KR20240052794A - 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명의 강판은, 소정량의 C, Si, Mn, Cu, P, S, Al 및, N을 함유하고, 임의로, 소정량의 Ti, B, Nb, Cr, V, Mo, Ni, As, Sb, Sn, Ta, Ca, Mg, Zn, Co, Zr 및, REM으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 체적률로, 템퍼링 마르텐사이트: 90％ 이상, 잔류 오스테나이트: 1∼7％, 베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽: 합계로 3∼9％ 및, 페라이트: 0∼5％를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 이상인 조직과, 1470∼1650㎫의 인장 강도 TS와, 1100㎫ 이상의 항복 강도 YS를 갖는다.
Description
(관련 출원의 상호 참조)
본원은, 2021년 8월 24일에 출원된 「Steel Sheet and Method of Producing Same(강판 및 그의 제조 방법)」이라고 제목을 붙인 미국 가출원 제63/236,426호의 우선권을 주장한다. 당해 가출원의 개시 전체를, 여기에 참조를 위해 취입한다.
(기술 분야)
본 발명은, 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
차체를 경량화하여, CO2 배출량 삭감과 내(耐)충돌 성능 향상을 양립하는 것을 목적으로, 자동차용 강판의 고강도화가 진행되고 있고, 새로운 법규제의 도입도 잇따르고 있다. 그 때문에, 자동차를 형성하는 주요한 구조 부품에서는, 인장 강도(TS)가 1470㎫ 이상인 고강도 강판의 적용 사례가 증가하고 있다.
자동차에 이용되는 고강도 강판에는, 우수한 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)가 요구된다. 예를 들면, 자동차의 범퍼 등의 골격 부품에서는, 충돌 시에 있어서의 충격 흡수성이 우수한 것이 요구되기 때문에, 충격 흡수성에 상관이 있는 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)가 우수한 강판을 이용하는 것이 적합하다.
또한, 자동차용 강판은 도장을 하여 사용되고 있고, 그 도장의 전처리로서, 인산염 처리 등의 화성 처리가 실시된다. 강판의 화성 처리 중에 약품으로부터 침입한 수소에 의한 지연 파괴(delayed fracture)가 우려되기 때문에, 자동차용 강판은 내지연 파괴 특성(delayed fracture resistance)이 우수한 것이 요구된다. 자동차 부품으로의 고강도 강판의 적용 비율을 증가시키려면, 이들 특성을 종합적으로 만족하는 것이 요망되고 있다.
이들 요구에 대하여, 여러 가지의 고강도 강판이 제안되어 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 「성분 조성이, 질량％로, C: 0.10％ 이상 0.6％ 이하, Si: 1.0％ 이상 3.0％ 이하, Mn: 2.5％ 초과 10.0％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 0.01％ 이상 1.5％ 이하, N: 0.005％ 이하, Cu: 0.05％ 이상 0.50％ 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Si를 주체로 하는 산화물의 강판 표면 피복률이 1％ 이하이고, 철계 산화물의 강판 표면 피복률이 40％ 이하이고, CuS/CuB가 4.0 이하(CuS는 강판 표층에 있어서의 Cu 농도, CuB는 모재에 있어서의 Cu 농도)를 충족하고, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 고강도 냉연 강판(청구항 1)」이 기재되어 있고, 이 강판에서는, 「강 조직이, 템퍼링 마르텐사이트 및/또는 베이나이트를 합계 체적률로 40％ 이상 100％ 이하, 페라이트를 체적률로 0％ 이상 60％ 이하, 잔류 오스테나이트를 체적률로 2％ 이상 30％ 이하(청구항 2)」이다.
또한, 특허문헌 2에는, 「질량％로, C: 0.06∼0.25％, Si: 0.6∼2.5％, Mn: 2.3∼3.5％, P: 0.02％ 이하, S: 0.01％ 이하, sol.Al: 0.50％ 미만, N: 0.015％ 미만을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 면적률로 페라이트: 6∼80％, 상부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 하부 베이나이트, 잔류 γ의 1종 혹은 2종 이상으로 이루어지는 조직: 20∼94％, 체적률로 잔류 γ: 7∼20％를 포함하고, 입자 폭이 0.18∼0.60㎛, 입자 길이가 1.7∼7.0㎛, 애스펙트비가 5∼15인 잔류 γUB의 면적률: SγUB가 0.2∼5％이고, 원상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3 이하인 프레시 마르텐사이트 및/또는 원상당 입자 직경이 1.5∼15㎛, 애스펙트비가 3 이하인 잔류 γ 입자의 합계 면적률: SγBlock이 3％ 이하(0％를 포함함)인 강판(청구항 1)」이 기재되어 있다.
특허문헌 1에서는, 1180㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 내지연 파괴 특성 및 인산염 처리성이 우수한 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다. 그러나, 특허문헌 1에 기재에서는, 충돌 시에 있어서의 충격 흡수성에 상관이 있는 항복 강도(YS)에 대해서는 고려하고 있지 않다. 또한, 내지연 파괴 특성의 평가는, 연삭 가공을 행한 시험편을 이용하여 행하고 있고, 전단 조건에 의한 내지연 파괴 특성의 변화를 고려하고 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 780∼1470㎫급의 인장 강도를 갖고, 높은 연성과 우수한 신장 플랜지 성형성(stretch flange formability)을 갖는 강판을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다. 그러나, 특허문헌 2에서는, 충돌 시에 있어서의 충격 흡수성에 상관이 있는 항복 강도(YS) 및 내지연 파괴 특성에 대해서는 고려하고 있지 않다.
