KR20240040094A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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겐고 다케다
가츠야 나카노
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

성형성과 함께 굽힘 내력이 우수한 강판을 개시한다. 본 개시의 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 소정의 강 조직을 갖고, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 10.0％ 이내이며, 항복 강도가 600㎫ 이상이다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본원은 강판 및 그 제조 방법을 개시한다.
근년, 자동차의 연비 개선을 실현하기 위해, 고강도 강판의 적용에 의한 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 대신에 고강도 강판이 많이 사용되도록 되고 있다. 이후, 자동차 차체의 경량화를 더욱 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 강도 레벨을 높여야만 한다.
또한, 자동차 부품은, 자동차의 충돌 시에 변형을 억제하는 기능을 발휘할 것이 요구된다. 자동차의 충돌에 있어서 자동차 부품의 변형에 대한 저항력을 높이기 위해서는, 자동차 부품의 굽힘 내력을 높이는 것이 바람직하다. 게다가, 부품 형상의 적정화에 의해 구조면으로부터 굽힘 내력을 높이기 위해서는, 강판에 높은 성형성이 요구된다. 이 때문에, 자동차 부품에 적용되는 강판은, 고강도임과 함께 우수한 굽힘 내력을 구비하고, 또한 높은 연신율을 발휘할 것이 요구된다. 그러나, 종래 기술에 있어서는, 고강도 강판의 가공성 등에 대해서는 검토되어 있지만(예를 들어, 이하의 특허문헌 1 내지 3), 표리면의 양쪽으로부터의 굽힘 변형에 대한 굽힘 내력의 확보에 대해서는 충분한 검토가 이루어져 있지 않다.
특허문헌 1에서는, 가공성이 우수한 고강도 강판으로서, 페라이트를 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 평균으로 5체적％ 이상 포함하고, 또한 강판 표면으로부터 0.1㎜와 강판 이면으로부터 0.1㎜ 사이의 판 두께 방향 각 위치에 있어서의 잔류 오스테나이트 함유량의 최대와 최소의 차 ΔVγ가 3.0체적％ 이하인 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2에서는, 탱커의 충돌 시에 선체의 파괴를 최소한으로 할 수 있는 내충격 흡수능이 우수한 선체용 강판으로서, C, Si, Mn, Al을 함유하고, 또한 필요에 따라서 강화 원소를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 판 두께 8㎜ 이상의 강판이며, 해당 강판의 적어도 판 두께의 1/8 이상의 표리층에 면적률로 1.0 내지 20％의 잔류 γ를 포함하는 것을 특징으로 하는 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 3에서는, Ni 등의 고가의 합금 원소의 첨가에 의하지 않고, 취성 균열 전파 정지 특성과 샤르피 특성을 동시에 비약적으로 향상시키는 것이 가능한, 구조용 후강판으로서, 중량％로, C: 0.04 내지 0.30％, Si: ≤0.5％, Mn: ≤2.0％, Al: ≤0.1％, Ti: 0.001 내지 0.10％, N: 0.001 내지 0.01％, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며, 판 두께 표리층부의 소정의 영역에 있어서의 조직의 평균 결정 입경 d가 3㎛ 이하이고, 또한, 당해 조직의 비커스 경도가 소정의 요건을 만족시키는 강판이 개시되어 있다.
일본 특허 제3546266호 공보 일본 특허 제3499126호 공보 일본 특허 제3845113호 공보
본원은, 상기 실정을 감안하여, 강도나 연신율 등의 기계 특성이 우수함과 함께 굽힘 내력도 우수한 강판 및 그 제조 방법을 개시한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하여, 잔류 오스테나이트를 비롯한 강판 조직의 비율을 최적화함과 함께, 표리면에 있어서의 석출물의 개수 밀도차를 저감시킴으로써, 강도나 연신율 등의 기계 특성이 우수함과 함께 높은 굽힘 내력을 나타내는 강판이 얻어지는 것을 밝혀냈다. 아울러, 표리면에 있어서의 석출물의 개수 밀도에 10％ 초과의 차가 있는 강판에서는 굽힘의 방향에 따라 굽힘 내력이 변화되어, 충돌 시에 있어서의 부품의 변형 저항력이 우발적으로 낮아지는 것도 확인하였다.
또한, 본 발명자들은, 냉연판에 대하여 2회의 어닐링 공정을 행하고, 당해 2회의 어닐링 공정 사이에 판의 권취나 되감기를 행하여 소정의 시효 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 일관 제조법에 의해, 조직이 최적화되고, 또한, 표리면에 있어서의 석출물의 개수 밀도차가 작은 강판을 제조할 수 있음을 알아냈다.
또한, 본 발명자들은, 상기와 같은 표리면의 석출물의 개수 밀도차를 저감함으로써 굽힘 내력을 높인 강판은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 고안해도 제조 곤란하며, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정에서 최적화를 달성 함으로써만 제조할 수 있는 것도, 다양한 연구를 거듭함으로써 알아냈다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1)
질량％로,
C: 0.10 내지 0.30％,
Si: 0.60 내지 1.20％,
Mn: 1.00 내지 3.50％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 0.500％,
Mo: 0 내지 0.500％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0100％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％, 및
Ce: 0 내지 0.0500％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 30.0％ 이하, 그리고,
잔류 오스테나이트: 10.0％ 이상 30.0％ 이하
를 포함하고, 잔부가 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 10.0％ 이내이며,
항복 강도가 600㎫ 이상인, 강판.
(2)
질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
Co: 0.001 내지 0.500％,
Ni: 0.001 내지 0.500％,
Mo: 0.001 내지 0.500％,
Cr: 0.001 내지 2.000％
O: 0.0001 내지 0.0100％
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.0001 내지 0.1000％,
Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
As: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
Y: 0.0001 내지 0.0500％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
Ce: 0.0001 내지 0.0500％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 화학 조성을 갖는, 상기 (1)에 기재된 강판.
(3)
상기 강 조직이 침상의 상기 잔류 오스테나이트를 포함하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4)
강판의 제조 방법이며,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것,
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하여 냉연판을 얻는 것,
상기 냉연판에 대하여 Q 어닐링(Q: Quenching)을 행하는 것,
상기 Q 어닐링을 부여한 냉연판에 대하여 IA 어닐링(IA: Intercritical Annealing)을 행하는 것, 및
상기 Q 어닐링과 상기 IA 어닐링 사이에 시효 처리를 행하는 것
을 포함하고,
상기 Q 어닐링은, 상기 냉연판을 오스테나이트 단상역 또한 1000℃ 이하의 온도로 가열하고, 냉각하여, 면적률로 90.0％ 이상의 마르텐사이트 조직을 얻는 공정이며,
상기 IA 어닐링은, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지하여, 잔류 오스테나이트를 얻는 공정이며,
상기 시효 처리는, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 한쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리1과, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 다른 쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리2를 포함하는, 강판의 제조 방법.
(5)
상기 IA 어닐링에 있어서, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하는 과정에 있어서, 상기 냉연판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들의 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시키는, 상기 (4)에 기재된 제조 방법.
(6)
상기 IA 어닐링에 있어서, 침상의 상기 잔류 오스테나이트를 얻는, (4) 또는 (5)에 기재된 제조 방법.
본 개시의 강판은, 강도나 연신율 등의 기계 특성이 우수함과 함께 굽힘 내력도 우수하다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이들의 설명은, 본 발명의 실시 형태의 단순한 예시를 의도하는 것이며, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지는 않는다.
<강판>
본 실시 형태에 관한 강판은, 질량％로,
C: 0.10 내지 0.30％,
Si: 0.60 내지 1.20％,
Mn: 1.00 내지 3.50％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 0.500％,
Mo: 0 내지 0.500％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0100％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％, 및
Ce: 0 내지 0.0500％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 30.0％ 이하, 그리고,
잔류 오스테나이트: 10.0％ 이상 30.0％ 이하
를 포함하고, 잔부가 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 10.0％ 이내이며,
항복 강도가 600㎫ 이상인 것을 특징으로 하고 있다.
먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 대한 「％」는 질량％를 의미한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 언급이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미에서 사용된다.
(C: 0.10 내지 0.30％)
C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키는 원소이며, 강의 강도를 제어하기 위해 매우 중요한 원소이다. C 함유량이 0.10％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. C 함유량은 0.12％ 이상이어도 된다. 한편, C를 과도하게 함유하면 연신율의 저하와 함께, 강의 취성적인 파괴를 초래하여, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 촉진하는 경우가 있다. C 함유량이 0.30％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제가 회피되기 쉽다. C 함유량은 0.28％ 이하여도 된다.
(Si: 0.60 내지 1.20％)
Si는, 탈산제로서 작용하여, 잔류 오스테나이트 조직의 가공에 대한 안정도를 높임과 함께, 시효에 있어서의 마르텐사이트 조직 중의 탄화물의 석출을 억제하는 원소이다. Si 함유량이 0.60％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Si 함유량은 0.70％ 이상이어도 된다. 한편, Si를 과도하게 함유하면 시효 처리에 있어서, ε 탄화물의 생성이 억제되어, 굽힘 내력을 저하시키는 경우가 있다. Si 함유량이 1.20％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제가 회피되기 쉽다. Si 함유량은 1.00％ 이하여도 된다.
(Mn: 1.00 내지 3.50％)
Mn은, 강의 페라이트 변태에 영향을 주는 인자이며, 후술하는 Q 어닐링의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태를 억제하여, Q 어닐링 후의 마르텐사이트의 조직 비율을 높임과 함께, 강도 상승에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.00％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Mn 함유량은 1.30％ 이상이어도 된다. 한편, Mn을 과도하게 함유하면 마이크로 편석 및 중심 편석에 의한 Mn 농화층이 강판 중에 현저하게 나타나게 되고, 슬래브의 표리면에 있어서의 응고 속도의 차에 기인하여 강판의 표리면에서 Mn 농화층의 분포 상태에 차가 생기기 때문에, Mn 편석 밴드의 형성차에 의해 표리면의 굽힘 내력에 차를 초래하는 경우가 있다. Mn 함유량이 3.50％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제가 회피되기 쉽다. Mn 함유량은 3.00％ 이하여도 된다.
