KR101540507B1 - 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

V 나 Mo 등의 합금 비용을 현저하게 상승시키는 천이 금속 원소 및 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 을 과잉되게 함유하지 않는 강 성분이면서, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공한다. 질량비로, C : 0.15 ∼ 0.19 ％, Si : 1.0 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.05 ％, N : 0.005 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 40 ∼ 85 ％ 의 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ∼ 60 ％ 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.

Description

연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 주로 자동차의 센터 필러나 도어 임팩트 빔 등의 초고강도 차체 구조 부재의 재료로서 바람직한 강도·연성 밸런스 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, CO₂ 배출량의 증가로 인한 지구 온난화에 대한 우려에서, 유럽에서는 CO₂ 의 이동 발생원인 자동차로부터의 CO₂ 배출량의 규제가 진행되고 있어 자동차의 연비 개선이 강하게 요구되고 있다. 연비의 개선에는 차체의 경량화가 유효하지만, 탑승자의 안전성을 확보하는 것도 필요하기 때문에, 차체 중량을 저감하면서, 충돌 안전성을 종래 이상으로 확보하는 것이 필요해진다. 차체 경량화와 충돌 안전성의 확보라는 2 가지의 요구에 대응하기 위해서, 고비강도의 재료의 적용에 의해서 사용하는 강판의 박화(薄化)가 검토되고 있고, 최근에는 인장 강도 980 ㎫ ∼ 1180 ㎫ 급의 고강도 강판의, 센터 필러나 도어 임팩트 빔으로 대표되는 자동차 구조 부재에 대한 적용이 진행되고 있다. 그러나, 차체 경량화에 대한 요구는 더욱 높아지고 있어 1180 ㎫ 급 강판보다 더욱 고강도의 강판을 적용함에 따른 추가적인 차체 경량화를 감안한 검토가 행해지고 있다.

자동차 구조 부재는 일반적으로 프레스 성형에 의해서 제조되기 때문에, 재료의 연성이 프레스 성형성을 크게 좌우한다. 또, 차체의 충돌 안전성 관점에서는, 프레스 성형 후의 잔류 연성이 중요하게 여겨지고 있다. 그러나, 강판의 연성은 일반적으로 고강도로 됨에 따라서 저하되기 때문에, 프레스 성형성 및 성형 후의 잔류 연성은 고강도가 될수록 저하된다. 또, 인장 강도로 980 ㎫ 를 초과하는 고강도의 재료에서는, 프레스 성형 후의 잔류 응력과 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인하는 지연 파괴가 우려된다. 그 때문에, 고강도의 냉연 강판을 상기 서술한 바와 같은 자동차 구조 부재로서 적용하기 위해서는, 높은 프레스 성형성 즉 높은 연성과 내지연 파괴 특성이 우수할 것이 필요해진다.

이와 같은 요구에 대해서, 지금까지 여러 가지가 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 그 발명예로서 금속 조직의 구성 비율에 관한 기재는 없으나, ?칭·템퍼링법에 의해서 인장 강도 1350 ㎫ 를 갖는, 템퍼드 마텐자이트 단상 조직을 갖는 것으로 추찰되는 강판이 개시되어 있다. 그러나, 당해 강판의 파단 신장은 7 ％ 로 낮아 프레스 가공에 의한 자동차 보안 부재의 제조는 매우 곤란하다. 또한, 급랭에 의해서 마텐자이트 단상 조직을 얻고 있는 것으로 추찰되는 당해 강판의 형상은 현저하게 악화되어 있는 것으로 추찰된다. 이 경우, 어닐링 후에 형상을 교정시키는 공정이 필요하여 제조상 바람직하지 않다.

