KR20240035537A - 고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그들의 제조 방법, 그리고 부재 - Google Patents

고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그들의 제조 방법, 그리고 부재 Download PDF

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KR20240035537A
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카즈키 엔도
히데카즈 미나미
준야 도바타
유키 도지
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명은, 인장 강도 1180㎫ 이상으로, 내지연 파괴 특성과 인성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 고강도 강판은, C, Si, Mn, P, S, Al, N, Ti, Nb, B를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기식 (1)을 만족하는 성분 조성을 갖고, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 95％ 이상이고, 구오스테나이트 입경이 10㎛ 이하이고, 구오스테나이트 입계의 B 농도가 질량％로 0.10％ 이상이고, 구오스테나이트 입계의 C 농도가 강 중의 C 함유량의 1.5배 이상이고, Fe의 석출량이 200질량ppm 이하이고, 하기식 (2)로 정의되는 a에 대해서, 전위 상의 a 전위와 구오스테나이트 입계 상의 a 입계의 비: a 전위/a 입계가 1.3 이상의 것이다. ([％N]/14)/([％Ti]/47.9)＜1.0…(1) a＝C2 ＋/(C2＋＋C＋)…(2)

Description

고강도 강판, 고강도 도금 강판 및 그들의 제조 방법, 그리고 부재
본 발명은, 고강도 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 강판에서는, 차체 경량화에 의한 연비 향상을 위해, 고강도화가 요구되고 있다. 골격 부품에서는 인장 강도 1180㎫ 이상의 고강도 강판이 필요시되고 있다. 또한, 강판을 프레스 가공하여 소망하는 형상으로 가공하기 위해, 강판에는 높은 굽힘성(bendability)이 요구되고 있다. 추가로 충돌 안전성의 관점에서, 강도에 더하여, 충돌 시에 탑승자의 거주 공간을 확보하도록, 용이하게 변형하지 않는 것이 요구되는 자동차 부품도 있다. 이러한 자동차 부품에는 고항복비(high yield ratio)의 강판의 사용이 요망된다. 더하여, 자동차 부품이 충돌 시에 파단(fracture)하지 않도록, 높은 인성(toughness)도 필요하다.
특허문헌 1에서는, 내수소 취화성에 대한 신뢰성이 높은 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서는, 연성 및 저온 충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 3에서는, 내수소 취화 특성이 우수한 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 제2017-145441호 일본특허 제6421903호 명세서 일본특허 제4949536호 명세서
그러나, 특허문헌 1에서는 지연 파괴 특성으로서 내수소 취화성이 고려되어 있지만, 인장 강도 1180㎫ 이상의 강판을 얻을 수 없다. 또한 인성에 대해서도 고려되어 있지 않다. 특허문헌 2에서는 내지연 파괴(delayed fracture resistance) 특성이 고려되어 있지 않다. 특허문헌 3에서는 인성이 고려되어 있지 않다.
전술한 바와 같이, 인장 강도 1180㎫ 이상으로, 내지연 파괴 특성과 인성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 것은, 종래 기술에서는 곤란하다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 인장 강도 1180㎫ 이상으로, 내지연 파괴 특성과 인성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 고강도란, JIS Z2201에 준거하여 측정한 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 것을 의미한다.
또한, 내지연 파괴 특성이 우수하다는 것은, 시험편을 표층의 인장 응력 1800㎫의 정하중 시험(constant load test)에 제공하고, 100시간 전해 차지해도 균열이 생기지 않는 것을 의미한다.
또한, 인성이 우수하다는 것은, JIS Z2242에 준거하여 실시한 샤르피 충격 시험에 있어서, 취성-연성 전이 온도가 －40℃ 이하인 것을 의미한다.
본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 인식을 얻었다.
(1) 지연 파괴는 마르텐사이트 조직의 구오스테나이트 입계를 따라 균열이 진전한다. 그 때문에, 결정 입경을 미세화하여 파괴 경로를 복잡화하는 것 및, 결정 입계의 강도를 높이는 것이 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 있어서 효과적이다. 이들은 동시에 인성을 향상시키는 것에도 효과적이다. 구오스테나이트립의 미세화에는, 어닐링 온도를 오스테나이트 단상역인 850℃ 이상에서 최대한 작게 하는 것이 유효하다. 한편으로, 입계의 강화에는 B를 입계 편석시키는 것이 유효하지만, B의 입계 편석량은 고온에서 어닐링할수록 커진다. 그래서, 결정 입경을 미세하게 유지하면서 B의 입계 편석량을 증가시키기 위해, 850℃ 근방에서 어닐링하여 미세한 오스테나이트립을 얻은 후, 급속 가열과 급속 냉각을 행한다. 이에 따라, 결정립 성장을 억제하면서 확산에 의한 B의 입계 편석을 촉진하여, 오스테나이트 입경의 미세화와 B의 입계 편석을 동시에 달성할 수 있다.
(2) 지연 파괴는 강판에 침입한 수소가 전위에 모임으로써 조장된다. 마르텐사이트 조직은 다량의 전위를 포함하기 때문에, 구오스테나이트 입경을 미세화하여 B를 입계 편석시키는 것 만으로는 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 그러나, 강판을 템퍼링 전위 상에 탄소의 클러스터를 생성시키면, 탄소 클러스터와 수소의 상호 작용에 의해, 수소가 전위보다도 클러스터의 쪽에 강하게 트랩되어, 수소를 무해화(render harmless)할 수 있다. 또한, 템퍼링 시의 탄소의 확산에 의해 구오스테나이트 입계에 탄소가 편석하여 입계를 강화함으로써, 내지연 파괴 특성과 인성을 더욱 향상시킬 수 있다. 템퍼링의 초기에서는, 탄소 클러스터가 형성되기 전에 전위로의 탄소의 편석 혹은 고착이 발생한다. 그러나, 편석 혹은 고착한 탄소는 수소 트랩능(hydrogen trapping capacity)이 작아, 내지연 파괴 특성을 향상하는 효과가 작다. 템퍼링이 진행되면 탄소는 전위(dislocation) 상으로의 편석·고착으로부터, 탄소 클러스터로 전이한다. 이 때, 3차원 아톰 프로브(3 Dimensional Atom Probe: 3DAP)로 분석을 행하면, 전위 상에 편석·고착 혹은 입계에 편석한 탄소는 모노머 이온(질량 전하비 6 혹은 12)으로서 검출되지만, 클러스터에 전이한 탄소는 탄소 이온이 복수 결합한 질량 전하비 24의 형태로서 많이 검출된다. 따라서, 3DAP를 이용하여, 전위 상에 존재하는 탄소가, 내지연 파괴 특성을 향상하기 위해 유효한 클러스터 형태인지, 내지연 파괴 특성을 향상하는 효과가 작은 편석·고착 상태인지를 판별할 수 있다.