(P: 0.0200％ 이하)
P는, 페라이트 입계에 강하게 편석되어 입계의 취화를 촉진하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, P를 과도하게 함유하면 강의 취성적인 파괴를 초래하여, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 촉진하는 경우가 있다. 이 점에서, P 함유량은, 0.0200％ 이하이다. P 함유량은 0.0180％ 이하여도 된다. 한편, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않는다. P 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(S: 0.0200％ 이하)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하여, 강재 부품의 연성 저하를 초래하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, S를 과도하게 함유하면 부품 변형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 보이드의 발생을 초래함과 함께, 굽힘 내력을 저하시키는 경우가 있다. 이 점에서, S 함유량은, 0.0200％ 이하이다. S 함유량은, 0.0180％ 이하여도 된다. 한편, S 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않는다. S 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0005％ 이상이어도 된다.
(Al: 0.001 내지 1.000％)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Al 함유량이 0.001％ 이상인 경우에, 이와 같은 효과가 얻어지기 쉽다. Al 함유량은 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, Al을 과도하게 함유하면 어닐링에 있어서 냉각 과정에서의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진되어 강판의 강도가 저하되는 경우가 있다. Al 함유량이 1.000％ 이하인 경우에, 이와 같은 문제가 회피되기 쉽다. Al 함유량은 0.800％ 이하여도 된다.
(N: 0.0200％ 이하)
N은, 강판 중에서 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 가공성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 또한, N을 과도하게 함유하면 Al이나 Ti와 결합하여 다량의 AlN 혹은 TiN을 생성시키고, 이들 질화물은 부품 변형 시의 보이드 발생의 기점이 되어, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 점에서, N 함유량은 0.0200％ 이하이다. N 함유량은 0.0160％ 이하여도 된다. 한편, N 함유량의 하한은 특별히 한정되지는 않는다. N 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
본 실시 형태에 있어서의 강판의 기본 화학 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 강판은, 필요에 따라서, 이하의 임의 선택 원소 중 적어도 1종을 포함해도 된다. 이들 원소는 포함되지 않아도 되기 때문에, 그 하한은 0％이다.
(Ti: 0 내지 0.500％)
Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 한편, Ti를 과도하게 함유하면 조대한 탄화물의 석출이 많아지고, 이들 탄화물은 부품 변형 시의 보이드 발생의 기점이 되어, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ti 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 0.005％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(Co: 0 내지 0.500％)
Co는, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 강도의 제어를 위해 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Co를 과도하게 함유하면 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물은 부품 변형 시의 보이드 발생의 기점이 되어, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Co 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(Ni: 0 내지 0.500％)
Ni는, 강화 원소임과 함께 ??칭성의 향상에 유효하다. 게다다, 강판과 도금의 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 가져오기 때문에 첨가해도 된다. 한편, Ni를 과도하게 함유하면 열연 시의 산화 스케일의 박리성에 영향을 주어, 강판 표면에 흠의 발생을 촉진하기 때문에, 굽힘 변형 시의 내력을 저하시키는 경우가 있다. Ni 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(Mo: 0 내지 0.500％)
Mo는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 한편, Mo를 과도하게 함유하면 미세한 Mo 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물은 부품 변형 시의 보이드 발생의 기점이 되어, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Mo 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(Cr: 0 내지 2.000％)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하여, 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Cr을 과도하게 함유하면 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하고, 과잉의 잔류 오스테나이트의 존재에 의해, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Cr 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 2.000％ 이하이며, 1.500％ 이하여도 된다.
(O: 0 내지 0.0100％)
O는, 산화물을 형성하여, 가공성을 열화시키기 때문에, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 펀칭 단부면, 혹은, 절단면에 존재하면, 단부면에 절결상의 흠이나 조대한 딤플을 형성하기 때문에, 부품 변형 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 되어 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. O 함유량은 0.0100％ 이하이며, 0.0080％ 이하여도 된다. 또한, O 함유량은 0％ 이상이지만, O 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, O 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(B: 0 내지 0.0100％)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, B를 과도하게 함유하면 강 중에 조대한 B 개재물의 생성을 초래하고, 이들 개재물은 보이드의 발생 기점이 되기 때문에 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. B 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0100％ 이하이며, 0.0080％ 이하여도 된다.
(Nb: 0 내지 0.500％)
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 때문에 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 한편, Nb를 과도하게 함유하면 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Nb 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(V: 0 내지 0.500％)
V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 한편, V를 과도하게 함유하면 탄질화물의 석출이 많아지고, 이들 탄질화물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. V 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(Cu: 0 내지 0.500％)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 한편, Cu를 과도하게 함유하면 열간 압연 중에 강재가 취화되어, 열간 압연이 곤란해진다. 또한, 강의 강도 상승과 함께 연성이 저하되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Cu 함유량은 0％ 이상이며, 0.001％ 이상이어도 되고, 또한, 0.500％ 이하이며, 0.400％ 이하여도 된다.
(W: 0 내지 0.1000％)
W는, 강판의 강도 상승에 유효하고, 또한 W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 된다. 한편, W를 과도하게 함유하면 조대한 탄화물을 기점으로 하여 보이드 발생의 진행이 용이해지기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. W 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.1000％ 이하이며, 0.0800％ 이하여도 된다.
(Ta: 0 내지 0.1000％)
Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Ta를 과도하게 함유하면 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물을 기점으로 하여 보이드의 발생이 용이해지기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ta 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.1000％ 이하이며, 0.0800％ 이하여도 된다.
(Sn: 0 내지 0.0500％)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이며, 적을수록 바람직하다. Sn을 과도하게 함유하면 강판의 취화에 의한 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Sn 함유량은 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, Sn 함유량은 0％여도 되지만, Sn 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, Sn 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(Sb: 0 내지 0.0500％)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하기 때문에, 적을수록 바람직하다. 또한, Sb를 과도하게 함유하면 강판의 취화에 의한 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Sb 함유량은 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, Sb 함유량은 0％여도 되지만, Sb 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, Sb 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(As: 0 내지 0.0500％)
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되며, 입계에 강하게 편석하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 또한, As를 과도하게 함유하면 강판의 취화에 의한 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. As 함유량은 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다. 또한, As 함유량은 0％여도 되지만, As 함유량을 0.0001％ 미만으로 제어하는 것은 정련 시간의 증대와 함께, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다. 제조 비용의 상승을 방지할 목적으로부터, As 함유량은 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.
(Mg: 0 내지 0.0500％)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Mg를 과도하게 함유하면 조대한 개재물을 형성하고, 이들 개재물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Mg 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Ca: 0 내지 0.0500％)
Ca는, 탈산 원소로서 유용한 것 외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘한다. 한편, Ca를 과도하게 함유하면 강판의 취화에 의한 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ca 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Y: 0 내지 0.0500％)
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Y를 과도하게 함유하면 조대한 Y 개재물이 생성되고, 이들 개재물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Y 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Zr: 0 내지 0.0500％)
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Zr을 과도하게 함유하면 조대한 Zr 개재물이 생성되고, 이들 개재물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Zr 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
(La: 0 내지 0.0500％)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, La를 과도하게 함유하면 La 개재물이 생성되고, 이들 개재물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. La 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
(Ce: 0 내지 0.0500％)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 한편, Ce를 과도하게 함유하면 Ce 개재물이 생성되고, 이들 개재물은 보이드 발생의 기점이 되기 때문에, 부품 변형 시의 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. Ce 함유량은 0％ 이상이며, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 또한, 0.0500％ 이하이며, 0.0400％ 이하여도 된다.
본 실시 형태에 있어서의 강판에서는, 상기에 설명한 성분의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 불순물이란, 본 실시 형태에 관한 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분 등이다.
계속해서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 조직 및 특성의 특징을 설명한다.
(페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계: 0 내지 30.0％)
페라이트, 펄라이트 및 베이나이트는, 강판의 강도 연성 밸런스의 향상에 유효한 조직이지만, 다량의 함유로는 국부 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 또한, 강의 강도를 효율적으로 높이는 관점에서도, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률은 적을수록 바람직하다. 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계는 0％여도 되고, 1.0％ 이상이어도 되고, 또한, 30.0％ 이하여도 되고, 25.0％ 이하여도 되고, 20.0％ 이하여도 된다. 또한, 생산성은 약간 저하되지만, 일관 제조 조건을 고정밀도로 제어함으로써, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계를 0％로 하는 것이 가능하다.
(잔류 오스테나이트의 면적률: 10.0 내지 30.0％)
잔류 오스테나이트는, 강판의 강도 연성 밸런스의 향상에 유효한 조직이다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 너무 적으면, 강판에 굽힘 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공 유기 변태에 의한 강도 상승의 효과를 얻을 수 없기 때문에, 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 면적률이 너무 크면, 항복 강도의 저하와 함께 굽힘 내력의 저하를 초래하는 경우가 있다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 10.0％ 이상이며, 13.0％ 이상이어도 되고, 또한, 30.0％ 이하이며, 25.0％ 이하여도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판의 강 조직이 침상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 형태가 「침상」임으로써, 이하의 효과를 기대할 수 있다. 즉, 만약 잔류 오스테나이트의 형상이 구상(괴상)인 경우, 강판의 변형에 수반하여 가공 유기 변태가 용이하게 일어나기 때문에, 저응력으로 굽힘 변형이 개시되는 경우가 있다. 이에 반해, 잔류 오스테나이트의 형상이 침상이면, 가공 유기 변태가 일어나기 어려워져, 굽힘 내력이 한층 더 높아진다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 침상의 잔류 오스테나이트에 의한 효과와, 석출물의 개수 밀도차에 의한 효과가 조합됨으로써, 강판의 굽힘 내력이 현저하게 향상된다. 침상의 잔류 오스테나이트의 면적률은, 잔류 오스테나이트 전체의 면적률을 100％로 한 경우에, 30％ 이상 또는 50％ 이상이어도 되고, 95％ 이하 또는 90％ 이하여도 된다. 또한, 본원에 있어서 「침상의 잔류 오스테나이트」란, 긴 직경과 짧은 직경의 비(긴 직경/짧은 직경)가 3.0 이상인 것을 말한다. 잔류 오스테나이트의 「긴 직경」이나 「짧은 직경」은, EBSD에 의한 조직 관찰에 의해 특정 가능하다. 구체적으로는, 조직 관찰에 있어서, 하나의 잔류 오스테나이트 결정립을 특정하고, 당해 결정립의 최소의 페레 직경을 짧은 직경, 최대의 페레 직경을 긴 직경으로서 특정한다.