또, 특허문헌 2 에서는 잔류 오스테나이트가 가공 중의 변형에 의해서 마텐자이트로 변태되는 변형 유기 변태를 이용한, 고강도이면서도 높은 연성을 갖는 TRIP 형 (Transformation Induced Plasticity) 강판에 대해서 개시되어 있으나, TRIP 효과를 발현시키기 위해서 필요한 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서, 질량％ 로 Al 이 0.3 ∼ 2 ％ 첨가되고 있다. 그러나, Al 을 다량으로 첨가했을 경우, 주조 결함이 쉽게 발생된다는 문제가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트를 미크로 조직 중에 잔존시키기 위해서, 어닐링 온도로부터의 냉각 과정에서, Ms 변태점 이상의 온도에 있어서 등온 유지를 실시할 필요가 있어 제조 공정이 증가한다. 추가로, 등온 유지 온도까지의 냉각 속도 등이 조업시에 변동되었을 경우 큰 재질 변동을 초래하는 점에서, 일정한 품질의 강판을 안정적으로 생산하기 위해서는 조업 조건의 엄밀한 관리가 필요해져 제조상 바람직하지 않다.

비특허문헌 1, 비특허문헌 2 에 대해서는 실시예에서 설명한다.

일본 공개특허공보 2005-163055호 일본 공개특허공보 2006-307325호

일본 금속 학회편 :「철강 재료」, 마루젠, 1985 년, p.43 금속 열처리 기술 편람 편집 위원회 :「금속 열처리 기술 편람 제 3 판」, 일간 공업 신문사, 1966 년, p.137

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, V 나 Mo 등의 합금 비용을 현저하게 상승시키는 천이 금속 원소 그리고 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 을 과잉되게 함유하지 않는 강 성분이면서, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래, 인장 강도 1320 ㎫ 이상의 초고강도 강판을 얻기 위해서는, ?칭법에 의해서 미크로 조직을 마텐자이트 단상 조직으로 할 필요가 있었다. 그러나, 미크로 조직을 마텐자이트 단상으로 했을 경우, 충분한 연성을 얻을 수 없다. 또, ?칭 후의 템퍼링 열처리에 의해서 연성을 향상시키려고 해도, 마텐자이트상 중의 전위(轉位) 조직의 회복, 및 마텐자이트상 중에 석출되어 있는 Fe₃C 탄화물의 조대화에 의해서 강도는 저하되지만, 연성은 그다지 향상되지 않는 경향이 있다.

한편, 고연성을 발현시키기 위해서, 잔류 오스테나이트상의 변형 유기 변태를 이용한 TRIP 강에 대해서도 많은 발명이 이루어지고 있다. 그러나, TRIP 효과를 발현시키기 위해서는, 오스테나이트의 안정성을 높이기 위해서 다량의 합금 원소를 첨가할 필요가 있음과 함께, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 Ms 변태점 이상의 온도에서 등온 유지를 엄밀하게 실시할 필요가 있어, 제조 안정성 그리고 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다.

또한, 내지연 파괴 특성의 관점에서, 지연 파괴를 유인하는 수소의 트랩 사이트는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 마텐자이트상은 오스테나이트상으로부터의 결정 구조 변태시에 수소의 트랩 사이트가 되는 전위가 다량으로 도입되기 때문에 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 또, 연성 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트도 전위와 마찬가지로 수소의 트랩 사이트로서 작용하는 것이 알려져 있음과 함께, 잔류 오스테나이트는 입계 상에 필름상으로 존재하는 점에서, 잔류 오스테나이트에 대한 수소의 침입은 입계 파괴를 유인하고, 내지연 파괴 특성을 저하시킬 가능성이 있는 점에서, 금속 조직 중에 잔류 오스테나이트를 함유하는 것은 바람직하지 않다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭한 결과, 미크로 조직을 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직으로 하고, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 변화시킴으로써, 인장 강도와 연성의 밸런스를 제어할 수 있음을 명확히 함과 함께, C 및 Si 를 첨가함으로써, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상의 경도를 상승시켜, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 체적률을 저감시켜 강판의 초고강도화를 도모하는 수법을 알아내어, 매우 고강도이면서, 높은 연성을 갖는 강판을 얻을 수 있다는 것을 알았다.

추가로, 금속 조직 중에 전위를 거의 포함하지 않는 페라이트상을 석출시킴으로써, 금속 조직 중의 전위 밀도를 마텐자이트 단상 조직에 비해 대폭 감소시키고, 수소의 트랩 사이트를 저감시킴으로써, 강 중에 대한 수소의 침입량을 대폭 저감할 수 있는 것을 명확히 하여 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있음을 알아내었다.