본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.10％ 이상 0.30 이하,
Si: 0.20％ 이상 1.20％ 이하,
Mn: 2.5％ 이상 4.0％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.020％ 이하,
Al: 0.10％ 이하,
N: 0.01％ 이하,
Ti: 0.100％ 이하,
Nb: 0.002％ 이상 0.050％ 이하 및
B: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기식 (1)을 만족하는 성분 조성을 갖고,
마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 95％ 이상이고,
구오스테나이트 입경이 10㎛ 이하이고,
구오스테나이트 입계의 B 농도가 질량％로 0.10％ 이상이고,
구오스테나이트 입계의 C 농도가 강 중의 C 함유량의 1.5배 이상이고,
Fe의 석출량이 200질량ppm 이하이고,
하기식 (2)로 정의되는 a에 대해서, 전위 상의 a 전위와 구오스테나이트 입계 상의 a 입계의 비: a 전위/a 입계가 1.3 이상인, 고강도 강판.
([％N]/14)/([％Ti]/47.9)＜1.0…(1)
a＝C2 ＋/(C2＋＋C＋)…(2)
식 (1)에 있어서,[％N] 및 [％Ti]는 각각 N 및 Ti의 강 중 함유량(질량％)을 나타내고,
식 (2)에 있어서,
C2 ＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 24Da의 이온 강도
C2＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 6Da의 이온 강도
C＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 12Da의 이온 강도
를 나타낸다.
[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
V: 0.100 이하,
Mo: 0.500％ 이하,
Cr: 1.00％ 이하,
Cu: 1.00％ 이하,
Ni: 0.50％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하,
Sn: 0.200％ 이하,
Ta: 0.200％ 이하,
W: 0.400％ 이하,
Zr: 0.0200％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Co: 0.020％ 이하,
REM: 0.0200％ 이하,
Te: 0.020％ 이하,
Hf: 0.10％ 이하 및
Bi: 0.200％ 이하
중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 상기 [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판의 적어도 편면에 도금층을 갖는, 고강도 도금 강판.
[4] 상기 [1] 또는 [2]의 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
상기 냉연판을, 850℃ 이상 920℃ 이하의 제1 가열 온도까지 가열하여 10s 이상 보존유지(保持)하고, 이어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 제2 가열 온도까지 50℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 당해 제2 가열 온도에 도달 후 5초 이내에, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500℃ 이하까지 냉각하는, 어닐링 공정을 행하고,
상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연판을 70℃ 이상 200℃ 이하의 재가열 온도로 600s 이상 보존유지하는 재가열 공정을 행하여 고강도 강판을 얻는, 고강도 강판의 제조 방법.
[5] 상기 [4]에 기재된 어닐링 공정 후, 재가열 공정의 전에, 상기 고강도 강판에 도금 처리를 실시하여 고강도 도금 강판을 얻는, 도금 공정을 갖는, 고강도 도금 강판의 제조 방법.
[6] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판을 적어도 일부에 이용하여 이루어지는, 부재.
[7] 상기 [3]에 기재된 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 이용하여 이루어지는, 부재.
본 발명에 의하면, 인장 강도 1180㎫ 이상으로, 내지연 파괴 특성과 인성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 3차원 아톰 프로브에 의해 얻어진 3차원 원자 맵의 일 예에 대해서 설명하기 위한 도면이다.
도 2는 3차원 아톰 프로브에 의해 얻어진 전위 상 및 구오스테나이트 입계에 있어서의 질량 전하비의 스펙트럼의 일 예를 나타내는 도면이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다. 우선, 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 「ppm」은, 특별히 명기하지 않는 한, 「질량 ppm」을 의미한다. 또한 본 명세서 중에 있어서, 「∼」을 이용하여 나타나는 수치 범위는, 「∼」의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로 하여 포함하는 범위를 의미한다.
C: 0.10％ 이상 0.30 이하
C는 마르텐사이트·베이나이트 조직을 강화하는 것에 더하여, 구오스테나이트 입계 근방에 집적한 전위에 편석하여 입계를 강화하여, 내지연 파괴 특성을 높이는 효과를 갖는다. 또한, C는, 전위 상에 클러스터를 형성하고, 수소가 강한 트랩 사이트가 되어, 내지연 파괴 특성을 향상하는 효과를 갖는다. C 함유량이 0.10％ 미만에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률이 감소하여, 1180㎫ 이상의 TS가 얻어지지 않는다. C 함유량이 0.30％ 초과에서는, 어닐링 시에 B와 철의 탄붕화물을 형성하여, 입계 상에 충분한 양의 B를 편석시킬 수 없다. C 함유량은, 바람직하게는 0.11％ 이상으로 한다. 또한, C 함유량은, 바람직하게는 0.28％ 이하로 한다.
Si: 0.20％ 이상 1.20％ 이하
Si는 고용 강화에 유효한 원소이고, 0.20％ 이상의 첨가를 필요로 한다. 한편, Si는 탄화물이나 탄소 클러스터의 형성을 억제하는 효과가 있어, 1.20％ 초과에서는 전위 상에 탄소 클러스터가 형성되지 않는다. Si 함유량은, 바람직하게는, 0.50％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는, 1.10％ 이하로 한다.
Mn: 2.5％ 이상 4.0％ 이하
Mn은 퀀칭성 향상에 유효하다. Mn 함유량이 2.5％ 미만에서는, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률이 저하하여, 강도가 저하한다. 한편으로, Mn 함유량이 4.0％ 초과에서는 편석부가 과도하게 경질화하여 굽힘성이 저하한다. Mn 함유량은, 바람직하게는, 2.8％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는, 3.5％ 이하로 한다.
P: 0.050％ 이하
P는 구오스테나이트 입계에 편석하여 인성과 내지연 파괴 특성을 저하시키기 때문에, P 함유량은 0.050％ 이하로 한다. P 함유량의 하한은 특별히 형성하지 않고, 0％라도 좋지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 0.001％ 이상이 바람직하다. P 함유량은, 바람직하게는 0.025％ 이하로 한다.
S: 0.020％ 이하
S는 구오스테나이트 입계에 편석하여 인성과 내지연 파괴 특성을 저하시키기 때문에, 0.020％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 형성하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용을 증가시키기 때문에, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은, 바람직하게는 0.018％ 이하로 한다.