그래서 본 발명은, 상기 과제를 감안하여, 높은 항복 강도 YS, 높은 인장 강도 TS 및, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판과, 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 예의 연구를 거듭하여, 이하를 발견했다.
(1) 템퍼링 마르텐사이트량을 90％ 이상으로 함으로써, 1470㎫ 이상의 TS를 실현할 수 있다.
(2) 템퍼링 마르텐사이트량을 90％ 이상, 또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 0.35％ 이상으로 함으로써, 1100㎫ 이상의 YS를 실현할 수 있다.
(3) 잔류 오스테나이트량을 7％ 이하로 하고, 또한, 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트의 합계량을 9％ 이하로 함으로써, 우수한 내지연 파괴 특성을 실현할 수 있다.
상기 인식에 기초하여 완성된 본 발명의 요지 구성은, 이하와 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.24∼0.28％,
Si: 0.40∼0.80％,
Mn: 2.30∼2.70％,
Cu: 0.010∼1.000％,
P: 0.001∼0.100％,
S: 0.0001∼0.0200％,
Al: 0.010∼0.050％ 및,
N: 0.0010∼0.0100％
를 함유하고,
임의로,
Ti: 0.1000％ 이하,
B: 0.01000％ 이하,
Nb: 0.1000％ 이하,
Cr: 1.00％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
Mo: 0.500％ 이하,
Ni: 0.500％ 이하,
As: 0.500％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하,
Sn: 0.200％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Zn: 0.0200％ 이하,
Co: 0.0200％ 이하,
Zr: 0.0200％ 이하 및,
REM: 0.0200％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
체적률로,
템퍼링 마르텐사이트: 90％ 이상,
잔류 오스테나이트: 1∼7％,
베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽: 합계로 3∼9％ 및,
페라이트: 0∼5％
를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 이상인 조직과,
1470∼1650㎫의 인장 강도 TS와,
1100㎫ 이상의 항복 강도 YS
를 갖는 강판.
[2] 상기 항복 강도 YS가 1200㎫ 이상인, 상기 [1]에 기재된 강판.
[3] 상기 [1]에 기재된 성분 조성을 갖는 비도금 강판을 준비하고,
상기 강판을, 850℃ 이상의 가열 온도 T1로 가열하고,
상기 강판을, 상기 가열 온도 T1에 10∼1000초 보존유지(保持)하고,
상기 강판을, 상기 가열 온도 T1에서, 130∼170℃의 냉각 정지 온도 T2까지,
(ⅰ) 상기 가열 온도 T1에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 16℃/s 이상 및,
(ⅱ) 550℃에서 상기 냉각 정지 온도 T2까지의 평균 냉각 속도: 150℃/s 이하
의 조건으로 연속적으로 냉각하고,
상기 강판을, 상기 냉각 정지 온도 T2에 1∼200초 보존유지하고,
상기 강판을, 상기 냉각 정지 온도 T2에서, 280∼350℃의 템퍼링 온도 T3까지, 평균 가열 속도: 10℃/s 이상으로 가열하고,
상기 강판을, 상기 템퍼링 온도 T3에 10∼1000초 보존유지하고,
상기 강판을 50℃ 이하로 냉각하는
공정을 포함하고, 상기 [1]에 기재된 강판을 제조하는, 강판의 제조 방법.
[4] 50℃ 이하로의 상기 냉각 후, 상기 강판에 신장률이 0.1∼1.0％인 조질 압연을 실시하는 공정을 포함하는, 상기 [3]에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명의 강판은, 높은 항복 강도 YS, 높은 인장 강도 TS 및, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다. 본 발명의 강판의 제조 방법에 의하면, 높은 항복 강도 YS, 높은 인장 강도 TS 및, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판을 제조할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명의 일 실시 형태에 의한 강판(고강도 강판)은, 소정의 성분 조성과, 소정의 조직과, 소정의 기계적 특성을 갖는다.
우선, 본 실시 형태에 의한 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.24％ 이상 0.28％ 이하
C는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 및 TS에 영향을 주는 중요한 원소이다. C량이 0.24％ 미만에서는, (ⅰ) 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 저하하여, YS가 저하하고, 또한, (ⅱ) 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, C량은 0.24％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.25％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, C량이 0.28％를 초과하면, 강판의 강도가 지나치게 상승하여, 1650㎫ 이하의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, C량은 0.28％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.27％ 이하로 한다.
Si: 0.40％ 이상 0.80％ 이하
Si는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트량과, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 주는 중요한 원소이다. Si가 0.40％ 미만에서는, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 저하하여, YS가 저하한다. 따라서, Si량은 0.40％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.50％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Si량이 0.80％를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 상 분율이 증가하여, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 또한, Si량의 증가에 수반하여 인산염 처리성이 저하하는 것도 알려져 있다. 따라서, Si량은 0.80％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.70％ 이하로 한다.