(잔부: 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)
프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 강도 상승에 매우 유효한 조직이며, 그 면적률은 높을수록 바람직하다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 상기 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부가 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어진다. 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계는, 40.0％ 이상이어도 되고, 45.0％ 이상이어도 되고, 50.0％ 이상이어도 되고, 또한, 90.0％ 이하여도 되고, 85.0％ 이하여도 된다. 또한, 프레시 마르텐사이트의 면적률은, 5％ 이상, 10％ 이상, 20％ 이상, 30％ 이상 또는 40％ 이상이어도 되고, 80％ 이하, 70％ 이하, 60％ 이하, 50％ 이하 또는 40％ 이하여도 된다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, 5％ 이상, 10％ 이상, 20％ 이상, 30％ 이상 또는 40％ 이상이어도 되고, 80％ 이하, 70％ 이하, 60％ 이하, 50％ 이하 또는 40％ 이하여도 된다.
(강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차: 0 내지 10.0％)
강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도는, 굽힘 변형에 대한 저항력을 상승시키는 중요한 인자이다. 강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면의 개수 밀도가 모두 높을수록 굽힘 내력은 상승하고, 어느 쪽인가 한쪽의 면의 개수 밀도가 높은 경우에는 굽힘 변형시에 변형의 치우침이 발생하고, 다른 한쪽의 개수 밀도가 낮은 면에서 항복이 발생하여 굽힘 내력은 저하된다. 그 때문에, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차는 작을수록 바람직하다. 구체적으로는, 당해 석출물의 개수 밀도의 차는 10.0％ 이하인 것이 중요하다. 이 개수 밀도의 차는, 8.0％ 이하여도 되고, 6.0％ 이하여도 되고, 4.0％ 이하여도 되고, 2.0％ 이하여도 된다. 바꿔 말하면, 본 실시 형태에 있어서는, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 당해 석출물의 개수 밀도 A1과, 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 당해 석출물의 개수 밀도 A2의 비 A1/A2가, 0.90 이상 1.10 이하이며, 0.92 이상, 0.94 이상, 0.96 이상 또는 0.98 이상이어도 되고, 1.08 이하, 1.06 이하, 1.04 이하 또는 1.02 이하여도 된다. 또한, 개수 밀도의 차를 0％로 하는 것은, 강판 조직의 정교하고 치밀한 제어를 위해 제조 부하를 높임과 함께 제조 비용을 증가시키는 요인이 된다. 이 점에서, 개수 밀도의 차는 0.1％ 이상이어도 된다. 또한, 석출물은 마르텐사이트의 템퍼링에 의해 발생하는 탄화물이 주체이며, 탄화물이란 시멘타이트 외에, 철로 대체하여 Cr, Ti, V 등의 합금 원소가 탄소와 결합한 철계 탄화물 혹은 합금 탄화물이어도 된다. 또한, 강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 구체적인 값은, 예를 들어 1개/㎛2 이상, 5개/㎛2 이상 또는 10개/㎛2 이상이어도 되고, 300개/㎛2 이하, 100개/㎛2 이하 또는 30개/㎛2 이하여도 된다.
또한, 본원에 있어서는, 설명의 편의상, 강판의 「표측」과 「이측」을 구별하고 있지만, 강판의 어느 쪽이 표측이고 어느 쪽이 이측인지는, 특별히 한정되는 것은 아니다.
(항복 강도 YS)
강을 소재로서 사용하는 구조체의 경량화 및 소성 변형을 개시하는 내력을 향상시키기 위해서는, 강 소재의 항복 강도는 높은 것이 바람직하다. 한편, 항복 강도가 너무 높으면, 소성 가공 후의 탄성 변형에 의한 형상 변화, 소위 스프링백의 영향이 커지는 경우가 있다. 본 실시 형태에 관한 강판의 항복 강도는, 600㎫ 이상이어도 되고, 650㎫ 이상이어도 된다. 항복 강도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 상기 스프링백의 영향을 억제하는 관점에서는, 1100㎫ 이하여도 되고, 1050㎫ 이하여도 된다.
(인장 강도 TS)
강을 소재로서 사용하는 구조체의 경량화 및 소성 변형에 있어서의 구조체의 저항력의 향상을 위해서는, 강 소재가 큰 가공 경화능을 가져 최대 강도를 나타내는 것이 바람직하다. 한편, 인장 강도가 너무 크면, 소성 변형 중에 저에너지로 파괴를 일으키기 쉬워져, 성형성이 저하되는 경우가 있다. 강판의 인장 강도는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 900㎫ 이상이어도 되고, 980㎫ 이상이어도 되고, 또한, 2000㎫ 이하여도 되고, 1800㎫ 이하여도 된다.
(전연신율 t-El)
소재인 강판을 냉간으로 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 연신율이 필요하다. 전연신율이 너무 낮으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 한편, 전연신율은 높을수록 바람직하지만, 전연신율을 과잉으로 높이려고 하면 강 조직 중에 다량의 잔류 오스테나이트가 필요하고, 이에 의해 굽힘 변형 시의 내력이 저하되는 경우가 있다. 강판의 전연신율은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 13％ 이상이어도 되고, 20％ 이상이어도 되고, 또한, 35％ 이하여도 되고, 30％ 이하여도 된다.
(구멍 확장성)
소재인 강판을 냉간으로 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 연신율과 함께 구멍 확장성도 필요하다. 구멍 확장성이 너무 작으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 한편, 구멍 확장성은 높을수록 바람직하지만, 구멍 확장성을 과잉으로 높이려고 하면 강 조직 중에 다량의 잔류 오스테나이트가 필요하고, 이에 의해 굽힘 변형 시의 내력이 저하되는 경우가 있다. 강판의 구멍 확장률 λ는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 20％ 이상이어도 되고, 25％ 이상이어도 되고, 또한, 90％ 이하여도 되고, 80％ 이하여도 된다.
(굽힘성)
소재인 강판을 냉간으로 성형하여 구조체를 제조할 때, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 굽힘성도 필요하다. VDA 굽힘각이 너무 작으면, 냉간 성형에 있어서 소재가 균열되는 경우가 있다. 굽힘성은 높을수록 바람직하다. 강판의 VDA 굽힘각은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 45° 이상이어도 되고, 50° 이상이어도 된다.
(판 두께)
판 두께는 성형 후의 강 부재의 강성에 영향을 주는 인자이며, 판 두께가 클수록 부재의 강성은 높아진다. 판 두께가 너무 작으면, 강성의 저하를 초래함과 함께, 강판 내부에 존재하는 불가피한 비철 개재물의 영향을 받아 프레스 성형성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 판 두께가 너무 크면 프레스 성형 하중이 증가되어, 금형의 손모나 생산성의 저하를 초래한다. 강판의 판 두께는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 0.2㎜ 이상이어도 되고, 6.0㎜ 이하여도 된다.
다음으로, 상기에서 규정하는 조직의 관찰 및 측정 방법, 그리고, 상기에서 규정하는 특성의 측정 및 평가 방법을 설명한다.
(페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 면적률의 합계의 측정 방법)
조직 관찰은, 주사형 전자 현미경으로 행한다. 관찰에 앞서서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리지에 의한 습식 연마 및 1㎛의 평균 입자 사이즈를 갖는 다이아몬드 지립에 의해 연마하여, 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 3％ 질산알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 3000배로 하고, 강판의 표면측으로부터의 각 두께의 1/4 위치에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 랜덤하게 10매 촬영한다. 조직의 비율은, 포인트 카운트법으로 구한다. 얻어진 조직 화상에 대하여, 세로 3㎛ 또한 가로 4㎛의 간격으로 배열되는 격자점을 합계 100점 정하고, 격자점의 아래에 존재하는 조직을 판별하고, 10매의 평균값으로부터 강판에 포함되는 조직 비율을 구한다. 페라이트는, 괴상의 결정립이며, 내부에, 긴 직경 100㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것이다. 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 베어리언트, 즉, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 베이나이트는, 방위차 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸인 베이나이트를 1개의 베이나이트 입자로서 센다. 펄라이트는 열상으로 석출된 시멘타이트를 포함하는 조직이며, 2차 전자상에서 밝은 콘트라스트로 촬영된 영역을 펄라이트로 하고, 면적률을 산출한다.
(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 구별하는 방법)
프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트에 대해서는, 주사형 및 투과형 전자 현미경으로 관찰을 행하여, 내부에 Fe계 탄화물을 포함하는 것(Fe계 탄화물이 1개/㎛2 이상인 것)을 템퍼링 마르텐사이트, Fe계 탄화물을 거의 포함하지 않는 것(Fe계 탄화물이 1개/㎛2 미만인 것)을 프레시 마르텐사이트로서 동정한다. Fe계 탄화물에 대해서는, 다양한 결정 구조를 갖는 것이 보고되어 있지만, 어느 Fe계 탄화물을 함유해도 상관없다. 열처리 조건에 따라서는, 복수종의 Fe계 탄화물이 존재하는 경우가 있다. 본원에 있어서는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 합계 면적률 A1을 상기 방법으로 측정하고, 잔류 오스테나이트의 면적률 A2를 후술하는 방법으로 측정하고, 면적률 A1과 A2의 합계값을 100％로부터 차감한 잔부가, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률인 것으로 간주한다.
(잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법)
잔류 오스테나이트의 면적 분율은, X선 측정에 의해 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 강판의 표면으로부터 당해 강판의 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 당해 화학 연마한 면에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용함으로써 측정을 행한다. 그리고, 체심 입방 격자 (bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자 (fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음 식을 사용하여 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출한다.
