu: 1.000％ 이하,
    Ni: 1.000％ 이하,
    Ca: 0.0050％ 이하,
    Mg: 0.0050％ 이하,
    REM: 0.0050％ 이하,
    Co: 0.30％ 이하,
    Ta: 0.10％ 이하,
    Hf: 0.10％ 이하,
    As: 0.100％ 이하,
    Pb: 0.100％ 이하,
    Zn: 0.100％ 이하 및,
    Bi: 0.100％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 고강도 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 도금층을 갖는, 고강도 냉연 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 도금층이, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층인, 고강도 냉연 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 냉연 강판을 제조하는 방법으로서,
    제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연하고, 얻어진 열연 강판을, 350∼650℃의 권취 온도에서 권취하고,
    권취된 상기 열연 강판을 냉간 압연하여, 냉연 강판을 얻고,
    상기 냉연 강판을, 750∼950℃의 가열 온도로 10∼500초간 가열하고, 상기 가열 온도에서 400℃까지 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도 v1로 냉각하고, 400℃에서 130∼300℃의 냉각 정지 온도까지 하기 (1)식을 충족하는 평균 냉각 속도 v2로 냉각하고, 이어서, 200∼450℃의 재가열 온도로 10∼500초간 재가열하고, 그 후, (Ms점－240)℃에서 50℃까지 하기 (2)식을 충족하는 평균 냉각 속도 v3으로 냉각하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
    v2≥0.6(2[Mn]＋0.8[Si])···(1)
    v3≤2.8[Mn]＋2.0[Si] ···(2)
    단, 상기식 (1) 및 (2) 중의 [Mn] 및 [Si]는, 각각, 상기 성분 조성에 있어서의 Mn 및 Si의 함유량이고, 상기 함유량의 단위는 질량％이다.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 평균 냉각 속도 v3으로 냉각된 상기 냉연 강판에, 도금 처리를 실시하는, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 도금 처리는, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 또는 전기 아연 도금 처리인, 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
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