한편, 제조 공정상으로는, 냉간 압연 후의 어닐링 및 냉각시에, 어닐링 온도와 그 후의 냉각 과정을 적정하게 제어하고, 그 후, 100 ℃ 이상, 300 ℃ 이하의 온도역에서 템퍼링 열처리를 실시하는 것이 효과적이라는 지견(知見)을 얻었다.

본 발명은 상기 지견에 입각한 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 질량비로, C : 0.15 ∼ 0.19 ％, Si : 1.0 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.05 ％, N : 0.005 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 40 ∼ 85 ％ 인 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ∼ 60 ％ 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.

[2] 상기 [1] 의 초고강도 냉연 강판에 있어서, 추가로 질량비로, Nb : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 5 ∼ 30 ppm 의 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 의 초고강도 냉연 강판에 있어서, 파단 신장이 12 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.

[4] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1200 ℃ 이상으로 가열 후, 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연한 후, 산세 및 냉간 압연하고, 이어서 연속 어닐링할 때, A_C1 변태점 ∼ A_C3 변태점의 온도 범위에서 30 ∼ 1200 sec 유지한 후, 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 까지 냉각시키고, 계속하여 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각시키고, 이어서, 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 sec 유지하는 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판의 제조 방법.

본 발명의 냉연 강판은, 매우 높은 인장 강도를 가짐과 함께, 높은 연성과 그에 수반되는 우수한 가공성을 갖는다. 또 부재로 성형 가공한 후에도 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인한 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다. 예를 들어, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상을 갖고, 25 ℃-pH 3 의 염산 환경하에서 100 시간 파괴가 발생되지 않는 내지연 파괴 특성을 용이하게 실현할 수 있다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 따르면, 상기와 같은 우수한 성능을 갖는 냉연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.

본 발명에 의하면, 부재로 프레스 성형 후에도 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인한 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 우수한 내지연 파괴 특성을 갖고, 또한 성형시에는 우수한 가공성을 발현하는 인장 강도 1320 ㎫ 이상의 초고강도 냉연 강판을 안정적으로 제조할 수 있고, 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 초고강도 부재, 예를 들어 센터 필러나 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재를 제공할 수 있다.

도 1 은 180°굽힘 가공 후, 볼트 체결에 의해서 응력을 부여한 시험편의 개략도이다.

본 발명의 초고강도 냉연 강판은, 이하에서 서술하는 특정한 화학 성분과 금속 조직을 갖는다. 먼저, 냉연 강판의 화학 성분에 대해서 설명한다.

<C : 0.15 ∼ 0.19 질량％>

C 는 오스테나이트를 안정화시키는 원소임과 함께, 강판의 강도를 확보하는 데 필요한 원소이다. C 량이 0.15 질량％ 미만에서는, 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직에 있어서, 인장 강도 1320 ㎫ 이상을 안정적으로 얻는 것이 곤란하다. 한편, C 량이 0.19 질량％ 를 초과하면, 용접부 및 용접에 의한 열 영향부의 경화가 현저하게 발생되어 용접성이 저하된다. 이 때문에, C 량을 0.15 ∼ 0.19 질량％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.18 ∼ 0.19 질량％ 의 범위이다.

<Si : 1.0 ∼ 3.0 질량％>

Si 는 강판을 경질화시키는 데 유효한 치환형 고용 강화 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는 1.0 질량％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Si 량이 3.0 질량％ 를 초과하면, 열간 압연에서의 스케일 형성이 현저해지고, 최종 제품시의 결함률이 증가하여 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, Si 량은 1.0 ∼ 3.0 질량％ 로 한다.

<Mn : 1.5 ∼ 2.5 질량％>

Mn 은 오스테나이트를 안정화시킴과 함께, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, Mn 이 1.5 질량％ 미만에서는, 강의 ?칭성이 충분하지 않고, 어닐링 온도로부터의 냉각 중에 발생되는 페라이트상의 생성, 및 펄라이트 그리고 베이나이트의 생성이 조기에 개시되고, 강도가 현저하게 저하되는 점에서, 목적으로 하는 강도를 갖는 강판을 안정적으로 제조하는 것이 곤란해진다. 한편, 2.5 질량％ 를 초과하면, 편석이 현저해지고, 가공성이 열화되는 경우가 있음과 함께 내지연 파괴 특성이 저하된다. 이 때문에 Mn 량은 1.5 ∼ 2.5 질량％, 바람직하게는 1.5 ∼ 2.0 질량％ 로 한다.