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ는 판 두께 중심부의 잔류 오스테나이트의 면적 분율이며, I200f, I220f 및 I311f는, 각각 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 강도를 나타내고, I200b 및 I211b는, 각각 bcc상의 (200) 및 (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.)
X선 회절에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 표면으로부터 두께 감소시키고, 이어서, 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거함과 동시에, 판 두께가 1/8 내지 3/8인 범위에서, 적당한 면이 측정면이 되도록 상술한 방법에 따라서 시료를 조정하여 측정하면 된다. 당연한 것이지만, 상술한 X선 강도의 한정이 판 두께 1/4 근방뿐만 아니라, 가능한 한 대부분의 두께에 대하여 충족됨으로써, 보다 한층 더 재질 이방성이 작아진다. 그러나, 강판의 표면으로부터 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 측정을 행함으로써, 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 1/8 내지 3/8을 측정 범위로 한다.
또한, 잔류 오스테나이트 중, 침상의 잔류 오스테나이트의 면적률은, 예를 들어 EBSD에 의해 측정할 수 있다.
(강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 측정 방법)
강판의 표측의 제1 면 및 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도는 이하와 같이 하여 측정한다. 먼저, 강판의 표면 혹은 이면(모재 강판의 표면 혹은 이면을 의미한다. 예를 들어, 도금 등의 표면 처리층을 갖는 표면 처리 강판인 경우에는, 표면 처리층을 제외한 모재 강판의 표면 혹은 이면을 의미함)으로부터 판 두께 방향으로 두께의 1/8의 깊이 위치에 있어서 관찰용의 소재를 채취하여, 박막 또는 추출 레플리카의 관찰용 시험편으로 조정한다. 당해 시험편에 대하여, 투과형 전자 현미경으로, 10,000배의 배율로 관찰을 행하여, 최저 30시야에 있어서의 촬영상을 취득하고, 각각의 관찰상에 있어서 단위 면적당의 석출물의 개수 밀도를 측정하고, 30시야분의 개수 밀도를 상가 평균하여 구한 값을, 표측의 제1 면 혹은 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도로 한다. 또한, 투과형 전자 현미경으로 10,000배의 배율로 관찰되는 시야는 한 변이 600㎚ 정도인 직사각형 영역이며, 석출물의 개수 밀도의 측정 대상으로 하는 30시야분의 면적은 약 10.8㎛2의 넓이가 된다.
(항복 강도 YP, 인장 강도 TS, 전연신율 t-El의 측정 방법)
항복 강도, 인장 강도 및 전연신율을 측정하기 위한 인장 시험은 JIS Z 2241:2011에 준거하여, 시험편의 긴 변 방향이 강대의 압연 직각 방향과 평행하게 되는 방향으로부터 JIS 5호 시험편을 채취하여 행한다.
(구멍 확장성의 측정 방법)
구멍 확장성은, 직경 10㎜의 원형 구멍을, 클리어런스가 12.5％가 되는 조건에서 펀칭하고, 버어가 다이측이 되도록 하여, 60° 원뿔 펀치로 성형하여, 구멍 확장률 λ(％)로 평가한다. 5회의 구멍 확장 시험을 실시하고, 그 평균값을 구멍확장률로 한다.
(굽힘성의 측정 방법)
굽힘성은, 독일 자동차 공업회(Verband der Automobilindustrie: VDA)의 규격 238-100의 규정에 준거하는 시험을 폭 60㎜의 시험편을 사용하여 행하고, VDA 굽힘각은 최대 굽힘각 α를 측정함으로써 평가한다. 또한, 굽힘 내력은 굽힘 각도 5°에 있어서의 하중을 판 두께로 제산한 값으로 평가한다.
<강판의 제조 방법>
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은 상술한 화학 조성을 갖는 재료를 사용하여, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링을 일관하여 관리하는 것을 특징으로 하고 있다. 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편(강 슬래브)을 열간 압연하고, 권취하고, 얻어진 열연판을 산세하여, 냉간 압연하고, 어닐링하고, 시효 처리를 행한 후에 다시 어닐링하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 보다 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은,
상기 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것,
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하여 냉연판을 얻는 것,
상기 냉연판에 대하여 1회째의 어닐링(Q 어닐링)을 행하는 것,
상기 1회째의 어닐링을 부여한 냉연판에 대하여 2회째의 어닐링(IA 어닐링)을 행하는 것, 및
상기 1회째의 어닐링과 상기 2회째의 어닐링 사이에 시효 처리를 행하는 것
을 포함하고,
상기 1회째의 어닐링은, 상기 냉연판을 오스테나이트 단상역 또한 1000℃ 이하의 온도로 가열하고, 냉각하여, 면적률로 90.0％ 이상의 마르텐사이트 조직을 얻는 공정이며,
상기 2회째의 어닐링은, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지하여, 잔류 오스테나이트를 얻는 공정이며,
상기 시효 처리는, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 한쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리1과, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 다른 쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리2를 포함하는 것을 특징으로 한다. 이하, 본 실시 형태의 포인트가 되는 부분을 중심으로, 각 공정에 대하여 상세하게 설명한다.
(열간 압연의 마무리 압연 온도)
본 실시 형태에 있어서는 연속 주조법 등의 공지의 방법에 의해 얻어진 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는다. 여기서, 열간 압연의 마무리 압연 온도는, 구오스테나이트 입경의 집합 조직의 제어에 효과를 부여하는 인자이다. 오스테나이트의 압연 집합 조직이 발달하여, 강재 특성의 이방성의 발생을 초래하는 관점에서, 마무리 압연 온도는 650℃ 이상이 바람직하고, 또한, 오스테나이트의 이상 입성장에 의한 집합 조직의 치우침을 억제할 목적으로부터, 마무리 압연 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
(코일의 권취 온도)
열연판을 권취할 때의 온도(열연 코일의 권취 온도)는, 열연판에 있어서의 산화 스케일의 생성 상태를 제어하여, 열연판의 강도에 영향을 주는 인자이다. 열연판 표면에 생성되는 스케일의 두께는 얇은 쪽이 좋고, 이것으로부터 권취 온도는 낮은 쪽이 바람직하다. 또한, 권취 온도를 극단적으로 저하시키는 경우, 특수한 설비가 필요하다. 또한, 권취 온도가 너무 높으면, 상술한 대로, 열연판의 표면에 생성되는 산화 스케일이 현저하게 두꺼워진다. 이상의 관점에서, 열연판을 권취할 때의 온도는 700℃ 이하여도 되고, 680℃ 이하여도 되고, 또한, 0℃ 이상이어도 되고, 20℃ 이상이어도 된다.
(열연판의 산세)
열연판의 산세는, 스케일 제거 등을 목적으로 한 것이며, 공지의 산세 조건으로 산세하면 된다.
(냉간 압연에 있어서의 압하율)
냉간 압연에서는, 압하율의 합계가 너무 크면, 모재 강판의 연성이 상실되어, 냉간 압연 중에 모재 강판이 파단될 위험성이 높아진다. 이 점에서, 냉간 압연에 있어서의 압하율의 합계는 85％ 이하가 바람직하다. 한편, 어닐링 공정에서의 재결정을 충분히 진행시키기 위해서는, 압하율의 합계를 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉연 전에 냉연 하중을 저하시킬 목적으로, 700℃ 이하의 온도로 어닐링해도 된다.
(1회째의 어닐링에 있어서의 유지 온도)
1회째의 어닐링(Q 어닐링)에서는 모재 강판인 냉연판을 Ac3점 이상 또한 1000℃ 이하(즉, 오스테나이트 단상역 또한 1000℃ 이하)의 온도까지 가열한다. 가열의 최고 도달 온도를 Ac3점 이상으로 하는 이유는, 모재 강판을 오스테나이트 단상역으로 가열함으로써, 그 후의 급랭에 의해 면적률로 90％ 이상의 마르텐사이트의 조직을 얻어, 시효에 의한 ε 탄화물의 석출을 촉진하기 위해서이다. 이것보다 저온에서의 유지에서는 마르텐사이트 주체의 조직이 얻어지지 않아, 굽힘 내력이 현저하게 저하된다. 한편, 1000℃ 초과로 가열하면, 강판의 표층이 탈탄하여, 강도가 낮아지기 때문에 굽힘 내력이 저하되는 경우가 있다.
(1회째의 어닐링에 있어서의 유지 시간)
1회째의 어닐링(Q 어닐링)에 있어서는, Ac3점 이상 또한 1000℃ 이하의 가열 온도에서 5초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 너무 적으면, 모재 강판의 오스테나이트 변태의 진행이 불충분해지고, 게다가 오스테나이트에 Mn 등의 오스테나이트를 안정화하는 치환형 원소의 농화가 불충분해지기 때문에, 잔류 오스테나이트가 불안정해져, 강판의 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있기 때문이다. 이들 관점에서, 유지 시간은 10초 이상이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 20초 이상이다.
(1회째의 어닐링에 있어서의 분위기)
1회째의 어닐링(Q 어닐링)에 있어서는, 강판의 표층에 탈탄층을 부여하여 굽힘성을 향상시키기 위해, 어닐링 시의 가열대 및 균열대 중 한쪽 또는 양쪽에 있어서의 산소 포텐셜을 제어해도 된다. 구체적으로는, 어닐링은, 0.1 내지 30체적％의 수소 및 노점 -40 내지 20℃의 H2O를 포함하고, 잔부가 질소 및 불순물인 분위기에서 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 내지 20체적％의 수소 및 노점 -30 내지 15℃의 H2O를 포함하는 분위기, 더욱 바람직하게는, 1 내지 10체적％의 수소 및 노점 -20 내지 10℃의 H2O를 포함하는 분위기이다.