Mn: 2.30％ 이상 2.70％ 이하
Mn은, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 템퍼링 마르텐사이트의 상 분율, 페라이트의 상 분율 및, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 중요한 원소이다. Mn량이 2.30％ 미만에서는, 페라이트의 상 분율이 증가하여, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn량은 2.30％ 이상으로 하고, 바람직하게는 2.40％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Mn량이 2.70％를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 또한, Mn량의 증가에 수반하여 인산염 처리성이 저하하는 것도 알려져 있다. 따라서, Mn량은 2.70％ 이하로 하고, 바람직하게는 2.60％ 이하로 한다.
Cu: 0.010％ 이상 1.000％ 이하
Cu는, 강의 중요한 기본 성분 중 하나이고, 특히 본 발명에서는, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 중요한 원소이다. Cu량이 0.010％ 미만에서는, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, Cu량은 0.010％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.050％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Cu량이 1.000％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여(embrittled) 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 또한, Cu량의 증가에 수반하여 인산염 처리성이 저하하는 것도 알려져 있다. 따라서, Cu량은 1.000％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.900％ 이하로 한다.
P: 0.001％ 이상 0.100％ 이하
P량이 0.100％를 초과하면, 구(prior)오스테나이트 입계(grain boundaries)에 P가 편석하여 입계를 취화시키기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, P량은 0.100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.070％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다. 또한, 생산 기술상의 제약으로부터, P량은 전형적으로는 0.001％ 이상으로 한다.
S: 0.0001％ 이상 0.0200％ 이하
S량이 0.0200％를 초과하면, S가 황화물로서 존재하여, 지연 파괴의 기점이 될 수 있다. 따라서, S량은 0.0200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0100％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 또한, 생산 기술상의 제약으로부터, S량은 전형적으로는 0.0001％ 이상으로 한다.
Al: 0.010％ 이상 0.050％ 이하
Al은, 강판의 강도를 높여, 1470㎫ 이상의 TS의 실현을 용이하게 한다. 따라서, Al량은 0.010％ 이상으로 한다. 단, Al량이 0.050％를 초과하면, 페라이트량이 증가하여, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Al량은 0.050％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.040％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이하로 한다.
N: 0.0010％ 이상 0.0100％ 이하
N량이 0.0100％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, N량은 0.0100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0070％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. 또한, 생산 기술상의 제약으로부터, N량은 0.0010％ 이상으로 한다.
제(諸)실시 형태에 있어서, 강판의 성분 조성은, Ti, B 및 Nb로부터 선택되는 1종 이상을 이하의 함유량의 범위에서 포함한다.
Ti: 0.1000％ 이하
Ti는, 강판의 강도를 높여, 1470㎫ 이상의 TS의 실현을 용이하게 한다. 따라서, Ti량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Ti량이 0.1000％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우, Ti량은 0.1000％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0600％ 이하로 한다.
B: 0.01000％ 이하
B는, 냉각 시의 페라이트의 생성을 억제하여, 1470㎫ 이상의 TS의 실현을 용이하게 한다. 따라서, B량은, 바람직하게는 0.00010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.00100％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, B량이 0.01000％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, B를 첨가하는 경우, B량은 0.01000％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.00500％ 이하로 한다.
Nb: 0.1000％ 이하
Nb는, 강판의 강도를 높여, 1470㎫ 이상의 TS의 실현을 용이하게 하고, 또한, C와 결합하여 Nb계 탄화물이 되어 수소의 트랩 사이트가 되는 점에서 내지연 파괴 특성을 개선한다. 따라서, Nb량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Nb량이 0.1000％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우, Nb량은 0.1000％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0600％ 이하로 한다.
[Cu]＋10×[Nb]: 0.15 이상 2.00 이하(적합 조건)
본 발명자들의 조사의 결과, [Cu]＋10×[Nb]가 0.15 이상인 경우, 내지연 파괴 특성이 향상하는 것이 밝혀졌다. 따라서, [Cu]＋10×[Nb]가 0.15 이상인 것이 바람직하다. 또한, [Cu] 및 [Nb]는, 각각 성분 조성에 있어서의 Cu량 및 Nb량(질량％)을 의미한다. 다른 한편으로, Cu량과 Nb량(질량％)의 각각의 상한으로부터, [Cu]＋10×[Nb]는 2.00 이하로 하는 것이 바람직하다.
제실시 형태에 있어서, 강판의 성분 조성은, Cr, V, Mo, Ni, As, Sb, Sn, Ta, Ca, Mg, Zn, Co, Zr 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을 이하의 함유량의 범위에서 포함한다.
Cr: 1.00％ 이하
Cr은, 고용 강화 원소로서의 역할 뿐만 아니라, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서 오스테나이트를 안정화하고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Cr량은, 바람직하게는 0.01％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Cr량이 1.00％를 초과하면, 조대한(coarse) 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우, Cr량은 1.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.70％ 이하로 한다.
V: 0.100％ 이하
V는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, V량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, V량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, V를 첨가하는 경우, V량은 0.100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.060％ 이하로 한다.
Mo: 0.500％ 이하
Mo는, 고용 강화 원소로서의 역할 뿐만 아니라, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서 오스테나이트를 안정화하고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mo량은, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Mo량이 0.500％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우, Mo량은 0.500％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.450％ 이하로 한다.
Ni: 0.500％ 이하
Ni는, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서 오스테나이트를 안정화하고, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ni량은, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Ni량이 0.500％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, Ni량은 0.500％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.450％ 이하로 한다.