<P : 0.05 질량％ 이하>

P 는 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이기 때문에 낮은 편이 바람직하고, 그 상한을 0.05 질량％, 바람직하게는 0.010 질량％ 로 한다. 추가로, 용접성 향상의 관점에서는 0.008 질량％ 이하가 보다 바람직하다.

<S : 0.02 질량％ 이하>

S 는 MnS 등의 개재물로 되어, 내충격 특성이나 내지연 파괴 특성의 열화를 유인하기 때문에 최대한 낮은 것이 바람직하고, 그 상한을 0.02 질량％, 바람직하게는 0.002 질량％ 로 한다.

<Al : 0.01 ∼ 0.05 질량％>

Al 은 탈산을 위해서 유효한 원소로서, 유용한 탈산 효과를 얻기 위해서는 0.01 질량％ 이상으로 할 필요가 있지만, 0.05 질량％ 를 초과하여 과잉되게 첨가하면 강판 중의 개재물이 증가하여 연성을 저하시킨다. 이 때문에 Al 량은 0.01 ∼ 0.05 질량％ 로 한다.

<N : 0.005 질량％ 미만>

N 은 함유량이 0.005 질량％ 이상이 되면 질화물의 형성에 의한 고온 및 저온에서의 연성이 저하된다. 그 때문에, N 량은 0.005 질량％ 미만으로 한다.

강판에는, 필요에 따라서 추가로 Nb, Ti, B 의 1 종 이상을 함유할 수 있다. 이하, 이들 3 원소의 첨가 효과와 그 바람직한 첨가량에 대해서 설명한다.

<Nb, Ti : 0.1 질량％ 이하>

Nb 및 Ti 는 결정립을 미세화시키는 효과가 있고, 강판의 강도를 상승시키는 데 유효한 원소이기 때문에 각각 0.015 질량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb, Ti 를 각각 0.1 질량％ 를 초과하여 함유시켜도, 그 효과는 포화되기 때문에 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에, Nb 및 Ti 의 첨가량은 각각 0.1 질량％ 이하로 한다.

<B : 5 ∼ 30 질량 ppm>

B 는 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. B 량이 5 질량 ppm 미만에서는, B 에 의한 강도 상승 효과를 기대할 수 없다. 한편, B 량이 30 질량 ppm 을 초과하면 열간 가공성이 저하되기 때문에 제조상 바람직하지 않다. 이 때문에, B 의 첨가량은 5 ∼ 30 질량 ppm 으로 한다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로 냉연 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.

본 발명자들은, 프레스 성형성을 좌우하는 연성을 향상시킴과 함께, 프레스 성형 후에도 우수한 내지연 파괴 특성을 나타내는 강판을 얻기 위해서 검토하여, 높은 연성을 발휘시키기 위해서는 미크로 조직을 적절히 제어하는 것이 중요하다는 것을 알게 되었다. 구체적으로는, 연속 어닐링 후의 미크로 조직이, 템퍼드 마텐자이트상을 체적률로 40 ％ 이상 함유하고, 잔부가 페라이트상을 갖는 조직으로 하는 것이 중요함을 알았다. 이 조직은 어닐링시에 어닐링 온도로부터의 급랭과, 급랭 후의 템퍼링 처리에 의해서 얻어지는 것으로서, 이 수법에 의하면, 비용을 상승시키는 V 나 Mo 등의 천이 금속 원소나 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 등의 합금 원소를 과잉되게 첨가하는 일 없이 높은 연성을 갖는 초고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.

내지연 파괴 특성은 강 중에 침입하는 수소량이 적을수록 우수하다. 템퍼드 마텐자이트상은 ?칭시의 오스테나이트상으로부터 마텐자이트상으로의 결정 구조 변태에 의해서 매우 다량의 전위가 도입되지만, 금속 조직 중에 페라이트상을 적당량 함유시킴으로써, 지연 파괴를 유인하는 것으로 여겨지는 수소의 트랩 사이트가 되는 전위를, 템퍼드 마텐자이트 단상 조직에 비해 대폭 저감시켜 강 중에 대한 수소 침입량을 저감할 수 있다.