(1회째의 어닐링에 있어서의 냉각 속도)
1회째의 어닐링(Q 어닐링)에 있어서, 가열 유지 후의 냉각 시에는, 750℃로부터 550℃까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 면적률로 90％ 이상의 마르텐사이트 조직이 얻어지는 한, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 3℃/s여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 3℃/s로 하는 이유는, 모재 강판에서 페라이트 변태가 발생하여, Q 어닐링 후의 강 조직에 있어서 마르텐사이트의 면적률이 90％ 미만이 되는 것을 억제하기 위해서이다. 보다 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 15℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 한편, 750℃로부터 550℃까지의 냉각 속도가 너무 빠른 경우, 강판 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동의 원인이 된다. 이 점에서, 평균 냉각 속도는, 100℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 80℃/s 이하이며, 더욱 바람직하게는 50℃/s 이하이다. 또한, 750℃ 이상에서는 페라이트 변태가 현저하게 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 또한, 550℃ 이하의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다.
(1회째의 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도 및 재가열)
또한, 상기 냉각 후에, 25℃ 내지 550℃의 온도로 더 냉각하고, 계속해서, 150℃ 내지 550℃의 온도역에서 체류시켜도 된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도한 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다. 체류 시간은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 30초 내지 500초여도 된다.
(시효 처리1)
1회째의 어닐링에 의해 마르텐사이트 주체의 조직으로 제어한 강판에, 굽힘 반경 R이 2.0m 이하인 굽힘 변형을 가한 상태 그대로 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 것은, 강판의 굽힘 내력의 상승에 중요한 인자이다. 이 처리 동안에 마르텐사이트 중에 고용되어 있던 탄소 원자가 클러스터화 혹은 천이 탄화물을 형성하고, 계속되는 2회째의 어닐링의 승온 시에 있어서 탄화물 석출의 핵이 된다. 탄화물을 미세하게 분산시켜 굽힘 내력을 높이기 위해서는, 탄화물의 석출의 핵이 되는 클러스터 혹은 천이 탄화물을 미세하게 또한 고밀도로 존재시키는 것이 중요하다. 클러스터 혹은 천이 탄화물의 생성을 촉진시키기 위해서는 인장 변형의 활용이 매우 유효하고, 굽힘 반경 R이 2.0m 이하인 굽힘 변형에 있어서 이 효과가 얻어지기 쉽다. 굽힘 반경 R은 1.8m 이하여도 되고, 1.5m 이하여도 되고, 1.3m 이하여도 된다. 한편, 굽힘 반경 R이 2.0m를 초과하면 이 효과가 얻어지기 어려워진다. 예를 들어, 1회째의 어닐링 후의 강판(강대)을 권취하여 코일로 함으로써, 강판에 상기 굽힘 변형을 부여할 수 있다.
또한, 유지 온도가 0℃ 미만인 경우에는 탄소 원자의 클러스터화 혹은 천이 탄화물의 형성이 억제되고, 유지 온도가 40℃를 초과한 경우에는 천이 탄화물이 거칠게 형성되게 되기(핵의 수가 줄어들기) 때문에, 2회째의 어닐링에 있어서 미세한 탄화물이 얻어지기 어려워져 굽힘 내력이 저하되는 경우가 있다. 시효 처리1 및 후술하는 시효 처리2에 있어서의 유지 온도가 0 내지 40℃의 범위 내이면, 시효 처리1과 시효 처리2에서, 석출물의 개수의 차가 작아져, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차가 10％ 이내로 된다. 유지 온도는 5℃ 이상이어도 되고, 10℃ 이상이어도 되고, 35℃ 이하여도 되고, 30℃ 이하여도 된다.
또한 유지 시간이 20hr 미만인 경우에는, 생성되는 핵의 수가 안정되지 않고, 또한, 충분한 양의 핵이 생성되지 않아, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차를 10％ 이내로 억제하는 것이 어려워지는 경우가 있다. 유지 시간은 긴 쪽이 바람직하고, 30hr 이상이어도 되고, 40hr 이상이어도 되고, 50hr 이상이어도 된다. 또한, 유지 시간이 300hr을 초과하면 탄소 원자의 클러스터화 혹은 천이 탄화물의 형성이 포화되어, 그 이상의 유지에서는 석출물의 형태(크기)에 현저한 변화가 일어나기 어려워지기 때문에, 유지 시간은 300hr 이하여도 된다. 또한, 유지 시간이 장시간이 되면 석출물이 커지지만, 석출물의 개수에 큰 변화는 없다. 즉, 시효 처리1 및 후술하는 시효 처리2의 유지 시간이 20hr 이상이면, 생성되는 핵의 수가 안정되고, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차가 10％ 이내로 된다.
(시효 처리2)
굽힘 변형을 강판에 부여하여 시효를 촉진하는 경우, 탄소 원자의 클러스터화나 천이 탄화물의 석출은 인장 변형을 받는 영역에서 현저하게 일어나기 때문에, 상기 시효 처리1에 의해 권취 및 되감기 공정이 1번 행해진 것만으로는, 강판의 편측의 면에서만 석출물이 미세하게 분산되게 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서는, 강판의 표측 및 이측 중 한쪽 측에 석출물을 석출·분산시키는 시효 처리1 후에, 강판의 표측 및 이측 중 다른 쪽 측에 석출물을 석출·분산시키는 시효 처리2를 행한다. 예를 들어, 1회째의 어닐링 후, 판의 표측이 외측, 이측이 내측이 되도록 코일상으로 판을 권취하고, 판의 표측에 굽힘 반경 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여하여 시효 처리1을 행한 후에, 코일의 되감기를 행하고, 다시, 판의 이측이 외측, 표측이 내측이 되도록 코일상으로 판을 권취하고, 판의 이측에 굽힘 반경 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여하여 시효 처리2를 행하면 된다. 시효 처리2에 있어서도, 시효 처리1에 있어서의 유지 조건과 마찬가지로, 굽힘 반경 R이 2.0m 이하인 굽힘 변형을 행함으로써, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차를 10％ 이내로 억제할 수 있다. 굽힘 반경 R은 1.8m 이하여도 되고, 1.5m 이하여도 되고, 1.3m 이하여도 된다. 한편, 굽힘 반경 R이 2m를 초과하면 석출물의 개수 밀도의 차를 10％ 이내로 억제하는 것이 어려워진다.
또한, 시효 처리2에 있어서도, 시효 처리1과 마찬가지로, 유지 온도가 0℃ 미만인 경우에는 탄소 원자의 클러스터화 혹은 천이 탄화물의 형성이 억제되고, 유지 온도가 40℃를 초과한 경우에는 천이 탄화물이 거칠게 형성되게 되기(핵의 수가 줄어들기) 때문에, 2회째의 어닐링에 있어서 미세한 탄화물이 얻어지기 어려워져 굽힘 내력이 저하되는 경우가 있다. 상술한 바와 같이, 시효 처리1 및 후술하는 시효 처리2에 있어서의 유지 온도가 0 내지 40℃의 범위 내이면, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차가 10％ 이내로 된다. 유지 온도는 5℃ 이상이어도 되고, 10℃ 이상이어도 되고, 35℃ 이하여도 되고, 30℃ 이하여도 된다.
또한, 시효 처리2에 있어서도, 시효 처리1과 마찬가지로, 유지 시간이 20hr 미만인 경우, 생성되는 핵의 수가 안정되지 않아, 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 석출물의 개수 밀도의 차를 10％ 이내로 억제하는 것이 어려워지는 경우가 있다. 유지 시간은 긴 쪽이 바람직하고, 30hr 이상이어도 되고, 40hr 이상이어도 되고, 50hr 이상이어도 된다. 또한, 시효 처리1과 마찬가지로, 유지 시간이 300hr을 초과하면 탄소 원자의 클러스터화 혹은 천이 탄화물의 형성이 포화되어, 그 이상의 유지에서는 석출물의 형태(크기)에 현저한 변화가 일어나기 어려워지기 때문에, 유지 시간은 300hr 이하여도 된다.
(2회째의 어닐링에 있어서의 유지 온도)
2회째의 어닐링(IA 어닐링)에서는 유지 온도는, 페라이트와 오스테나이트의 2상역이 되는 온도이다. 예를 들어, 720℃ 이상, 860℃ 이하인 것이 바람직하다. 어닐링 온도가 720℃ 미만이면, 오스테나이트가 충분히 생성되지 않는다. 이 경우, 1회째의 어닐링(Q 어닐링)에서 얻은 마르텐사이트가 템퍼링을 받아, 탄화물의 석출을 초래하기 때문에 소정의 잔류 오스테나이트의 면적률을 만족시킬 수 없게 되는 경우가 있다. 또한, 최고 가열 온도(어닐링 온도)에 있어서의 오스테나이트의 면적률도 감소하기 때문에, 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요한 탄소를 오스테나이트로 농화할 수 없게 되어, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 확보할 수 없게 되는 경우가 있다. 한편, 어닐링 온도가 860℃를 초과하면, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 석출물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트의 감소에 의해 굽힘 내력이 저하되는 것에 더하여, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 확보할 수 없게 되는 경우가 있다. 그 때문에, 2회째의 어닐링에 있어서의 유지 온도의 상한은 860℃로 하는 것이 바람직하다. 어닐링은, 대기 중에서 행해도 되고, 도금의 밀착성의 향상을 목적으로 하여, 수소 농도 및 노점을 관리한 분위기 하에서 행해도 된다.
(2회째의 어닐링에 있어서의 유지 시간)
2회째의 어닐링(IA 어닐링)에 있어서는, 720℃ 이상 860℃ 이하의 가열 온도에서 5초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 유지 시간이 너무 적으면, 모재 강판의 오스테나이트 변태의 진행이 불충분해지고, 게다가 오스테나이트에 Mn 등의 오스테나이트를 안정화하는 치환형 원소의 농화가 불충분해지기 때문에, 잔류 오스테나이트가 불안정해져, 강판의 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있기 때문이다. 이들 관점에서, 유지 시간은 10초 이상이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 20초 이상이다.