As: 0.500％ 이하
As는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, As량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, As량이 0.500％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, As를 첨가하는 경우, As량은 0.500％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.060％ 이하로 한다.
Sb: 0.200％ 이하
Sb는, 표층 연화를 억제하여, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Sb량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Sb량이 0.200％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Sb를 첨가하는 경우, Sb량은 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.100％ 이하로 한다.
Sn: 0.200％ 이하
Sn은, 표층 연화를 억제하여, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Sn량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Sn량이 0.200％를 초과하면, 주조 공정에 있어서 슬래브가 취화하여 깨지기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Sn을 첨가하는 경우, Sn량은 0.200％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.100％ 이하로 한다.
Ta: 0.100％ 이하
Ta는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ta량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Ta량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우, Ta량은 0.100％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
Ca: 0.0200％ 이하
Ca는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Ca량은, 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Ca량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우, Ca량은 0.0200％ 이하로 한다.
Mg: 0.0200％ 이하
Mg는, 탈산에 이용하는 원소임과 함께, 황화물의 형상을 구상화(spheroidizing)하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mg량은, 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Mg량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우, Mg량은 0.0200％ 이하로 한다.
Zn: 0.0200％ 이하
Zn은, 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Zn량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Zn량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Zn을 첨가하는 경우, Zn량은 0.0200％ 이하로 한다.
Co: 0.0200％ 이하
Co는, 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Co량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Co량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Co를 첨가하는 경우, Co량은 0.0200％ 이하로 한다.
Zr: 0.0200％ 이하
Zr은, 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Zr량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, Zr량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, Zr을 첨가하는 경우, Zr량은 0.0200％ 이하로 한다.
REM: 0.0200％ 이하
REM(Rare Earth Metal)은, 개재물의 형상을 구상화하고, 강판의 극한 변형능을 향상하여, 내지연 파괴 특성을 향상하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, REM량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, REM량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강의 극한 변형능을 저하시킨다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, REM량은 0.0200％ 이하로 한다.
강판의 성분 조성에 있어서, 상기 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 상기 임의 원소에 대해서, 함유량이 적합한 하한값보다 적은 경우에는, 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 상기 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.
다음으로, 본 실시 형태에 의한 강판의 강 조직에 대해서 설명한다. 강 조직은, 주상(main phase)으로서의 템퍼링 마르텐사이트와, 소정량의 잔류 오스테나이트, 소정량의 베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽과, 임의의 페라이트를 포함한다.
템퍼링 마르텐사이트: 체적률로 90％ 이상
템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하는 것은, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 데에 유용하다. TS를 높게 하는 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트량은 90％ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 92％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 94％ 이상으로 한다.
여기에서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 L 단면을 연마 후, 3체적％ 나이탈로 부식한다. L 단면의 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)를, SEM을 이용하여 2000배의 배율로 10시야 관찰하고, 조직 화상을 얻는다. 상기의 조직 화상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트는, 내부가 미세한 요철을 갖고, 또한, 내부에 탄화물을 갖는 조직이다. 10시야에 있어서 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 구하고, 그의 평균값을 산출한다. L 단면에 수직인 방향에서 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 거의 일정하기 때문에, 이 평균값을 「템퍼링 마르텐사이트의 체적률」이라고 간주한다.
잔류 오스테나이트: 체적률로 1％ 이상 7％ 이하
잔류 오스테나이트량이 7％를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 잔류 오스테나이트에 의한 내지연 파괴 특성의 저하의 원인은, 가공에 의해 잔류 오스테나이트가 가공 유기 마르텐사이트 변태하여, 주상인 템퍼링 마르텐사이트에 대하여 단단한 조직이 되기 때문이다. 따라서, 잔류 오스테나이트량은 7％ 이하로 하고, 바람직하게는 6％ 이하로 한다. 다른 한편으로, 잔류 오스테나이트량은, 냉각 정지 온도 T2에 의존하여, 냉각 정지 온도 T2를 130℃ 미만으로 하는 것은 생산 기술상의 제약으로부터 곤란하다. 따라서, 잔류 오스테나이트량은 1％ 이상으로 하고, 바람직하게는 2％ 이상으로 한다.
여기에서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판을 표면으로부터 연마하여, 판두께 1/4 위치의 면을 노출시킨다. 이러한 연마의 제1 스텝에서는, 강판 표면에서, 판두께 1/4 위치보다도 0.1㎜만큼 상기 표면에 가까운 면까지는, 기계 연마를 행한다. 그 후, 제2 스텝에서, 화학 연마를 행하여 강판을 0.1㎜ 두께 감소하여, 판두께 1/4 위치의 면을 노출시킨다. 노출된 판두께 1/4 위치의 면에 대해서, X선 회절 장치에서 CoKα선을 이용하여, fcc철의 {200}, {220}, {311}면 및, bcc철의 {200}, {211}, {220}면의 회절 피크의 적분 강도를 측정한다. fcc철의 3면과 bcc철의 3면의 전체 조합(합계 9개)에 대해서, 적분 강도비(fcc/(fcc＋bcc))를 구한다. 얻어진 9개의 적분 강도비의 평균값을 구하여, 「잔류 오스테나이트의 체적률」이라고 한다.