템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직의 강의 인장 강도는, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률의 증가에 수반하여 상승한다. 이것은 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상에서는, 템퍼드 마텐자이트상 쪽이 경도가 높고, 인장 변형시에 있어서의 변형 저항은 경질상인 템퍼드 마텐자이트상이 담당하고 있어, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률이 클수록 템퍼드 마텐자이트 단상 조직의 인장 강도에 점점 가까와지기 때문이다. 본 발명의 강 성분 범위에 있어서는, 템퍼드 마텐자이트 체적률이 40 ％ 미만에서는 인장 강도 1320 ㎫ 이상은 얻어지지 않는다. 템퍼드 마텐자이트 체적률이 증가함에 따라서 연성은 저하되고, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률이 85 ％ 를 초과하는 조직에서는, 파단 신장으로 12 ％ 이상의 높은 연성 및 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서 필요한 페라이트상을 확보할 수 없게 된다. 또, 페라이트상의 체적률이 15 ％ 미만에서는, 파단 신장으로 12 ％ 이상의 높은 연성 및 내지연 파괴 특성의 향상이 충분하지 않고, 한편, 60 ％ 초과에서는 소정 강도를 얻기 위해서 필요한 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 확보할 수 없다.

이상의 이유에서, 본 발명의 냉연 강판의 금속 조직은, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 40 ∼ 85 ％, 페라이트상의 체적률을 15 ∼ 60 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 60 ∼ 85 ％, 페라이트상의 체적률이 15 ∼ 40 ％ 로 한 금속 조직이다. 본 발명의 냉연 강판의 금속 조직은, 원하는 체적률을 갖는 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상으로 이루어지는 2 상 조직이어도 되고, 이들 2 상 이외의 조직으로서 잔류 오스테나이트상, 베이나이트상, 펄라이트상 등의 구성 상(相)을 함유해도 된다. 그러나, 베이나이트상 및 펄라이트상이 다량으로 존재할 경우, 각각 연성의 저하 및 강도의 저하를 유인하기 위해서, 다량으로 함유하는 것은 바람직하지 않다. 또, 잔류 오스테나이트상은 주로 결정립계에 필름상으로 존재함과 함께, 수소의 트랩 사이트가 되는 점에서, 수소 취화(脆化)에 수반되는 파괴 기점이 될 가능성이 있기 때문에 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이 때문에, 본 발명에 있어서, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상 이외의 구성 상 (베이나이트상, 펄라이트상, 잔류 오스테나이트상 등) 은 체적률의 합계로 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명이 목표로 하는 인장 강도 및 연성은, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 (JIS 5 호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 있어서의 파단 신장) 12 ％ 이상이고, 이 파단 신장은 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재에 프레스 가공할 수 있게 되는 최저한의 연성에 상당하는 것이지만, 본 발명에서는 이와 같은 강도·연성 레벨을 용이하게 실현할 수 있다. 또, 본 발명이 목표로 하는 내지연 파괴 특성은 25 ℃, pH 3 의 염산 환경하에서 100 시간 파괴가 발생되지 않는 성능이지만, 본 발명에서는 이와 같은 성능도 용이하게 실현할 수 있다.

본 발명의 냉연 강판의 용도에 특별한 제약은 없지만, 상기와 같은 성능을 갖는 점에서, 특히 자동차의 도어 임팩트 빔이나 센터 필러를 비롯한 초고강도 차체 보안 부재에 바람직하다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는 강판에는 강대도 포함되고, 본 발명의 냉연 강판은 표면에 도금 (전기 도금 등) 이나 화성 처리 등의 표면 처리를 실시하여 표면 처리 강판으로서 사용할 수도 있다.

다음으로 본 발명의 초고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에 있어서는, 상기 성분 조성의 강을 용제하고, 연속 주조에 의해서 주물편 (슬래브) 으로 하고, 그 슬래브를 1200 ℃ 이상으로 가열 후, 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상에서 열간 압연한다. 이하, 열간 압연의 한정 이유에 대해서 설명한다.