(2회째의 어닐링에 있어서의 분위기)
2회째의 어닐링(IA 어닐링)에 있어서도, 1회째의 어닐링(Q 어닐링)과 마찬가지로, 강판의 표층에 탈탄층을 부여하여 굽힘성을 향상시키기 위해, 어닐링 시의 가열대 및 균열대 중 한쪽 또는 양쪽에 있어서의 산소 포텐셜을 제어해도 된다. 구체적으로는, 어닐링은, 0.1 내지 30체적％의 수소 및 노점 -40 내지 20℃의 H2O를 포함하고, 잔부가 질소 및 불순물인 분위기에서 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.5 내지 20체적％의 수소 및 노점 -30 내지 15℃의 H2O를 포함하는 분위기, 더욱 바람직하게는, 1 내지 10체적％의 수소 및 노점 -20 내지 10℃의 H2O를 포함하는 분위기이다.
(2회째의 어닐링에 있어서의 냉각 속도)
2회째의 어닐링(IA 어닐링)에 있어서, 가열 유지 후의 냉각 시에는, 750℃로부터 550℃까지 평균 냉각 속도 100℃/s 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 2.5℃/s여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/s로 하는 이유는, 모재 강판에서 합금 원소가 농화된 침상의 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 발생하여, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다. 평균 냉각 너무 속도가 느린 경우, 강도가 저하되기 쉽다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 20℃/s 이상이다. 한편, 750℃로부터서 550℃까지의 냉각 속도가 너무 빠른 경우, 강판 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동의 원인이 된다. 이 점에서, 평균 냉각 속도는, 100℃/s 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 80℃/s 이하이며, 더욱 바람직하게는 50℃/s 이하이다. 또한, 750℃ 이상에서는 페라이트 변태가 현저하게 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 또한, 550℃ 이하의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다.
(2회째의 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도 및 재가열)
또한, 상기 냉각 후에, 25℃ 내지 550℃의 온도로 더 냉각하고, 계속해서, 150℃ 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트로부터 미변태 오스테나이트에 탄소가 농화되어, 강판의 강도 연성 밸런스가 개선된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도한 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다. 체류 시간은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 30초 내지 500초여도 된다.
(2회째의 어닐링에 있어서 침상의 잔류 오스테나이트를 얻는 조건)
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 있어서는, 2회째의 어닐링(IA 어닐링)에 있어서, 침상의 잔류 오스테나이트를 얻는 것이 바람직하다. 예를 들어, IA 어닐링을 거쳐 얻어지는 잔류 오스테나이트의 면적률이 10 내지 50％가 되도록 하고, IA 어닐링의 유지 공정에 있어서 강판의 1초당의 온도 변화를 ±3℃ 이내로 하도록 온도 제어함으로써, 2상역 유지 중의 페라이트와 오스테나이트의 계면에 합금 원소를 편석시켜 계면의 이동도를 저하시킴으로써, 실온에서도 침상의 잔류 오스테나이트가 얻어진다.
(체류 온도)
또한, 재가열 후 또한 도금욕 침지 전에, 350 내지 550℃의 온도역에서 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없애, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 350℃ 내지 550℃였던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 체류를 행하면 된다.
(체류 시간)
체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해 30초 이상 300초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 도금 강판을, 실온까지 냉각한 후, 혹은, 실온까지의 냉각하는 도중(단 Ms 이하)에 있어서 재가열을 개시하고, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지해도 된다. 이 공정에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하여, 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 내수소 취성을 개선할 수 있다. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 너무 낮은 경우, 또는, 유지 시간이 너무 짧은 경우, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 마이크로 조직 및 기계 특성의 변화가 거의 없다. 한편, 유지 온도가 너무 높으면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 저하되어 버려, 인장 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, 템퍼링을 행하는 경우에는, 150℃ 이상, 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인으로, 별도 설비에서 실시해도 상관없다. 이때, 템퍼링 시간은, 템퍼링 온도에 따라서 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
강판에 대하여, 필요에 따라서, (아연 도금욕 온도-40℃) 내지 (아연 도금욕 온도+50℃)에서 가열 또는 냉각하여, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, 도금층의 종류는 용융 아연 도금층에 한정되지는 않고, 각종 피복층을 채용 가능하다. 또한, 강판의 표면에 도금을 실시하는 타이밍도 특별히 한정되지는 않는다. 예를 들어, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서는, IA 어닐링에 있어서, 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하는 과정에서, 강판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들의 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시켜도 된다. 혹은, 어닐링 후의 강판의 표리면에 당해 피복층을 형성시켜도 된다.
(도금욕으로의 침지 시의 강판 온도)
용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판의 온도는, 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도-40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금욕 온도+50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 이 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 커서, 용융 아연의 일부가 응고해 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하고 있었던 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 더 가열을 행하여, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도-40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕으로의 침지 시의 강판 온도가 용융 아연 도금욕 온도+50℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반되는 조업상의 문제를 유발하는 경우가 있다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 너무 적으면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 너무 많으면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065질량％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(도금욕으로의 침입 후의 강판 온도)
용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금층을 형성한 강판을 450 내지 600℃의 온도 범위로 가열한다. 합금화 온도가 너무 낮으면, 합금화가 충분히 진행되지 않을 우려가 있다. 한편, 합금화 온도가 너무 높으면, 합금화가 너무 진행되어, Γ상의 생성에 의해, 도금층 중의 Fe 농도가 15％를 초과함으로써 내식성이 열화될 우려가 있다. 합금화 온도는 470℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 550℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 합금화 온도는, 강판의 성분 조성에 따라 변화시킬 필요가 있으므로, 도금층 중의 Fe 농도를 확인하면서 설정하면 된다.
(프리 처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전 등에, 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(후처리)
강판과 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금을 갖는 용융 아연 도금 강판의 도금 표면이나, 강판과 강판의 표면에 형성된 합금화 용융 아연 도금을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판의 도금 표면에, 도장성, 용접성을 개선할 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨 패스 압연율)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하기 때문에, 이것이 하한이 된다. 1.5％를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 이것을 상한으로 한다. 스킨 패스는, 인라인으로 행해도 되고, 오프라인으로 행해도 된다.
<보충>
또한, 강판 표리의 경도의 차는, 강판 표리의 석출물의 개수 밀도의 차와는 실질적으로 관계가 없다. 즉, 강판 표리의 경도의 차를 작게 하였다고 해도, 강판 표리의 석출물의 개수 밀도의 차를 작게 할 수는 없고, 강판의 굽힘 내력도 반드시 향상되지는 않아, 강판의 표리의 굽힘 내력차를 작게 할 수도 없다. 본 실시 형태에 관한 강판과 같이, 강판 표리의 석출물의 개수 밀도차를 작게 함으로써, 강판의 굽힘 내력을 향상시킬 수 있고, 강판 표리의 굽힘 내력차를 작게 할 수 있다. 강판 표리의 석출물의 개수 밀도차를 작게 하기 위해서는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법과 같이, 냉연판에 대한 1회째의 어닐링(Q 어닐링)과 2회째의 어닐링(IA 어닐링) 사이에 시효 처리1 및 2를 행하는 것이 유효하다. 종래에 있어서는, 강판 표리의 석출물의 개수 밀도차를 작게 하는 것에 대하여 검토가 이루어져 있지 않아, 본 실시 형태에 관한 제조 방법과 같이 Q 어닐링과 시효 처리1 및 2와 IA 어닐링을 행하는 것에 대해서는 전혀 상정되어 있지 않았다.
실시예
이하에 본 발명에 관한 실시예를 나타낸다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 그 요지를 일탈하지 않고, 그 목적을 달성하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
(예 1)
다양한 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하였다. 이들 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에 있어서, 마무리 압연의 완료 온도는 910℃이고, 550℃까지 냉각하여 권취하였다. 계속해서, 이 열연판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 45.0％의 냉간 압연을 실시하여, 판 두께를 1.54㎜로 마무리하였다. 또한, 이 냉연판을 Q 어닐링, 구체적으로는 930℃까지 승온하고, 그 온도 범위에 있어서의 유지 시간을 90초로 하였다. 다음으로, 냉연판을 냉각 및 280℃에서 체류시켜, 최대 반경이 1.4m인 코일 형상으로 권취하였다. 권취 후의 강판에 있어서의 마르텐사이트의 면적률은 어느 강 성분에 있어서도 90％ 이상이었다. 권취 후의 코일을 6℃ 내지 22℃의 온도 범위에서 38시간 동안 유지하는 시효 처리1을 부여하고, 계속해서 코일을 불출하여 권취하는 처리를 실시하여, 최대 반경이 1.4m인 코일을 다시 형성하고, 강판에는 시효 처리1과 역방향의 굽힘을 부여하면서, 다시, 6℃ 내지 22℃의 온도 범위에서 38시간 동안 유지하는 시효 처리2를 실시하였다. 이어서, 이 2회의 시효 처리를 실시한 시효 처리 강판을 IA 어닐링에 제공하고, 구체적으로는 785℃까지 승온하고, 그 온도 범위에 있어서의 유지 시간을 130초로 하였다. 다음으로, 시효 처리 강판을 270℃로 냉각하고, 390℃로 재가열하여 그 온도에서 140초 동안 체류시키고, 실온까지 냉각한 후에 스킨 패스 압연을 실시하였다. 얻어진 각 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1 내지 3에 나타내는 대로이다. 또한, 표 1 내지 3에 있어서 「-」란 검출 한계값 이하였던 것을 의미한다. 표 1 내지 3에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 표 4는 상기 가공열처리를 부여한 강판의 특성의 평가 결과이다.