베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽: 체적률로 합계 3％ 이상 9％ 이하
베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트의 합계량이 9％를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트에 의한 내지연 파괴 특성의 저하의 원인은, 모두 주상인 템퍼링 마르텐사이트에 대하여 경도가 상이한 조직이 되기 때문이다. 따라서, 당해 합계량은 9％ 이하로 하고, 바람직하게는 8％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하로 한다. 다른 한편으로, 생산 기술상의 제약으로부터, 당해 합계량은 3％ 이상으로 한다.
여기에서, 베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 합계 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 L 단면을 연마 후, 3체적％ 나이탈로 부식한다. L 단면의 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)를, SEM을 이용하여 2000배의 배율로 10시야 관찰하고, 조직 화상을 얻는다. 상기의 조직 화상에 있어서, 베이니틱 페라이트, 프레시 마르텐사이트 및, 잔류 오스테나이트는, 내부가 미세한 요철을 갖고, 또한, 내부에 탄화물을 갖지 않는 조직이다. 10시야에 있어서, 이들 3상의 합계 면적률을 구하고, 그의 평균값을 산출한다. L 단면에 수직인 방향에서 이들 3상의 합계 면적률은 거의 일정하기 때문에, 이 평균값을, 이들 3상의 「합계 체적률」이라고 간주한다. 이들 3상의 합계 체적률로부터, 이미 서술한 방법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 뺌으로써, 베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 합계 체적률을 구할 수 있다.
페라이트: 체적률로 0％ 이상 5％ 이하
페라이트는 연질인 조직이기 때문에, 페라이트량이 5％를 초과하면, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트량은 5％ 이하로 하고, 바람직하게는 3％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 2％ 이하로 한다.
여기에서, 페라이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 L 단면을 연마 후, 3체적％ 나이탈로 부식한다. L 단면의 판두께 1/4 위치(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)를, SEM을 이용하여 2000배의 배율로 10시야 관찰하고, 조직 화상을 얻는다. 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는, 오목부이고 내부가 평탄한 조직이다. 10시야에 있어서 페라이트의 면적률을 구하고, 그의 평균값을 산출한다. L 단면에 수직인 방향에서 페라이트의 면적률은 거의 일정하기 때문에, 이 평균값을 「페라이트의 체적률」이라고 간주한다.
잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도: 0.35％ 이상
잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 미만이면, 강판의 항복의 주요인이 템퍼링 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 변화하여, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는 0.35％ 이상으로 하고, 바람직하게 0.40％ 이상으로 한다. 다른 한편으로, 생산 기술상의 제약으로부터, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도는 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, X선 회절 장치에서 CoKα선을 이용한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도의 측정 방법은, 이하와 같다. 우선, 오스테나이트의 (220)면의 회절 피크 시프트량으로부터 식 (1)에 의해 잔류 오스테나이트의 격자 정수 a를 산출하고, 얻어진 잔류 오스테나이트의 격자 정수 a를 식 (2)에 대입함으로써, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 산출했다.
a＝1.79021√2/sinθ ···(1)
a＝3.578＋0.00095[Mn]＋0.022[N]＋0.0006[Cr]＋0.0031[Mo]＋0.0051[Nb]＋0.0039[Ti]＋0.0056[Al]＋0.033[C]···(2)
또한,
a: 잔류 오스테나이트의 격자 정수(Å)
θ: (220)면의 회절 피크 각도를 2로 나눈 값(rad)
[M]: 잔류 오스테나이트 중의 원소 M의 함유량(질량％)
이다. 즉, 식 (2) 중의 [C]가, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도이다. 단, 본 개시에서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 이외의 원소 M의 함유량(질량％)은, 강 전체에 차지하는 함유량(질량％)으로 했다.
인장 강도 TS: 1470㎫ 이상 1650㎫ 이하
본 실시 형태의 강판은, 1470㎫ 이상 1650㎫ 이하의 인장 강도 TS를 갖는다.
항복 강도 YS: 1100㎫ 이상
본 실시 형태의 강판은, 1100㎫ 이상의 YS를 갖고, 바람직하게는 1150㎫ 이상의 YS를 갖고, 보다 바람직하게는 1200㎫ 이상의 YS를 갖는다. 본 실시 형태의 강판은, 바람직하게는 1470㎫ 이하의 YS를 갖는다.
항복비 YR: 0.75 이상(적합 조건)
본 실시 형태의 강판은, 바람직하게는 0.75 이상의 YR을 갖고, 보다 바람직하게는 0.80 이상의 YR을 갖는다. 본 실시 형태의 강판은, 바람직하게는 1.0 이하의 YR을 갖는다. 또한, YR＝YS/TS이다.
본 발명의 일 실시 형태에 의한 강판(고강도 강판)의 제조 방법은, 이미 서술한 성분 조성을 갖는 비도금 강판을 준비하고, 당해 강판에 소정 조건으로 어닐링을 행한다. 당해 어닐링은, 구체적으로는, 당해 강판을 소정의 가열 온도 T1로 가열하고, 당해 강판을 T1에서 소정 시간 t1만큼 보존유지하고, 그 후, 당해 강판을 소정의 냉각 정지 온도 T2까지 연속적으로 냉각하고, 당해 강판을 T2에서 소정 시간 t2만큼 보존유지하고, 그 후, 당해 강판을 소정의 템퍼링 온도 T3까지 가열하고, 당해 강판을 T3에서 소정 시간 t3만큼 보존유지하고, 그 후, 당해 강판을 50℃ 이하로 냉각하는 것을 포함한다. 이 방법에 의해, 상기의 성분 조성, 조직 및, 기계적 특성을 갖는 강판을 적합하게 제조할 수 있다.