<슬래브 가열 온도 1200 ℃ 이상>

슬래브 가열 온도가 1200 ℃ 미만에서는, 압연 하중이 증대되어 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대된다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이상으로 한다. 가열 온도가 지나치게 높아지면 산화 중량의 증가에 수반되는 스케일 로스의 증대로 이어지기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

<마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상>

마무리 압연 출구측 온도를 800 ℃ 이상으로 함으로써, 균일한 열연 모상 조직을 얻을 수 있다. 마무리 압연 출구측 온도가 800 ℃ 를 밑돌면, 강판의 조직이 불균일해지고, 연성이 저하됨과 함께 성형시에 여러 가지 문제를 발생시킬 위험성이 증대된다. 따라서, 마무리 압연 출구측 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 출구측 온도의 상한은 특별히 규제되지 않지만, 과도하게 높은 온도에서 압연하면 스케일 불균일 등의 원인이 되기 때문에, 1000 ℃ 이하 정도로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후 권취 처리를 실시한다. 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도가 지나치게 높으면 조대립이 생성되고, 강판 조직이 불균일해져 연성이 저하된다. 또, 권취 온도가 지나치게 낮은 경우에는, 열간 압연에 의해서 발생된 가공 조직이 잔류하여, 다음 공정인 냉간 압연의 압연 하중이 커진다. 그 때문에, 권취 온도는 600 ∼ 700 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 특히 바람직한 권취 온도는 600 ∼ 650 ℃ 이다.

열간 압연을 실시한 후, 산세 및 냉간 압연하고, 이어서 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시한다. 산세, 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 연속 어닐링은 A_C1 변태점 ∼ A_C3 변태점의 온도 범위에서 30 ∼ 1200 sec 유지한 후, 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 까지 냉각시키고, 계속하여 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각시키고, 이어서, 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 sec 유지하는 템퍼링 처리를 실시한다. 이하, 연속 어닐링 및 템퍼링 처리의 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

<어닐링 온도 : A_C1 변태점 ∼ A_C3 변태점에서 30 ∼ 1200 초 유지>

어닐링 온도가 A_C1 변태점 미만이 되면, 어닐링 중에 소정 강도의 확보에 필요한 오스테나이트상 (?칭 후에 마텐자이트상으로 변태) 이 생성되지 않아, 어닐링 후 ?칭을 실시해도 소정 강도가 얻어지지 않는다. 어닐링 온도가 A_C3 변태점 초과여도, 어닐링 온도로부터의 냉각 중에 석출되는 페라이트상의 체적률을 제어함으로써, 체적률로 40 ％ 이상의 마텐자이트상을 얻는 것이 가능하지만, A_C3 변태점 초과에서 어닐링한 경우, 원하는 금속 조직이 잘 얻어지지 않는다. 그 때문에, 어닐링 온도는 A_C1 변태점 ∼ A_C3 변태점의 범위로 한다. 또, 이 온도 범위에 있어서 오스테나이트상의 평형 체적률이 40 ％ 이상을 안정적으로 확보하는 관점에서, 760 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 780 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, 어닐링 온도에서의 유지 시간 (어닐링 시간) 이 지나치게 짧으면 미크로 조직이 충분히 어닐링되지 않고 냉간 압연에 의한 가공 조직이 존재한 불균일한 조직이 되어 연성이 저하된다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면 제조 시간의 증가를 초래하여 제조 비용상 바람직하지 않다. 이 때문에, 유지 시간은 30 ∼ 1200 초로 한다. 특히 바람직한 유지 시간은 250 ∼ 600 초의 범위이다.