또한, 표 4에 있어서, 강 조직에 있어서의 각 조직·상의 「면적률」, 「항복 강도 YS」, 「인장 강도 TS」, 「전연신율 t-El」, 「구멍 확장률 λ」 및 「템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차」의 각각의 측정 방법에 대해서는 상술한 바와 같다. 「항복 강도 YS」에 대해서는, 600㎫ 이상의 것을 「합격」으로 판정하였다. 또한, 「굽힘 내력(내굽힘성)」에 대해서는, (1) 강판의 굽힘 내력의 값 그 자체, 및 (2) 강판의 표리면의 굽힘 내력차의 2개를 평가 지표로 하였다. 이 중, (1) 「굽힘 내력」의 값에 대해서는, 상기 VDA 굽힘 시의 하중을 기초로 판단하였다. 구체적으로는, 강판의 표리면의 양쪽으로부터, 굽힘 시험을 행하여, 5°의 굽힘각을 부여하였을 때의 하중이 양면 모두 판 두께 1㎜당 1400N 이상인 경우를 「A」, 900N 이상 1400N 미만인 것을 「B」, 900N 미만인 것을 「C」로 판정하고, A 또는 B인 것을 「합격」으로 판정하였다. 또한, (2) 「강판의 표리면의 굽힘 내력차」에 대해서도 VDA 굽힘 시의 하중을 기초로 판단하였다. 구체적으로는, 강판의 표리면의 각각에 대하여 소정의 굽힘을 부여하였을 때의 표리면의 하중의 차가 3％ 이내였던 것을 「A」, 3％ 초과 8％ 이하인 것을 「B」, 8％ 초과인 것을 「C」로 판정하고, A 또는 B인 것을 「합격」으로 판정하였다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2-1]
Figure pct00003
[표 2-2]
Figure pct00004
[표 3-1]
Figure pct00005
[표 3-2]
Figure pct00006
[표 4-1]
Figure pct00007
[표 4-2]
Figure pct00008
[표 4-3]
Figure pct00009
표 1 내지 4에 나타내어지는 결과로부터 이하를 알 수 있다.
BA-1은, 강판에 있어서의 C 함유량이 너무 적었기 때문에, 강의 항복 강도 YS나 인장 강도 TS가 저하되어, 충분한 내굽힘성(굽힘 내력)을 확보할 수도 없었다.
BB-1은, 강판에 있어서의 C 함유량이 너무 많았기 때문에, 연신율이 저하됨과 함께, 강의 취성적인 파괴를 초래하여 내굽힘성이 저하되었다.
BC-1은, 강판에 있어서의 Si 함유량이 너무 적었기 때문에, 잔류 오스테나이트 조직의 가공에 대한 안정도가 저하되어, 시효에 있어서의 마르텐사이트 조직 중의 탄화물의 석출을 억제할 수 없었던 것으로 생각된다. 결과로서, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 합계의 면적률이 증가되어 강판의 항복 강도 YS나 인장 강도 TS가 저하되고, 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률이 저하되어 강판에 굽힘 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공 유기 변태에 의한 강도 상승의 효과를 얻을 수 없어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수도 없었다.
BD-1은, 강판에 있어서의 Si 함유량이 너무 많았기 때문에, 시효 처리에 있어서, ε 탄화물의 생성이 억제된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BE-1은, 강판에 있어서의 Mn 함유량이 너무 적었기 때문에, Q 어닐링의 냉각 과정에 있어서 페라이트 변태가 발생하기 쉬워져, Q 어닐링 후의 마르텐사이트의 조직 비율이 저하되고, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적률도 저하되었다. 결과로서, 강판의 항복 강도 YS나 인장 강도 TS가 저하되고, 또한, 강판에 굽힘 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공 유기 변태에 의한 강도 상승의 효과를 얻을 수 없어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수도 없었다.
BF-1은, 강판에 있어서의 Mn 함유량이 너무 많았기 때문에, 마이크로 편석 및 중심 편석에 의한 Mn 농화층이 강판 중에 현저하게 나타나게 되고, 슬래브의 표리면에 있어서의 응고 속도의 차에 기인하여, 강판의 표리면에서 Mn 농화층의 분포 상태에 차가 생기기 때문에, Mn 편석 밴드의 형성차에 의해 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도에도 차가 발생하여, 표리면의 굽힘 내력에 차가 발생한 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BG-1은, 강판에 있어서의 P 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 취성적인 파괴를 초래하여, 굽힘 변형 시의 굽힘 내력의 저하가 촉진된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BH-1은, 강판에 있어서의 S 함유량이 너무 많았기 때문에, 비금속 개재물이 생성되어 강판의 연성의 저하를 초래함과 함께, 굽힘 변형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 보이드의 발생을 초래한 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BI-1은, 강판에 있어서의 Al 함유량이 너무 많았기 때문에, 어닐링에 있어서 냉각 과정에서의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진된 것으로 생각된다. 결과로서, 강판의 항복 강도 YS나 인장 강도 TS가 저하되어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수도 없었다.
BJ-1은, 강판에 있어서의 N 함유량이 너무 많았기 때문에, Al과 결합하여 다량의 AlN이 생성되고, 이들 질화물이 굽힘 변형 시의 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BK-1은, 강판에 있어서의 Ti 함유량이 너무 많았기 때문에, 조대한 탄화물의 석출이 많아지고, 이들 탄화물이 굽힘 변형 시의 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BL-1은, 강판에 있어서의 Co 함유량이 너무 많았기 때문에, 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물이 굽힘 변형 시의 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BM-1은, 강판에 있어서의 Ni 함유량이 너무 많았기 때문에, 열연 시의 산화 스케일의 박리성에 영향을 주어, 강판 표면에 있어서의 흠의 발생이 촉진된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BN-1은, 강판에 있어서의 Mo 함유량이 너무 많았기 때문에, 미세한 Mo 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물이 굽힘 변형 시의 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BO-1은, 강판에 있어서의 Cr 함유량이 너무 많았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 생성이 촉진되어, 과잉의 잔류 오스테나이트의 존재에 의해, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BP-1은, 강판에 있어서의 O 함유량이 너무 많았기 때문에, 개재물로서 다량의 산화물이 생성되고, 펀칭 단부면이나 절단면에 있어서의 당해 산화물에 의해, 단부면에 절결상의 흠이나 조대한 딤플이 형성되어, 굽힘 변형 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BQ-1은, 강판에 있어서의 B 함유량이 너무 많았기 때문에, 강 중에 조대한 B 개재물의 생성을 초래하고, 이들 개재물이 보이드의 발생 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BR-1은, 강판에 있어서의 Nb 함유량이 너무 많았기 때문에, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BS-1은, 강판에 있어서의 V 함유량이 너무 많았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아지고, 이들 탄질화물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BT-1은, 강판에 있어서의 Cu 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 강도 상승과 함께 연성이 저하된 것으로 생각된다. 결과로서, 굽힘 변형 시의 굽힘 내력이 저하되어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BU-1은, 강판에 있어서의 W 함유량이 너무 많았기 때문에, 조대한 탄화물을 기점으로 하여 보이드 발생의 진행이 용이해진 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BV-1은, 강판에 있어서의 Ta 함유량이 너무 많았기 때문에, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 이들 탄화물을 기점으로 하여 보이드의 발생이 용이해진 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BW-1은, 강판에 있어서의 Sn 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 취화에 의해 굽힘 변형 시의 굽힘 내력이 저하된 것으로 생각되고, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BX-1은, 강판에 있어서의 Sb 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 취화에 의해 굽힘 변형 시의 굽힘 내력이 저하된 것으로 생각되고, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BY-1은, 강판에 있어서의 As 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 취화에 의해 굽힘 변형 시의 굽힘 내력이 저하된 것으로 생각되고, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
BZ-1은, 강판에 있어서의 Mg 함유량이 너무 많았기 때문에, 조대한 개재물이 생성되고, 이들 개재물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
CA-1은, 강판에 있어서의 Ca 함유량이 너무 많았기 때문에, 강판의 취화에 의해 굽힘 변형 시의 굽힘 내력이 저하된 것으로 생각되고, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
CB-1은, 강판에 있어서의 Y 함유량이 너무 많았기 때문에, 조대한 Y 개재물이 생성되고, 이들 개재물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
CC-1은, 강판에 있어서의 Zr 함유량이 너무 많았기 때문에, 조대한 Zr 개재물이 생성되고, 이들 개재물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
CD-1은, 강판에 있어서의 La 함유량이 너무 많았기 때문에, La 개재물이 생성되고, 이들 개재물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
CE-1은, 강판에 있어서의 Ce 함유량이 너무 많았기 때문에, Ce 개재물이 생성되고, 이들 개재물이 보이드 발생의 기점이 된 것으로 생각된다. 결과로서, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
이에 반해, A-1 내지 AZ-1에 대해서는, 소정의 화학 조성을 갖는 강판을 소정의 조건에서 제조함으로써, 강판에 있어서 소정의 금속 조직이 얻어지고, 또한, 강판의 기계 특성이나 내굽힘성이 우수한 것이었다. 또한, 예 1에서 얻어진 강판 중, 템퍼링 마르텐사이트가 존재하는 것에 대해서는, 석출물의 개수 밀도가 1개/㎛2 이상 300개/㎛2 이하의 범위 내였다.
(예 2)
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해, 표 1에 있어서 우수한 특성을 보인 강종 A 내지 AZ를 대상으로 하여, 표 5 내지 7에 기재하는 열간 압연의 마무리 온도에서, 판 두께 2.8㎜의 열연판을 제작하고, 당해 열연판을 권취하고, 산세하고, 냉간 압연을 행하여 냉연판을 제작하고, 당해 냉연판에 대하여 어닐링 및 시효 처리를 실시하고, 또한 임의로 도금 처리를 행하여, 특성 평가용의 강판을 얻었다. 여기서, 도금을 실시한 강판은 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 표 5 내지 7에 나타내는 온도에서 유지하고 있어, 강판의 표면에 철과 아연의 합금 도금층을 부여한 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작하였다. 또한, 일부의 강판에 대해서는, 냉연판 어닐링에 있어서 각각의 체류 온도에서 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각한 강판을 소정의 온도까지 재가열하여 2초 이상 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 얻어진 결과를 표 5 내지 7에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 5-1]
Figure pct00010
[표 5-2]
Figure pct00011
[표 5-3]
Figure pct00012
[표 6-1]
Figure pct00013
[표 6-2]
Figure pct00014
[표 6-3]
Figure pct00015
[표 7-1]
Figure pct00016
[표 7-2]
Figure pct00017
[표 7-3]
Figure pct00018
표 5 내지 7에 나타내어진 결과로부터 이하를 알 수 있다.