본 실시 형태에 있어서, 어닐링에 제공되는 비도금 강판은 냉연 강판인 것이 바람직하다. 이하에, 냉연 강판의 적합한 제조 공정을 설명한다.
우선, 이미 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 제조한다. 강 슬래브의 제조 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter), 전기로 등을 이용한 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다.
계속해서, 강 슬래브를 열간 압연하여, 열연 강판을 얻는다. 강 슬래브를 열간 압연하는 방법으로서는, 강 슬래브를 가열한 후에 압연하는 방법, 연속 주조 후에 강 슬래브를 가열하는 일 없이 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후에 강 슬래브를 단시간 가열하여 압연하는 방법 등을 들 수 있다. 열간 압연에 있어서의 슬래브 가열 온도, 슬래브 균열 보존유지 시간(slab soaking duration), 마무리 압연 온도 및, 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1100℃ 이상 1300℃ 이하이고, 슬래브 균열 보존유지 시간은 바람직하게는 30분 이상 250분 이하이고, 마무리 압연 온도는 바람직하게는 Ar3 변태점 이상이고, 권취 온도는 바람직하게는 350℃ 이상 650℃ 이하이다.
계속해서, 열연 강판을 산 세정한다. 산 세정은, 강판 표면의 산화물이 제거됨으로써, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 인산염 처리성 및 도금 품질의 확보에 기여한다. 산 세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다.
계속해서, 열연 강판을 냉간 압연하여, 냉연 강판을 얻는다. 산 세정 후인 채로 냉간 압연을 행해도 좋고, 산 세정 후에 열처리를 행하고 나서 냉간 압연을 행해도 좋다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은 특별히 한정하지 않지만, 바람직하게는 30％ 이상 80％ 이하이다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 냉연 강판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 바람직하게는 0.6㎜ 이상 2.0㎜ 이하이다.
가열 온도 T1: 850℃ 이상
가열 온도 T1이 850℃ 미만이면, 페라이트와 오스테나이트의 2상역에서의 어닐링 처리가 되기 때문에, 어닐링 후에 페라이트량이 5％ 초과가 되어, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 가열 온도 T1은 850℃ 이상(오스테나이트화 온도역)으로 하고, 바람직하게는 860℃ 이상으로 한다. 또한, 가열 온도 T1의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 가열 온도 T1은, 바람직하게는 1000℃ 이하로 한다.
가열 온도 T1에서의 보존유지 시간 t1: 10초 이상 1000초 이하
보존유지 시간 t1이 10초 미만에서는, 오스테나이트화가 불충분해지고, 어닐링 후에 페라이트량이 5％ 초과가 되어, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 보존유지 시간 t1은 10초 이상으로 하고, 바람직하게는 50초 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 다른 한편으로, 보존유지 시간 t1이 1000초를 초과하면, 구오스테나이트 입경이 과잉으로 증대되어, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 보존유지 시간 t1은 1000초 이하로 하고, 바람직하게는 500초 이하로 하고, 보다 바람직하게는 400초 이하로 한다.
가열 온도 T1에서 550℃까지의 평균 냉각 속도 θ1: 16℃/s 이상
평균 냉각 속도 θ1이 16℃/s 미만에서는, 가열 온도 T1에서 550℃까지의 온도역에서 베이나이트 변태가 생기고, 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트의 합계량이 9％ 이상이 되어, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 평균 냉각 속도 θ1은 16℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 20℃/s 이상으로 한다. 평균 냉각 속도 θ1의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 평균 냉각 속도 θ1은, 바람직하게는 300℃/s 이하로 한다.
550℃에서 냉각 정지 온도 T2까지의 평균 냉각 속도 θ2: 150℃/s 이하
평균 냉각 속도 θ2가 150℃/s를 초과하면, 냉각 중에 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로의 탄소 분배가 저해되어, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 미만이 되고, 그 결과, 강판의 항복의 주요인이 템퍼링 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 변화하여, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 평균 냉각 속도 θ2는 150℃/s 이하로 하고, 바람직하게는 120℃/s 이하로 하고, 보다 바람직하게는 100℃/s 이하로 한다. 평균 냉각 속도 θ2의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 평균 냉각 속도 θ2는, 바람직하게는 5℃/s 이상으로 한다.
가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지의 연속 냉각
일 실시 형태에 있어서, 강판이 가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지 연속적으로 냉각되는 것, 즉 강판 온도가 점차 감소하는 것이, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하기 위해 필요한 것을 알 수 있었다. 예를 들면, 가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지의 온도역에서 1초 이상의 등온 보존유지를 행하면, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지의 온도역에서 1초 이상의 등온 보존유지는 행하지 않는다. 마찬가지로, 가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지의 온도역에 있어서의 재가열도 행하지 않는다.
냉각 정지 온도 T2: 130℃ 이상 170℃ 이하
냉각 정지 온도 T2가 170℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트량이 7％를 초과하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 냉각 정지 온도 T2는 170℃ 이하로 하고, 바람직하게는 160℃ 이하로 한다. 다른 한편으로, 생산 기술상의 제약으로부터, 냉각 정지 온도 T2는 130℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 140℃ 이상으로 한다.