<평균 냉각 속도 100 ℃/초 이하에서 600 ∼ 800 ℃ 로 냉각 (서랭)>

이어서, 상기 어닐링 온도로부터 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 의 온도 (서랭 정지 온도) 까지 냉각 (이하의 설명에서는, 이 냉각을「서랭」이라고 하는 경우가 있다) 시킨다. 어닐링 온도로부터의 서랭 중에 페라이트상을 석출시켜 강도-연성 밸런스를 제어하는 것이 가능하지만, 서랭 정지 온도를 600 ℃ 미만으로 한 경우, 미크로 조직 중에 펄라이트가 다량으로 생성되어 강도가 급격하게 저하되기 때문에, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 또, 서랭 정지 온도를 800 ℃ 보다 고온으로 한 경우에는, 어닐링 온도로부터의 서랭 중에 충분한 양의 페라이트상을 석출시킬 수 없어 연성을 충분히 얻을 수 없다. 그 때문에, 서랭 정지 온도는 600 ∼ 800 ℃ 로 한다. 조업상의 서랭 정지 온도 변동에 수반되는 재질 변동을 억제하는 관점에서는, 서랭 정지 온도는 700 ∼ 750 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

또, 서랭의 평균 냉각 속도가 100 ℃/초를 초과하면, 서랭 중에 충분한 양의 페라이트상의 석출이 발생되지 않기 때문에 소정 연성을 얻을 수 없다. 본 발명에서 의도하는 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 금속 조직의 연성은, 경질인 템퍼드 마텐자이트상과 연질인 페라이트상이 혼재함으로써 발현되는 높은 가공 경화능에서 기인하기도 하지만, 평균 냉각 속도가 100 ℃/초를 초과하는 경우, 서랭 중의 오스테나이트 중에 대한 탄소 농화가 불충분해져, 급랭시에 경질인 마텐자이트상이 얻어지지 않는다. 그 결과, 최종 조직의 가공 경화능이 저하되어 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 이상의 점에서, 서랭시의 평균 냉각 속도는 100 ℃/초 이하로 한다. 오스테나이트상 중에 대한 탄소 농화를 충분히 발생시키기 위해서는, 5 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다.

<평균 냉각 속도 100 ∼ 1000 ℃/초에서 100 ℃ 이하까지 냉각 (급랭)>

상기 서랭에 계속하여, 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하의 온도 (냉각 정지 온도) 까지 냉각 (이하의 설명에서는, 이 냉각을「급랭」이라고 하는 경우가 있다) 시킨다. 서랭 후의 급랭은 오스테나이트상을 마텐자이트상으로 변태시키기 위해서 실시하지만, 그 평균 냉각 속도가 100 ℃/초 미만에서는, 냉각 중에 오스테나이트상이 페라이트상, 베이나이트상 또는 펄라이트상으로 변태되기 때문에 소정 강도를 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 1000 ℃/초를 초과하면, 냉각에 의한 강판의 수축 균열이 발생될 가능성이 있다. 이 때문에, 급랭시의 평균 냉각 속도는 100 ∼ 1000 ℃/초로 한다. 이 냉각은 워터 ?칭에 의한 급랭이 바람직하다.

냉각 정지 온도는 100 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도가 100 ℃ 초과에서는, 급랭시에 오스테나이트의 ?칭이 충분히 발생되지 않음에 따른 마텐자이트상의 체적률 저하, 및 급랭에 의해서 생성된 마텐자이트상의 자기 템퍼링에 의한 재료 강도의 저하를 유인하기 때문에 제조상 바람직하지 않다.

<템퍼링 처리 : 100 ∼ 300 ℃ 에서 120 ∼ 1800 초 유지>

상기 급랭에 계속하여, 마텐자이트상의 템퍼링을 위해서 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 초간 유지하는 템퍼링 처리를 실시한다. 이 템퍼링은 마텐자이트상을 연질화시켜 가공성을 향상시킨다. 템퍼링을 100 ℃ 미만에서 실시한 경우, 마텐자이트의 연질화가 불충분하여 가공성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또, 템퍼링을 300 ℃ 초과에서 실시하는 것은 재가열로 인한 제조 비용을 높일 뿐만 아니라, 현저한 강도의 저하를 초래하여 유용한 효과를 얻을 수 없다.

한편, 유지 시간을 120 sec 미만으로 한 경우, 유지 온도에 있어서의 마텐자이트의 연질화가 충분히는 발생되지 않기 때문에 가공성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또, 유지 시간이 1800 sec 를 초과하는 경우, 마텐자이트의 연질화가 과도하게 진행됨으로써 강도가 현저하게 저하되는 것에 더하여, 재가열 시간의 증가로 인해서 제조 비용을 높이기 때문에 바람직하지 않다.