Al: 0.10％ 이하
Al은 탈산재로서 작용하는 원소로서, 그러한 효과를 얻기 위해 Al 함유량은 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al 함유량은 0.10％ 초과에서는 페라이트를 생성하기 쉬워져 강도가 저하한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
N: 0.01％ 이하
N은 Nb나 B와 질화물을 형성하여, Nb 및 B의 첨가 효과를 내린다. 그 때문에, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.006％ 이하로 한다. 하한은 특별히 형성하지 않지만, 제조 비용의 관점에서 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.100％ 이하
Ti는 강 중의 N을 TiN으로서 고정하여, BN이나 NbN의 생성을 억제하여, Nb 및 B의 첨가 효과를 향상하고, 내지연 파괴 특성을 향상하는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻기 위해, Ti 함유량은 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti 함유량이 0.100％ 초과에서는, 조대한 Ti 탄화물이 입계 상에 형성되어, 인성이 저하한다. Ti 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이하로 한다.
Nb: 0.002％ 이상 0.050％ 이하
Nb는 고용 혹은 미세한 탄화물로서 석출되고, 오스테나이트립의 어닐링 중의 성장을 억제한다. 그리고, 결정 입경을 미세화하고 파괴 경로를 복잡화하여, 인성 및 내지연 파괴 특성을 향상할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해, Nb 함유량은 0.002％ 이상으로 한다. 한편으로, Nb 함유량이 0.050％ 초과에서는 효과가 포화될 뿐만 아니라, 조대한 Nb 탄화물이 석출되어 인성이 저하한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 또한, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.040％ 이하이다.
B: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하
B는 구오스테나이트 입계에 편석하여 입계 강도를 높여 내지연 파괴 특성을 향상하는 효과를 갖는다. 그러한 효과를 얻기 위해 B 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 한편으로, B 함유량이 0.0050％ 초과에서는 탄붕화물이 형성되어 인성이 저하한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 또한, B 함유량은, 바람직하게는 0.0030％ 이하로 한다.
([％N]/14)/([％Ti]/47.9)＜1.0…(1)
전술한 B 및 Nb의 첨가 효과를 얻기 위해, 이들 원소와 용이하게 결합하는 N은 Ti에 의해 고정할 필요가 있다. 그 때문에 N의 몰 분율을 Ti의 몰 분율보다도 작게 한다. 즉, 상기식 (1)을 만족하도록 N 및 Ti의 강 중 함유량을 조정한다. 또한, 식 (1)에 있어서, [％N] 및 [％Ti]는 각각 N 및 Ti의 강 중 함유량(질량％)을 나타낸다.
[임의 성분]
본 실시 형태에 따른 고강도 냉연 강판은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로 질량％로, V: 0.100 이하, Mo: 0.500％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Sb: 0.200％ 이하, Sn: 0.200％ 이하, Ta: 0.200％ 이하, W: 0.400％ 이하, Zr: 0.0200％ 이하, Ca: 0.0200％ 이하, Mg: 0.0200％ 이하, Co: 0.020％ 이하, REM: 0.0200％ 이하, Te: 0.020％ 이하, Hf: 0.10％ 이하 및 Bi: 0.200％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유해도 좋다.
V: 0.100 이하
V는 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 올리는 효과를 갖는다. V 함유량이 0.100％ 초과에서는 조대한 V 탄화물이 석출되어, 인성이 저하한다. V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 올리는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.500％ 이하
Mo는 퀀칭성을 향상하여 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 높이는 효과를 갖는다. Mo 함유량이 0.500％ 초과에서는 효과가 포화된다. Mo 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 퀀칭성을 향상하여 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 높이는 효과를 갖는 점에서, 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cr: 1.00％ 이하
Cr은 퀀칭성을 향상하여 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 높이는 효과를 갖는다. Cr 함유량이 1.00％ 초과에서는 효과가 포화된다. Cr 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 퀀칭성을 향상하여 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 높이는 효과를 갖는 점에서, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cu: 1.00％ 이하
Cu는 고용에 의해 강도를 상승하는 효과를 갖는다. 또한, Cu는 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과를 갖는다. Cu 함유량이 1.00％ 초과에서는 입계 균열이 발생되기 쉬워진다. Cu 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 고용에 의해 강도를 상승하는 효과를 갖는 점에서, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni는 퀀칭성을 향상하는 효과를 갖지만, Ni 함유량이 0.50％ 초과에서는 효과가 포화된다. Ni 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 퀀칭성을 향상하는 효과를 갖는 점에서, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.200％ 이하
Sb는 강판의 표면 산화나 질화, 탈탄을 억제하는 효과를 갖지만, Sb 함유량이 0.200％ 초과에서는 효과가 포화된다. Sb 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 강판의 표면 산화나 질화, 탈탄을 억제하는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Sn: 0.200％ 이하
Sn은 Sb와 마찬가지로, 강판의 표면 산화나 질화, 탈탄을 억제하는 효과를 갖는다. Sn 함유량이 0.200％ 초과에서는 효과가 포화된다. Sn 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 강판의 표면 산화나 질화, 탈탄을 억제하는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ta: 0.200％ 이하
Ta는 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 상승하는 효과를 갖는다. Ta 함유량이 0.200％ 초과에서는 조대한 Ta 탄화물이 석출되어 인성이 저하한다. Ta 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 상승하는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
W: 0.400％ 이하
W는 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 올리는 효과를 갖는다. W 함유량이 0.400％ 초과에서는, 조대한 W 탄화물이 석출되어 인성이 저하한다. W 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 올리는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Zr: 0.0200％ 이하
Zr은 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. Zr 함유량이 0.0200％ 초과에서는 개재물이 다량으로 형성하여 인성이 저하한다. Zr 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는 점에서, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0200％ 이하
Ca는 탈산재로서 이용할 수 있다. Ca 함유량이 0.0200％ 초과에서는 Ca계 개재물이 다량으로 생성하여 인성이 저하한다. Ca 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 탈산재로서 이용할 수 있는 점에서, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Mg: 0.0200％ 이하
Mg는 탈산재로서 이용할 수 있다. Mg 함유량이 0.0200％ 초과에서는 Mg계 개재물이 다량으로 생성하여 인성이 저하한다. Mg 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 탈산재로서 이용할 수 있는 점에서, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Co: 0.020％ 이하
Co는 고용 강화로 강도를 올리는 효과를 갖는다. Co 함유량이 0.020％ 초과에서는 효과가 포화된다. Co 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 고용 강화로 강도를 올리는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
REM: 0.0200％ 이하
REM은 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. REM 함유량이 0.0200％ 초과에서는 개재물이 다량으로 형성하여 인성이 저하한다. REM 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는 점에서, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Te: 0.020％ 이하
Te는 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고, 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. Te 함유량이 0.020％ 초과에서는 개재물이 다량으로 형성하여 인성이 저하한다. Te 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Hf: 0.10％ 이하
Hf는 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고, 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. Hf 함유량이 0.10％ 초과에서는 개재물이 다량으로 형성하여 인성이 저하한다. Hf 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 개재물의 형상을 구상화하여 응력 집중을 억제하고 인성을 향상시키는 효과를 갖는 점에서, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Bi: 0.200％ 이하
Bi는 편석을 경감하여 굽힘성을 향상시키는 효과를 갖는다. Bi 함유량이 0.200％ 초과에서는 개재물이 다량으로 형성하여 굽힘성이 저하한다. Bi 함유량의 하한은 특별히 되지 않고, 0.000％라도 좋지만, 편석을 경감하여 굽힘성을 향상시키는 효과를 갖는 점에서, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
전술한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분에 대해서, 함유량이 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 임의 원소를 하한값 미만 포함하는 경우는 불가피적 불순물로서 취급한다.