냉각 정지 온도 T2에서의 보존유지 시간 t2: 1.0초 이상 200.0초 이하
보존유지 시간 t2가 1.0초 미만에서는, 마르텐사이트 변태가 불충분해지고, 잔류 오스테나이트량이 7％를 초과하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 보존유지 시간 t2는 1.0초 이상으로 하고, 바람직하게는 5.0초 이상으로 한다. 다른 한편으로, 보존유지 시간 t2가 200.0초를 초과하면, 탄화물의 석출량이 증가하기 때문에, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 미만이 되고, 그 결과, 강판의 항복의 주요인이 템퍼링 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 변화하여, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 보존유지 시간 t2는 200.0초 이하로 하고, 바람직하게는 150.0초 이하로 한다.
냉각 정지 온도 T2에서 템퍼링 온도 T3까지의 평균 가열 속도 θ3: 10℃/s 이상
평균 가열 속도 θ3이 10℃/s 미만인 경우, 탄화물의 석출량이 증가하기 때문에, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 미만이 되고, 그 결과, 강판의 항복의 주요인이 템퍼링 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 변화하여, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 또한, 평균 가열 속도 θ3이 10℃/s 미만인 경우, 베이나이트 변태가 생기고, 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트의 합계량이 9％ 이상이 되어, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 평균 가열 속도 θ3은 10℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 15℃/s 이상으로 한다. 평균 가열 속도 θ3의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 평균 냉각 속도 θ3은, 바람직하게는 200℃/s 이하로 한다.
템퍼링 온도 T3: 280℃ 이상 350℃ 이하
템퍼링 온도 T3이 350℃를 초과하면, 마르텐사이트의 템퍼링이 과도하게 진행되어, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 온도 T3은 350℃ 이하로 하고, 바람직하게는 340℃ 이하로 한다. 다른 한편으로, 템퍼링 온도 T3이 280℃ 미만인 경우, 마르텐사이트로부터 오스테나이트로의 탄소 분배가 불충분해져, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 미만이 되고, 그 결과, 강판의 항복의 주요인이 템퍼링 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 변화하여, 1100㎫ 이상의 YS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 온도 T3은 280℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 290℃ 이상으로 한다.
템퍼링 온도 T3에서의 보존유지 시간 t3: 10초 이상 1000초 이하
보존유지 시간 t3이 10s 미만에서는, 템퍼링 온도 T3에서의 베이나이트 변태가 진행되지 않고, 잔류 오스테나이트량이 7％를 초과하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 저하한다. 따라서, 보존유지 시간 t3은 10초 이상으로 하고, 바람직하게는 50초 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 다른 한편으로, 보존유지 시간 t3이 1000초를 초과하면, 마르텐사이트의 템퍼링이 과도하게 진행되어, 1470㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 보존유지 시간 t3은 1000초 이하로 하고, 바람직하게는 800초 이하로 하고, 보다 바람직하게는 600초 이하로 한다.
강판을 50℃ 이하로 냉각한다
강판을 템퍼링 온도 T3에 보존유지한 후는, 강판을 50℃ 이하, 바람직하게는 실온 정도로 냉각한다. 이 냉각의 방법 및 조건은, 특별히 한정되지 않는다.
제실시 형태에서는, 그 후, 강판에 신장률 0.1％ 이상의 조질 압연을 실시한다. 이에 따라, 탄소 농도가 낮은 잔류 오스테나이트가 가공 유기 마르텐사이트 변태하기 때문에, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 증가하고, YS가 향상한다. 따라서, 조질 압연을 실시하는 경우는, 신장률을 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 신장률의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 신장률이 지나치게 높아도 YS 향상의 효과가 포화한다. 또한, 제조 설비상의 제약의 관점에서, 신장률은 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)을 갖는 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 했다.
이어서, 얻어진 슬래브를 가열하여, 열간 압연 후에 산 세정 처리를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판을 얻었다. 이어서, 표 2에 나타내는 조건으로 냉연 강판을 어닐링하고, 그 후 실온으로 냉각하여, 고강도 강판을 얻었다. 또한, 일부의 비교예에서는, 가열 온도 T1에서 냉각 정지 온도 T2까지의 사이에서, 표 2에 기재된 중간 보존유지 온도로, 표 2에 기재된 중간 보존유지 시간만큼 보존유지했다. 일부의 발명예에서는, 강판을 실온까지 냉각 후, 표 2의 「SKP」란에 나타내는 신장률로 강판에 조질 압연을 실시했다.
이상과 같이 하여 얻어진 각 예의 고강도 강판에 대해서, 이미 서술한 방법에 따라, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률, 잔류 오스테나이트의 체적률, 베이니틱 페라이트와 프레시 마르텐사이트의 합계 체적률, 페라이트의 체적률 및, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도를 구했다. 결과를 표 3에 나타낸다.
또한, 각 예의 고강도 강판을, 이하의 인장 시험 및 내지연 파괴 특성의 평가에 제공했다.