A-2 및 X-2에 대해서는, 시효 처리1에 있어서의 시효 시간이 너무 짧았기 때문에, 시효 처리1과 시효 처리2에서 석출물의 석출량의 차가 커지고, 결과로서, 강판의 표리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 커져, 강판의 내굽힘성이 저하되었다.
C-2 및 S-3에 대해서는, Q 어닐링에 있어서의 어닐링 유지 온도가 너무 높았기 때문에, 강판의 표층이 탈탄된 것으로 생각된다. 결과로서, 강판의 강도가 저하됨과 함께, 충분한 내굽힘성을 확보할 수도 없었다.
I-2 및 W-2에 대해서는, IA 어닐링에 있어서의 어닐링 유지 온도가 너무 높았기 때문에(어닐링 유지 온도가, 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 범위 외의 온도였기 때문에), 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 석출물을 포함하는 템퍼링 마르텐사이트의 감소에 의해 굽힘 내력이 저하되었다. 또한, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 확보할 수 없어, 연신율도 저하되었다.
L-2 및 Z-3에 대해서는, IA 어닐링에 있어서의 어닐링 유지 온도가 너무 낮았기 때문에(어닐링 유지 온도가, 페라이트와 오스테나이트의 2상역의 범위 외의 온도였기 때문에), 오스테나이트가 충분히 생성되지 않아, Q 어닐링에서 얻은 마르텐사이트가 템퍼링되기 때문에, 잔류 오스테나이트를 10.0％ 이상 확보할 수 없었다. 결과로서, 강판에 굽힘 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공 유기 변태에 의한 강도 상승의 효과를 얻을 수 없어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
E-3 및 AX-2에 대해서는, Q 어닐링에 있어서의 어닐링 유지 온도가 낮아, 모재 강판을 오스테나이트 단상역으로 가열할 수 없었기 때문에, Q 어닐링 후의 마르텐사이트 면적률이 저하되었다. 결과로서, 시효 처리에 있어서 충분한 양의 ε 탄화물을 석출시킬 수 없어, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률이 저하되어 강판에 굽힘 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 가공 유기 변태에 의한 강도 상승의 효과를 얻을 수도 없고, 이 점에서도, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
G-3 및 U-2에 대해서는, 시효 처리1에 있어서의 굽힘 반경이 너무 컸기 때문에, 클러스터 혹은 천이 탄화물의 생성을 촉진시키기 위해 충분한 인장 변형이 발생하지 않은 것으로 생각된다. 결과로서, 시효 처리1에 있어서 충분한 양의 ε 탄화물을 석출시킬 수 없어, 강판의 표리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 커져, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
M-3에 대해서는, 시효 처리2에 있어서의 굽힘 반경이 너무 컸기 때문에, 클러스터 혹은 천이 탄화물의 생성을 촉진시키기 위해 충분한 인장 변형이 발생하지 않은 것으로 생각된다. 결과로서, 시효 처리2에 있어서 충분한 양의 ε 탄화물을 석출시킬 수 없어, 강판의 표리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 커져, 충분한 내굽힘성을 확보할 수 없었다.
N-3 및 AF-2에 대해서는, 시효 처리2에 있어서의 시효 시간이 너무 짧았기 때문에, 시효 처리1과 시효 처리2에서 석출물의 석출량의 차가 커지고, 결과로서, 강판의 표리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 커져, 강판의 내굽힘성이 저하되었다.
K-4 및 AW-4에 대해서는, 시효 처리1 및 2 중 적어도 한쪽을 생략하였기 때문에, 강판의 표리 중 적어도 한쪽에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도가 제어되지 않아, 강판의 표리에 있어서 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 커졌다. 그 결과, 강판의 내굽힘성이 저하되었다.
이에 반해, 상기 이외의 예에 대해서는, 소정의 화학 조성을 갖는 강판을 소정의 조건에서 제조함으로써, 강판에 있어서 소정의 금속 조직이 얻어지고, 또한, 강판의 성형성이나 내굽힘성이 우수한 것이었다. 또한, 예 2에서 얻어진 강판 중, 시효 처리가 행해지고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트가 존재하는 것에 대해서는, 석출물의 개수 밀도가 1개/㎛2 이상 300개/㎛2 이하의 범위 내였다.
이상의 결과로부터, 이하의 요건 (I) 내지 (IV)를 충족시키는 강판은, 강도나 연신율 등의 기계 특성이 우수함과 함께 굽힘 내력도 우수한 것이라고 할 수 있다.
(I) 질량％로, C: 0.10 내지 0.30％, Si: 0.60 내지 1.20％, Mn: 1.00 내지 3.50％, P: 0.0200％ 이하, S: 0.0200％ 이하, Al: 0.001 내지 1.000％, N: 0.0200％ 이하, Ti: 0 내지 0.500％, Co: 0 내지 0.500％, Ni: 0 내지 0.500％, Mo: 0 내지 0.500％, Cr: 0 내지 2.000％, O: 0 내지 0.0100％, B: 0 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％, Cu: 0 내지 0.500％, W: 0 내지 0.1000％, Ta: 0 내지 0.1000％, Sn: 0 내지 0.0500％, Sb: 0 내지 0.0500％, As: 0 내지 0.0500％, Mg: 0 내지 0.0500％, Ca: 0 내지 0.0500％, Y: 0 내지 0.0500％, Zr: 0 내지 0.0500％, La: 0 내지 0.0500％, 및 Ce: 0 내지 0.0500％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.
(II) 면적률로, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 30.0％ 이하, 그리고, 잔류 오스테나이트: 10.0％ 이상 30.0％ 이하를 포함하고, 잔부가 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖는다.
(III) 강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 10.0％ 이내이다.
(IV) 항복 강도가 600㎫ 이상이다.
또한, 상기 요건 (I) 내지 (IV)를 충족시키는 강판은, 이하의 방법에 의해 제조할 수 있다.
상기 (I)의 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
상기 열연판을 권취하는 것,
상기 열연판을 산세하는 것,
상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하여 냉연판을 얻는 것,
상기 냉연판에 대하여 Q 어닐링을 행하는 것,
상기 Q 어닐링을 부여한 냉연판에 대하여 IA 어닐링을 행하는 것, 및
상기 Q 어닐링과 상기 IA 어닐링 사이에 시효 처리를 행하는 것
을 포함하고,
상기 Q 어닐링은, 상기 냉연판을 오스테나이트 단상역 또한 1000℃ 이하의 온도로 가열하고, 냉각하여, 면적률로 90.0％ 이상의 마르텐사이트 조직을 얻는 공정이며,
상기 IA 어닐링은, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지하여, 잔류 오스테나이트를 얻는 공정이며,
상기 시효 처리는, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 한쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리1과, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 다른 쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리2를 포함하는, 강판의 제조 방법.

Claims (6)

  1. 질량％로,
    C: 0.10 내지 0.30％,
    Si: 0.60 내지 1.20％,
    Mn: 1.00 내지 3.50％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 0.001 내지 1.000％,
    N: 0.0200％ 이하,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    Co: 0 내지 0.500％,
    Ni: 0 내지 0.500％,
    Mo: 0 내지 0.500％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    O: 0 내지 0.0100％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.1000％,
    Ta: 0 내지 0.1000％,
    Sn: 0 내지 0.0500％,
    Sb: 0 내지 0.0500％,
    As: 0 내지 0.0500％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.0500％,
    Y: 0 내지 0.0500％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    La: 0 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0 내지 0.0500％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    면적률로,
    페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 합계: 0％ 이상 30.0％ 이하, 그리고,
    잔류 오스테나이트: 10.0％ 이상 30.0％ 이하
    를 포함하고, 잔부가 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 강 조직을 갖고,
    강판의 표측의 제1 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도와 강판의 이측의 제2 면에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 석출물의 개수 밀도의 차가 10.0％ 이내이며,
    항복 강도가 600㎫ 이상인, 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    질량％로,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    Co: 0.001 내지 0.500％,
    Ni: 0.001 내지 0.500％,
    Mo: 0.001 내지 0.500％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％
    O: 0.0001 내지 0.0100％
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Nb: 0.001 내지 0.500％,
    V: 0.001 내지 0.500％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.0001 내지 0.1000％,
    Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
    Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
    Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
    As: 0.0001 내지 0.0500％,
    Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
    Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
    Y: 0.0001 내지 0.0500％,
    Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
    La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0.0001 내지 0.0500％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 상기 화학 조성을 갖는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강 조직이 침상의 상기 잔류 오스테나이트를 포함하는, 강판.
  4. 강판의 제조 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 강 슬래브에 대하여 열간 압연을 행하여 열연판을 얻는 것,
    상기 열연판을 권취하는 것,
    상기 열연판을 산세하는 것,
    상기 열연판에 대하여 냉간 압연을 행하여 냉연판을 얻는 것,
    상기 냉연판에 대하여 Q 어닐링을 행하는 것,
    상기 Q 어닐링을 부여한 냉연판에 대하여 IA 어닐링을 행하는 것, 및
    상기 Q 어닐링과 상기 IA 어닐링 사이에 시효 처리를 행하는 것
    을 포함하고,
    상기 Q 어닐링은, 상기 냉연판을 오스테나이트 단상역 또한 1000℃ 이하의 온도로 가열하고, 냉각하여, 면적률로 90.0％ 이상의 마르텐사이트 조직을 얻는 공정이며,
    상기 IA 어닐링은, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지하여, 잔류 오스테나이트를 얻는 공정이며,
    상기 시효 처리는, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 한쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리1과, 상기 냉연판의 표측 및 이측 중 다른 쪽 측에 대하여, 굽힘 R이 2.0m 이하인 인장 변형을 부여한 상태에서 0 내지 40℃에서 20hr 이상 동안 유지하는 시효 처리2를 포함하는, 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 IA 어닐링에 있어서, 상기 냉연판을 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하는 과정에 있어서, 상기 냉연판의 표리면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 이들의 합금으로 이루어지는 피막층을 형성시키는, 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 IA 어닐링에 있어서, 침상의 상기 잔류 오스테나이트를 얻는, 제조 방법.
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