[강 조직]
다음으로, 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.
마르텐사이트 및 베이나이트: 면적률의 합계가 95％ 이상
마르텐사이트 및 베이나이트 모두 경질상이고, 1180㎫ 이상의 TS를 달성하기 위해 필요하다. 그 때문에, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계는 95％ 이상으로 한다. 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계는, 바람직하게는 96％ 이상이다. 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계의 상한은 특별히 한정되지 않고, 100％라도 좋다.
강 조직은, 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 잔부 조직을 포함하고 있어도 좋다. 잔부 조직으로서는, 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 시멘타이트를 들 수 있다. 잔부 조직은, 면적률의 합계로 5％ 이하로 한다.
여기에서, 각 조직의 면적률은 이하와 같이 측정한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, 각 강판으로부터 채취한 시험편에 있어서, 강판의 판두께 1/4t 위치까지 압연면을 화학 연마하고, X선 회절 장치(X-ray diffraction: XRD)로 연마면의 X선 회절 강도 및 회절 피크 위치를 측정하여 체적률을 산출하고, 그 숫자를 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다. 이어서 각 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 3％ 나이탈로 부식하고, 판두께 1/4t 위치를 관찰면으로 한다. 관찰면에 대해서, 배율 2000배로 3시야의 SEM상을 촬영한다. 얻어진 SEM상에 대해서, 화상 해석에 의해 마르텐사이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 합계한 면적률 및 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 조직(페라이트, 시멘타이트)의 면적률을 구한다. 화상 해석에 의해 얻어진 마르텐사이트 및 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률로부터, XRD에 의해 얻어진 잔류 오스테나이트의 면적률을 뺌으로써, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률을 구한다. 3시야의 평균값을 조직의 면적률로 한다.
구오스테나이트 입경: 10㎛ 이하
균열 진전 경로를 복잡화함으로써 인성 및 내지연 파괴 특성의 향상이 가능하다. 이들 효과를 얻기 위해서는 구오스테나이트 입경을 10㎛ 이하로 할 필요가 있다. 구오스테나이트는 바람직하게는 9㎛ 이하이다. 구오스테나이트립의 평균 결정 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술 상의 관점에서, 1㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, 구오스테나이트립의 평균 결정 입경은 이하와 같이 측정한다. 각 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 피크럴로 부식하여 관찰면으로 한다. 관찰면에 있어서, 판두께 1/4t 위치의 마이크로 조직을 SEM에 의해 배율 2000배로 3시야 촬영하고, SEM상을 얻는다. 얻어진 조직 화상으로부터 화상 해석에 의해 각 구오스테나이트립의 입경을 구하고, 3시야의 평균값을 구오스테나이트립의 평균 결정 입경으로 한다.
구오스테나이트 입계의 B 농도: 질량％로 0.10％ 이상
B는 구오스테나이트 입계에 편석함으로써 입계를 강화하여, 인성 및 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다. 구오스테나이트 입계의 B 농도가 질량％로 0.10％ 이상이면, 당해 효과가 얻어진다. 구오스테나이트 입계의 B 농도는, 바람직하게는, 질량％로 0.15％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 구오스테나이트 입계의 B 농도의 상한은 형성하지 않지만, 경질의 탄붕화물이 입계 상에 석출하는 것을 적합하게 막아, 인성을 보다 향상시키기 때문에, 바람직하게는 20％ 미만이다.
구오스테나이트 입계의 C 농도: 강 중의 C 함유량의 1.5배 이상
C도 B와 마찬가지로 구오스테나이트 입계에 편석함으로써 입계를 강화하여, 인성 및 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 구오스테나이트 입계의 C 농도가 강 중의 C 함유량의 1.5배 이상이면, 당해 효과가 얻어진다. 즉, 구오스테나이트 입계의 C 농도는, 하기식 (3)을 충족한다.
구오스테나이트 입계의 C 농도(질량％)/강 중의 C 함유량(질량％)≥1.5…(3)
구오스테나이트 입계의 C 농도는, 바람직하게는, 강 중의 C 함유량의 2.0배 이상, 보다 바람직하게는 2.5배 이상이다. 구오스테나이트 입계의 C 농도의 상한은 형성하지 않지만, 경질의 탄화물 혹은 탄붕화물이 입계 상에 석출하는 것을 적합하게 막아, 인성을 보다 향상시키기 때문에, 바람직하게는 질량％로 20％ 미만이다.
여기에서, 구오스테나이트 입계의 B 농도 및 C 농도는 이하와 같이 측정한다. 구오스테나이트 입계를 포함하는 영역으로부터 SEM-FIB(Focused Ion Beam: 집속 이온 빔)법으로 침상 시료를 제작한다. 얻어진 침상 시료에 대해서, 3DAP 장치(LEAP4000XSi, AMETEK제)를 이용하여 3DAP 분석을 행한다. 측정은 레이저 모드로 행한다. 시료 온도는 80K 이하로 한다. 구오스테나이트 입계로부터 검출한 B 및 C의 이온수와 그 외의 이온수로부터, 구오스테나이트 입계의 B 농도 및 C 농도를 구한다.