[인장 시험]
압연 방향에 수직인 방향이 시험편의 길이가 되도록, 각 예의 고강도 강판으로부터 JIS5호 시험편(표점 거리 50㎜, 평행부 폭 25㎜)을 채취하고, JIS Z 2241에 따라 인장 시험을 실시했다. 크로스 헤드 속도가 1.67×10－1㎜/s의 조건으로 인장 시험을 행하고, YS 및 TS를 측정했다. 또한, 본 발명에서는, TS는 1470㎫ 이상 1650㎫ 이하를 합격이라고 판단했다. YS는 1100㎫ 미만인 것을 「×」, 1100㎫ 이상 1200㎫ 미만인 것을 「○」, 1200㎫ 이상인 것을 「◎」라고 평가하고, YS가 1100㎫ 이상인 것을 우수하다고 판단했다. 또한, YS 및 TS로부터 항복비 YS를 계산하여, 표 3에 나타냈다.
[내지연 파괴 특성의 평가]
내지연 파괴 특성 평가는 침지 시험으로 행했다. 압연 방향에 수직인 방향을 길이로 하여, 각 예의 고강도 강판을 30m×110㎜로 전단하고, 볼트를 통과시키는 구멍을 뚫음으로써 시험편을 제작했다. 전단 시의 레이크각(rake angle)은 0°로 통일하고, 전단 클리어런스는 5, 10, 15, 20, 25, 30, 35％로 변화시켰다. 선단의 곡률 반경 10㎜의 90° V 굽힘 펀치 및 다이스로 시험편을 굽힘 가공 후, 볼트에 의해 시험편 정점부에 1000㎫의 응력을 부하했다. 응력이 부하된 상태의 시험편을 25℃, pH3의 염산 중에 100시간 침지했다. 균열이 생기지 않는 전단 클리어런스 범위가 10％ 미만인 것을 「×」, 10％ 이상 15％ 미만인 것을 「○」, 균열이 생기지 않는 전단 클리어런스 범위가 15％ 이상인 것을 「◎」라고 평가했다. 균열이 생기지 않는 전단 클리어런스 범위가 10％ 이상인 것을 내지연 파괴 특성이 우수한 것으로 했다.
표 3으로부터 분명한 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 1470㎫ 이상 1650㎫ 이하, YS가 1100㎫ 이상, 또한, 내지연 파괴 특성이 우수하다. 한편, 비교예에서는, TS, YS 및, 내지연 파괴 특성의 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.
본 발명의 고강도 강판은, 자동차용 부품 등의 구조 부재로서 적합하게 이용할 수 있어, 차체 경량화에 의한 연비 향상에 기여한다.
Claims (4)
- 질량％로,
C: 0.24∼0.28％,
Si: 0.40∼0.80％,
Mn: 2.30∼2.70％,
Cu: 0.010∼1.000％,
P: 0.001∼0.100％,
S: 0.0001∼0.0200％,
Al: 0.010∼0.050％ 및,
N: 0.0010∼0.0100％
를 함유하고,
임의로,
Ti: 0.1000％ 이하,
B: 0.01000％ 이하,
Nb: 0.1000％ 이하,
Cr: 1.00％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
Mo: 0.500％ 이하,
Ni: 0.500％ 이하,
As: 0.500％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하,
Sn: 0.200％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Zn: 0.0200％ 이하,
Co: 0.0200％ 이하,
Zr: 0.0200％ 이하 및,
REM: 0.0200％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
체적률로,
템퍼링 마르텐사이트: 90％ 이상,
잔류 오스테나이트: 1∼7％,
베이니틱 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽: 합계로 3∼9％ 및,
페라이트: 0∼5％
를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 0.35％ 이상인 조직과,
1470∼1650㎫의 인장 강도 TS와,
1100㎫ 이상의 항복 강도 YS
를 갖는 강판. - 제1항에 있어서,
상기 항복 강도 YS가 1200㎫ 이상인, 강판. - 제1항에 기재된 성분 조성을 갖는 비도금 강판을 준비하고,
상기 강판을, 850℃ 이상의 가열 온도 T1로 가열하고,
상기 강판을, 상기 가열 온도 T1에 10∼1000초 보존유지(保持)하고,
상기 강판을, 상기 가열 온도 T1에서, 130∼170℃의 냉각 정지 온도 T2까지,
(ⅰ) 상기 가열 온도 T1에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 16℃/s 이상 및,
(ⅱ) 550℃에서 상기 냉각 정지 온도 T2까지의 평균 냉각 속도: 150℃/s 이하
의 조건으로 연속적으로 냉각하고,
상기 강판을, 상기 냉각 정지 온도 T2에 1.0∼200.0초 보존유지하고,
상기 강판을, 상기 냉각 정지 온도 T2에서, 280∼350℃의 템퍼링 온도 T3까지, 평균 가열 속도: 10℃/s 이상으로 가열하고,
상기 강판을, 상기 템퍼링 온도 T3에 10∼1000초 보존유지하고,
상기 강판을 50℃ 이하로 냉각하는
공정을 포함하고, 제1항에 기재된 강판을 제조하는, 강판의 제조 방법. - 제3항에 있어서,
50℃ 이하로의 상기 냉각 후, 상기 강판에 신장률이 0.1∼1.0％인 조질 압연을 실시하는 공정을 포함하는, 강판의 제조 방법.
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Citations (2)
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| WO2018190416A1 (ja) | 2017-04-14 | 2018-10-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
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