Fe의 석출량: 200질량ppm 이하
내지연 파괴 특성을 향상하려면 전위 상에 탄소 클러스터를 분산시키는 것이 유효하다. 한편, 시멘타이트는 탄소 클러스터보다도 수소 트랩능이 작기 때문에, 강판의 템퍼링에서는, 탄소 클러스터를 형성하고, 시멘타이트의 석출을 억제할 필요가 있다. 탄소 클러스터는 Fe의 석출량에는 포함되지 않기 때문에, Fe의 석출량에 의해 시멘타이트만을 평가 가능하다. Fe의 석출량을 200질량ppm 이하로 함으로써, 시멘타이트의 석출을 억제하고, 내지연 파괴 특성을 향상할 수 있다. Fe의 석출량은, 바람직하게는 180질량ppm 이하이다. Fe의 석출량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술 상의 관점에서, 5질량ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, Fe의 석출량은 이하와 같이 측정한다. 강판을 절단하여, 15×15㎜의 시험편으로 한다. 10％ 아세틸아세톤계 전해액(10vol％ 아세틸아세톤-1mass％ 염화 테트라메틸암모늄-메탄올)을 이용하여, 시험편을 정전류 전해한다. 그 후, 전해액을 채취하고, 필터 구멍 지름 0.1㎛의 필터로 여과하여, 석출물을 포집한다. 포집한 석출물을 필터마다 혼산 용해하여 용액을 제작한다. 이 용액을 고주파 유도 결합 플라즈마(Inductively Coupled Plasma: ICP) 발광 분광 분석 장치를 이용하여 분석하고, Fe의 석출량을 측정한다.
식 (2)로 정의되는 전위 상의 a 전위와 구오스테나이트 입계 상의 a 입계의 비: a 전위/a 입계가 1.3 이상
a＝C2 ＋/(C2＋＋C＋)…(2)
식 (2)에 있어서,
C2 ＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 24Da의 이온 강도
C2＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 6Da의 이온 강도
C＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 12Da의 이온 강도
를 나타낸다.
본 고강도 강판의 중요한 구성 요건 중 하나이다. 전술한 바와 같이, 강판의 템퍼링에 의해 탄소를 탄소 클러스터로 전이시킴으로써, 내지연 파괴 특성을 향상할 수 있다. 탄소 클러스터의 형성은, 고강도 강판을 3DAP로 분석함으로써 판별할 수 있다. 도 1을 참조하여, 3차원 아톰 프로브에 의해 얻어진 3차원 원자 맵의 일 예에 대해서 설명한다. 도 1의 (a)는, B에 대한 3차원 원자 맵이고, 도 1의 (b)는, 동시료의 C에 대한 3차원 원자 맵이다. 도 1(a)에 나타내는 바와 같이, B는 구오스테나이트 입계에 편석한다. 도 1(a)에서 면 형상으로 B가 편석하고 있는 부분이 구오스테나이트 입계에 대응하는 개소이다. 이에 대하여, 도 1(b)에 나타내는 바와 같이, C는 구오스테나이트 입계에 더하여 전위 상에도 편석한다. 도 1(b)에 있어서, 면 형상으로 C가 편석하고 있는 영역이 구오스테나이트 입계에 대응하는 개소이다. 이에 대하여, 도 1(b)에 있어서, 선 형상으로 C가 편석하고 있는 영역이 전위에 대응하는 개소이다. 도 2에, 구오스테나이트 입계 상 및, 전위 상에 대해서 구한, 질량 전하비의 스펙트럼의 일 예를 나타낸다. 도 2(a)는 전위 상에 대해서 구한, 질량 전하비의 스펙트럼의 일 예이다. 도 2(b)는 구오스테나이트 입계 상에 대해서 구한, 질량 전하비의 스펙트럼의 일 예이다. 전위 상 및 구오스테나이트 입계 상의 질량 전하비의 스펙트럼에 대해서, 질량 전하비 6Da, 12Da, 24Da의 이온 강도는 각각 도 2에 나타내는 바와 같다. 도 2(a) 및 (b)의 비교로부터, 전위에 대응하는 개소에 있어서는, 질량 전하비 24Da의 이온 강도의 비율이, 구오스테나이트 입계에 대응하는 개소와 비교하여 높은 것을 알 수 있다. 3DAP의 질량 전하비 스펙트럼에 있어서, 질량 전하비 24Da의 피크는 탄소 이온이 2개 이상 결합한 것에 대응하는 피크이고, 구체적으로는 C2 ＋ 또는 C4 2＋에 대응하는 피크이다. C2 ＋ 및 C4 2＋를 완전하게 구별하는 것은 곤란하기 때문에, 본 명세서에서는 편의상 C2 ＋ 및 C4 2＋를 통합하여 C2 ＋로 한다. 이 질량 전하비 24Da의 피크는, 탄소가 국소적으로 농화한 석출물 혹은 탄소 클러스터에 기인한다. 이에 대하여, 질량 전하비 6Da의 피크는 C2＋, 질량 전하비 12Da의 피크는 C＋에 각각 대응하는 피크이다. 이들 피크는, 고용 상태의 탄소, 구오스테나이트 입계에 편석한 탄소, 또는 전위 상에 편석 혹은 고착한 탄소이다. 또한, 여기에서는, 전위와의 열 역학적인 상호 작용의 결과 전위 상에 있다고 생각되는 탄소를 「편석」 상태, 전위와의 탄성적인 상호 작용의 결과 전위 상에 있다고 생각되는 탄소를 「고착」 상태라고 칭하고 있다. 따라서, 상기식 (2)로 정의되는 이들 비 a를 조사함으로써, 주목하고 있는 영역의 탄소가, 석출 또는 클러스터 상태인지, 혹은 고용 또는 편석 상태인지를 식별하는 것이 가능하다. 그러나, 질량 전하비 스펙트럼에 있어서의 이들 피크의 높이는, 3DAP의 분석 조건에도 의존한다. 그 때문에, 구오스테나이트 입계 상을 참조 영역으로 하여, 구오스테나이트 입계 상의 a 입계에 대한 전위 상의 a 전위의 비를 조사하는 것으로 했다. 이에 따라, 분석 조건에 의존하지 않고, C 상태를 식별하는 것이 가능하다. 즉, a 입계를 참조 영역으로 하여, a 전위/a 입계가 1.3 미만이면, 전위 상의 탄소는 고용 상태인, 즉, 탄소 클러스터는 형성하고 있지 않다고 할 수 있다. 1.3 이상이면, 전위 상의 탄소는 클러스터 혹은 석출물을 형성하고 있다. 따라서, Fe 석출량 200ppm 이하 또한 a 전위/a 입계가 1.3 이상이면, 시멘타이트가 석출되지 않고, 또한 탄소 클러스터가 전위 상에 분산하여, 내지연 파괴 특성이 우수한 상태라고 할 수 있다. a 전위/a 입계는 바람직하게는 1.4 이상, 보다 바람직하게는 1.5 이상이다. a 전위/a 입계의 상한은 특별히 한정되지 않지만, C2＋가 많으면 클러스터로부터 석출물로 전이하여 Fe 석출량이 200ppm 초과가 되는 점에서, 4.0 이하로 하는 것이 바람직하다.
전위 상의 a 전위와 구오스테나이트 입계 상의 a 입계의 비: a 전위/a 입계는 이하와 같이 측정한다. 구오스테나이트 입계를 포함하는 영역으로부터 SEM-FIB법으로 첨예한 침상 시료를 작성한다. 3DAP 장치(LEAP4000XSi, AMETEK 제조)를 이용하여 3DAP 분석을 행한다. 측정은 레이저 모드로 행한다. 시료 온도는 80K 이하로 한다. 얻어진 3차원 원자 맵 상에서, 면 상에 탄소가 농화한 영역을 구오스테나이트 입계에 대응하는 개소, 선 형상으로 탄소가 농화한 영역을 전위에 대응하는 개소라고 판단한다. 구오스테나이트 입계로부터 검출한 B 및 C 이온수와 그 외의 이온수로부터 구오스테나이트 입계의 B 농도와 C 농도를 구한다. 또한, 면 상에 탄소가 농화한 영역(구오스테나이트 입계에 대응)과, 선 형상으로 탄소가 농화한 영역(전위에 대응)에 대해서, 각각 질량 전하비 스펙트럼을 구하여, 각 영역에 대해서 a 입계와 a 전위를 계산한다.
본 발명에 의하면, 인장 강도 1180㎫ 이상의 고강도 강판을 제공할 수 있다. 고강도 강판의 인장 강도는, 바람직하게는 1250㎫ 이상이다.
전술한 고강도 강판은, 적어도 편면에 도금층을 가져도 좋다. 도금층으로서는 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 및, 전기 아연 도금층 중 어느 하나가 바람직하다. 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지의 조성으로 할 수 있다.
용융 아연 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 좋다. 일 예에 있어서는, 도금층은, Fe: 20질량％ 이하, Al: 0.001질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi 및, REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0질량％ 이상 3.5질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는, 일 예에 있어서는 도금층 중의 Fe 함유량이 7질량％ 미만이고, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는, 일 예에 있어서는 도금층 중의 Fe 함유량은 7질량％ 이상 15질량％ 이하, 보다 바람직하게는 8질량％ 이상 13질량％ 이하이다.
도금의 부착량은 특별히 한정되지 않지만, 고강도 강판의 편면당의 도금 부착량을 20∼80g/㎡로 하는 것이 바람직하다. 일 예에 있어서, 도금층은, 고강도 냉연 강판의 표리 양면에 형성되어 있다.
다음으로, 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
먼저, 전술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 제조한다. 우선 강 소재를 용제(smelt)하여 상기 성분 조성을 갖는 용강(molten steel)으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지의 용제 방법의 어느 것이든 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강 슬래브(슬래브)를 제조한다. 용강으로부터 강 슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박(thin)슬래브 주조법 등을 이용할 수 있다. 강 슬래브는 일단 냉각한 후 재차 가열하고 나서 열간 압연을 실시해도 좋고, 주조한 강 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 연속적으로 열간 압연해도 좋다. 슬래브 가열 온도는, 압연 부하 및 스케일의 발생을 고려하여, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 가열 방법은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 상법(conventional method)에 따라 가열로에서 가열할 수 있다.
[열간 압연 공정]
이어서, 슬래브 가열된 강 슬래브를 열간 압연하여 열연판으로 한다. 열간 압연은 특별히 제한은 없고, 상법에 따라 행하면 좋다. 열간 압연 후의 냉각도 특별히 제한은 없고, 권취 온도까지 냉각한다. 이어서, 열연판을 코일에 권취한다. 권취 온도는 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 400℃ 이상이면, 열연판의 강도가 상승하는 일 없이 권취가 용이해지기 때문이다. 권취 온도는 550℃ 이상이 보다 바람직하다. 또한, 스케일이 두껍게 생성하는 것을 적합하게 막아, 수율을 보다 향상하기 위해, 권취 온도는 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 산 세정 전에, 연질화를 목적으로 하여 열연판에 열처리를 행해도 좋다.
[산 세정 공정]
임의로, 코일에 권취한 열연판의 스케일을 제거한다. 스케일을 제거하는 방법은 특별히 한정되지 않지만, 스케일 완전하게 제거하기 위해, 열연 코일을 되감으면서 산 세정을 행하는 것이 바람직하다. 산 세정 방법은 특별히 한정되지 않고, 상법에 따르면 좋다.
[냉간 압연 공정]
임의로 스케일을 제거한 열연판을 적절히 세정한 후, 냉간 압연하여 냉연판으로 한다. 냉간 압연의 방법은 특별히 한정되지 않고 상법에 따르면 좋다.
[어닐링 공정]
이어서, 냉연판을, 850℃ 이상 920℃ 이하의 제1 가열 온도까지 가열하여 10s 이상 보존유지하고, 이어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 제2 가열 온도까지 50℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 당해 제2 가열 온도에 도달 후 5초 이내에, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500℃ 이하까지 냉각하는, 어닐링 공정을 행한다.
850℃ 이상 920℃ 이하의 제1 가열 온도
이어서, 냉연판을, 850℃ 이상 920℃ 이하의 제1 가열 온도까지 가열하여 10s 이상 보존유지한다. 마르텐사이트 및 베이나이트 주체의 조직을 얻기 위해, 오스테나이트 단상역의 제1 가열 온도에서 어닐링을 행한다. 제1 가열 온도가 850℃ 미만에서는, 페라이트가 생성하여 강도가 저하한다. 한편, 제1 가열 온도가 920℃ 초과에서는, 오스테나이트 입경이 10㎛를 초과하여, 이후의 공정에서는 세립화할 수 없기 때문에, 내지연 파괴 특성 및 인성이 저하한다. 제1 가열 온도는, 바람직하게는 860℃ 이상이다. 또한, 제1 가열 온도는, 바람직하게는 900℃ 이하이다.
제1 가열 온도에서의 보존유지 시간: 10s 이상
제1 가열 온도에 있어서의 보존유지 시간은, 10s 이상으로 한다. 제1 가열 온도에서 10s 이상 보존유지함으로써, 오스테나이트 입경의 성장과, Nb 탄화물에 의한 핀 고정 혹은 고용에 의한 성장 억제가 균형 잡힌다. 보존유지 시간이 10s 미만에서는 오스테나이트립이 성장 도중이고, 계속되는 급속 가열 중에 Nb 탄화물에 의한 핀 고정 혹은 고용에 의한 성장 억제의 효과가 발현하지 않고, 구오스테나이트 입경이 10㎛를 초과하여, 인성 및 내지연 파괴 특성이 저하한다. 제1 가열 온도에 있어서의 보존유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 제1 가열 온도에 있어서의 보존유지 시간은 60s 이하로 하는 것이 바람직하다. 제1 가열 온도에 있어서의 보존유지 시간은, 바람직하게는 20s 이상이다.
1000℃ 이상 1200℃ 이하의 제2 가열 온도
제1 가열 온도에서의 보존유지 후, 오스테나이트 입계를 10㎛ 이하로 유지한 채로 고온에서 어닐링하여, B를 충분한 양 입계 편석시킨다. 제2 가열 온도가 1000℃ 미만에서는 B의 확산이 느려, 입계 편석이 불충분하다. 제2 가열 온도가 1200℃ 초과에서는 오스테나이트립의 성장이 빨라, 오스테나이트 입경이 10㎛ 초과가 되어, 인성 및 내지연 파괴 특성이 저하한다. 제2 가열 온도는, 바람직하게는 1020℃ 이상으로 한다. 제2 가열 온도는, 바람직하게는 1150℃ 이하이다.
평균 가열 속도: 50℃/s 이상
제1 가열 온도에서 제2 가열 온도까지의 평균 가열 속도는 50℃/s 이상으로 한다. 제1 가열 온도에서 제2 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 50℃/s 미만에서는, 오스테나이트 입경이 10㎛ 초과가 되어 인성 및 내지연 파괴 특성이 저하한다. 제1 가열 온도에서 제2 가열 온도까지의 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과도한 급속 가열은 제어가 곤란하기 때문에, 바람직하게는 120℃/s 이하로 한다. 제1 가열 온도에서 제2 가열 온도까지의 평균 가열 속도는, 바람직하게는 80℃/s 이상이다.
제2 가열 온도에 도달 후 5초 이내에, 500℃ 이하까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각
제2 가열 온도까지 도달 후는, 당해 제2 가열 온도로 보존유지하는 일 없이, 제2 가열 온도에 도달 후 5초 이내에 급냉을 개시하고, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500℃ 이하까지 급냉을 행한다. 이에 따라, 오스테나이트 입경 10㎛ 이하에서 B가 0.10％ 이상 입계 편석한 강 조직을 얻을 수 있다. 제2 가열 온도로 보존유지하면, 입성장(grain growth)이 신속하게 시작되기 때문에, 제2 가열 온도에 도달 후 곧바로 냉각을 개시한다.
평균 냉각 속도: 50℃/s 이상
제2 가열 온도에 도달 후의 냉각에 있어서, 제2 가열 온도에서 500℃ 이하까지의 평균 냉각 속도는 50℃/s 이상으로 한다. 제2 가열 온도에서 500℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/s 미만에서는, 냉각 중에 입성장이 발생한다. 제2 가열 온도에서 500℃ 이하까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제어를 용이하게 하기 위해, 바람직하게는 120℃/s 이하로 한다. 제2 가열 온도에서 500℃ 이하까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 80℃/s 이상으로 한다.
냉각 정지 온도: 500℃ 이하
또한, 페라이트 변태를 억제하기 위해, 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 급냉을 행한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 450℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
전술한 어닐링 공정 후, 재가열 공정의 전에, 고강도 강판의 적어도 편면에 도금 처리를 실시하고, 고강도 도금 강판을 얻는, 도금 공정을 행해도 좋다. 도금 공정 후에 고강도 도금 강판에 가열 처리를 행하여 고강도 도금 강판의 도금층을 합금화하고, 합금화 도금 강판을 얻어도 좋다.
상기 어닐링 공정 후, 냉연판을 70℃ 이상 200℃ 이하의 재가열 온도로 600s 이상 보존유지하는 재가열 공정
전술한 어닐링 공정 후, 혹은 도금 공정 후에, 시멘타이트가 석출되지 않는 저온에서 냉연판을 템퍼링한다. 이 처리에서, C의 일부가 구오스테나이트 입계에 편석한다. 또한, 고용 상태였던 C가 전위 상에서 탄소 클러스터를 형성한다. 재가열 온도가 70℃ 미만에서는 C의 확산이 느려, 충분한 양의 C를 구오스테나이트 입계에 편석시키고, 또한 전위 상에서 충분한 양의 탄소 클러스터를 형성할 수 없다. 한편, 재가열 온도가 200℃ 초과에서는 과도하게 템퍼링이 진행되어, 시멘타이트가 석출되고, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 재가열 온도는, 바람직하게는 90℃ 이상으로 한다. 또한, 재가열 온도는, 바람직하게는 190℃ 이하로 한다.
재가열 온도에서의 보존유지 시간: 600s 이상
재가열 온도에서의 보존유지 시간이 600s 미만에서는, C의 확산이 느려, 충분한 양의 C를 구오스테나이트 입계에 편석시킬 수 없다. 또한, 전위 상에 충분한 양의 탄소 클러스터를 형성할 수 없다. 재가열 온도에서의 보존유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 시멘타이트의 석출을 막기 위해, 바람직하게는 43200s 이하(0.5일)이다. 재가열 온도에서의 보존유지 시간은, 바람직하게는 800s 이상이다.
또한, 상기한 조건 이외의 제조 조건은, 상법에 따를 수 있다.
[부재]
전술한 고강도 강판 또는 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 이용하여 이루어지는 부재를 제공할 수 있다. 전술한 고강도 강판 또는 고강도 도금 강판을, 일 예에 있어서는 프레스 가공에 의해 목적의 형상으로 성형하여, 자동차 부품으로 할 수 있다. 또한, 자동차 부품은, 본 실시 형태에 따른 고강도 강판 또는 고강도 도금 강판 이외의 강판을, 소재로서 포함하고 있어도 좋다. 본 실시 형태에 의하면, TS가 1180㎫ 이상이고, 내지연 파괴성 및, 인성을 겸비한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 그 때문에, 차체의 경량화에 기여하는 자동차 부품으로서 적합하다. 본 고강도 강판 또는 고강도 도금 강판은, 자동차 부품 중에서도, 특히, 골격 구조 부품 또는 보강 부품으로서 사용되는 부재 전반에 있어서 적합하게 이용할 수 있다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로로 용제하여, 강 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를 재가열하여 열간 압연을 행하고, 권취하여 열연 코일을 얻었다. 이어서, 열연 코일을 되감으면서 산 세정 처리를 실시하고, 냉간 압연을 행했다. 열연판의 판두께는 3.0㎜, 냉연판의 판두께는 1.2㎜로 했다. 어닐링은 연속 용융 아연 도금 라인에서 표 2에 나타내는 조건으로 행하여, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판(GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 얻었다. 용융 아연 도금 강판은 460℃의 도금욕 중에 침지하고, 편면당 35g/㎡의 도금 부착량으로 했다. 합금화 용융 아연 도금 강판은 편면당 45g/㎡의 도금 부착량으로 조정 후, 520℃에서 40s 보존유지하는 합금화 처리를 행함으로써 제조했다. 얻어진 강판에 표 2에 나타내는 조건으로 재가열 처리를 행했다.
얻어진 강판에 대해서, 전술한 방법에 따라, 마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계, 구오스테나이트 입경, 구오스테나이트 입계의 B 농도, 구오스테나이트 입계의 C 농도(mass％)/강 중의 C 함유량(mass％), Fe의 석출량 및, a 전위/a 입계를 평가했다. 또한, 후술하는 방법에 따라, 인장 강도, 내지연 파괴 특성 및 인성을 평가했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
[인장 시험]
얻어진 강판에 대하여 JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행했다. 압연 방향과 직교 방향을 길이 방향으로 하여 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여 인장 강도(TS)와 항복 강도(YS)를 측정했다. 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이면 인장 강도가 양호하다고 판단했다.
[샤르피 시험]
샤르피 충격 시험은, JIS Z 2242에 준거하여 행했다. 얻어진 강판으로부터, 강판의 압연 방향에 대하여 직각 방향이 V 노치 부여 방향이 되도록, 폭이 10㎜, 길이가 55㎜, 길이의 중앙부에 노치 깊이가 2㎜가 되도록 90°의 V 노치를 부여한 시험편을 채취했다. 그 후, －120∼＋120℃의 시험 온도역에서 샤르피 충격 시험을 행했다. 얻어진 취성 파면율로부터 전이 곡선을 구하고, 취성 파면율이 50％가 되는 온도를 취성-연성 전이 온도라고 결정했다. 또한, 샤르피 시험으로부터 얻어진 취성-연성 전이 온도가 －40℃ 이하인 경우를 인성이 양호하다고 판단했다. 표 중에서는, 취성-연성 전이 온도가 －40℃ 이하인 경우를 인성이 「우수」, 취성-연성 전이 온도가 －40℃ 초과인 경우를 인성이 「뒤떨어짐」으로 하여 나타냈다.
[지연 파괴 시험]
강판의 내지연 파괴성을 이하와 같이 평가했다. 얻어진 강판으로부터, 압연 방향을 길이 방향으로 하여, 30㎜×110㎜의 시험편을 채취했다. 이 시험편에 변형 게이지를 부착하고, 곡률 반경 7mmR로 90도 V 굽힘 가공을 실시했다(R/t＝5.0). 대향하는 판면끼리를 가두어두고(closed together), 시험편 표층의 인장 응력 1800㎫로 하여, 지연 파괴 평가용 시험편으로 했다. 이 지연 파괴 평가용 시험편을 pH3의 염산 수용액 중에 침지하고, 100시간 후의 균열의 발생의 유무를 조사했다. 100시간 후에 균열이 발생하지 않은 강판을 내지연 파괴가 양호하다고 판단했다. 표 중에서는, 100시간 후에 균열이 발생하지 않은 강판을 내지연 파괴가 「우수」, 그 이외의 강판을 내지연 파괴가 「뒤떨어짐」으로 하여 나타냈다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
표 3으로부터, 본 발명예에서는 TS가 1180㎫ 이상이고, 내지연 파괴 특성 및 인성이 우수하다. 한편, 비교예에서는, TS, 내지연 파괴 특성 및 인성의 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.

Claims (7)

  1. 질량％로,
    C: 0.10％ 이상 0.30 이하,
    Si: 0.20％ 이상 1.20％ 이하,
    Mn: 2.5％ 이상 4.0％ 이하,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.020％ 이하,
    Al: 0.10％ 이하,
    N: 0.01％ 이하,
    Ti: 0.100％ 이하,
    Nb: 0.002％ 이상 0.050％ 이하 및
    B: 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기식 (1)을 만족하는 성분 조성을 갖고,
    마르텐사이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 95％ 이상이고,
    구오스테나이트 입경이 10㎛ 이하이고,
    구오스테나이트 입계의 B 농도가 질량％로 0.10％ 이상이고,
    구오스테나이트 입계의 C 농도가 강 중의 C 함유량의 1.5배 이상이고,
    Fe의 석출량이 200질량ppm 이하이고,
    하기식 (2)로 정의되는 a에 대해서, 전위 상의 a 전위와 구오스테나이트 입계 상의 a 입계의 비: a 전위/a 입계가 1.3 이상인, 고강도 강판.
    ([％N]/14)/([％Ti]/47.9)＜1.0…(1)
    a＝C2 ＋/(C2＋＋C＋)…(2)
    식 (1)에 있어서,[％N] 및 [％Ti]는 각각 N 및 Ti의 강 중 함유량(질량％)을 나타내고,
    식 (2)에 있어서,
    C2 ＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 24Da의 이온 강도
    C2＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 6Da의 이온 강도
    C＋: 3차원 아톰 프로브로 분석한 질량 전하비 12Da의 이온 강도
    를 나타낸다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
    V: 0.100 이하,
    Mo: 0.500％ 이하,
    Cr: 1.00％ 이하,
    Cu: 1.00％ 이하,
    Ni: 0.50％ 이하,
    Sb: 0.200％ 이하,
    Sn: 0.200％ 이하,
    Ta: 0.200％ 이하,
    W: 0.400％ 이하,
    Zr: 0.0200％ 이하,
    Ca: 0.0200％ 이하,
    Mg: 0.0200％ 이하,
    Co: 0.020％ 이하,
    REM: 0.0200％ 이하,
    Te: 0.020％ 이하,
    Hf: 0.10％ 이하 및
    Bi: 0.200％ 이하
    중으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 적어도 편면에 도금층을 갖는, 고강도 도금 강판.
  4. 제1항 또는 제2항의 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고,
    상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고,
    상기 냉연판을, 850℃ 이상 920℃ 이하의 제1 가열 온도까지 가열하여 10s 이상 보존유지(hold)하고, 이어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 제2 가열 온도까지 50℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 당해 제2 가열 온도에 도달 후 5초 이내에, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 500℃ 이하까지 냉각하는, 어닐링 공정을 행하고,
    상기 어닐링 공정 후, 상기 냉연판을 70℃ 이상 200℃ 이하의 재가열 온도로 600s 이상 보존유지하는 재가열 공정을 행하여 고강도 강판을 얻는, 고강도 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 기재된 어닐링 공정 후, 재가열 공정의 전에, 상기 고강도 강판에 도금 처리를 실시하여 고강도 도금 강판을 얻는, 도금 공정을 갖는, 고강도 도금 강판의 제조 방법.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판을 적어도 일부에 이용하여 이루어지는, 부재.
  7. 제3항에 기재된 고강도 도금 강판을 적어도 일부에 이용하여 이루어지는, 부재.
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