이상의 제조 공정에 의해서, 본 발명의 초고강도 냉연 강판을 제조할 수 있다. 또, 본 발명의 초고강도 냉연 강판은 어닐링 후의 판형상성 (평탄도) 이 우수한 점에서, 압연이나 레벨러 가공 등의 강판의 형상을 교정하기 위한 공정은 반드시 필요하지는 않지만, 재질이나 표면 조도를 조정하는 관점에서, 어닐링 후의 강판에 수 ％ 정도의 신장률로 압연을 실시해도 아무런 문제는 없다.

실시예

표 1 에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 시험용 강 A ∼ M 을 진공 용제하고, 슬래브로 한 후, 표 2 에 기재된 조건에서 열간 압연하여 판두께 3.4 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 이 열연 강판을 산세 처리하여 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.4 ㎜ 두께까지 냉간 압연하였다. 이어서, 표 2 에 기재된 조건에서 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시하였다. 또한, 각 강종의 A_C1 변태점은 비특허문헌 1, A_C3 변태점은 비특허문헌 2 에 기재된 변태점의 합금 성분 의존성에 관한 관계식 (하기의 2 식) 에서 구한 값이다.

A_C1 [℃] = 723-10.7×(질량％ Mn)＋29.1×(질량％ Si) ···(1)

A_C3 [℃] = 910-203×(질량％ C)^1/2＋29.1×(질량％ Si)-30×(질량％ Mn)＋700×(질량％ P)＋400×(질량％ Al)＋400×(질량％ Ti) ···(2)

이상의 제조 공정에 의해서 얻어진 강판으로부터 시험편을 채취하여, 금속 조직의 관찰 (측정) 과 인장 시험을 실시하였다. 또한, 일부의 강종에 대해서는 지연 파괴 시험을 실시하였다. 이들 결과를 표 3 에 나타낸다.

금속 조직의 관찰 (측정) 과 성능 시험은 아래와 같이 실시하였다.

(1) 금속 조직의 관찰

얻어진 냉연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향과 평행한 단면에 대해서 경면 연마 후, 나이타르에 의해서 에칭을 실시하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경을 사용하여 미세 조직을 관찰·촬영하고, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상 등의 구성 상의 종류를 동정함과 함께, 화상 해석 장치를 사용하여 조직 사진을 2 값화함으로써 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상의 체적률을 구하였다. 또한, 얻어진 냉연 강판에는 잔류 오스테나이트상이 존재할 가능성도 있기 때문에, 발명예에 대해서는 X 선 (Mo-Kα 선) 측정법에 의해서 잔류 오스테나이트상의 측정을 시도했으나, 그 존재량은 어느 것이나 거의 제로였기 때문에 표 3 의 잔부에는 포함시키지 않는다.

(2) 인장 시험

얻어진 냉연 강판으로부터 압연 방향과 직각으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS-Z-2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (0.2 ％ 응력 (YS), 인장 강도 (TS), 파단 신장 (EL) 을 구하였다.

(3) 지연 파괴 특성 평가 시험

얻어진 냉연 강판의 압연 방향을 길이 방향으로 하여 30 ㎜×100 ㎜ 로 절단 및, 단면을 연삭 가공한 시험편을 사용하고, 시험편을 펀치 선단의 곡률 반경 10 ㎜ 이고 180°굽힘 가공을 실시하였다. 이 굽힘 가공을 실시한 시험편에 발생된 스프링 백을, 도 1 에 나타내는 바와 같이, 볼트 (2) 에 의해서 시험편 1 의 내측 간격이 20 ㎜ 가 되도록 조이고 , 시험편 1 에 응력을 부하한 후, 25 ℃, pH 3 의 염산에 침지하여 파괴가 발생될 때까지의 시간을 최장 100 시간까지 측정하였다. 100 시간 이내에 파괴가 발생되지 않은 것을 합격으로 하였다.

표 1 내지 3 에 의하면, 본 발명의 조건에 적합한 발명예는, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상이라는 높은 강도·연성 밸런스를 얻을 수 있고, 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100 시간 파괴가 발생되지 않아 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다.

어닐링 시간을 본 발명의 범위 외인 10 초로 한 No.24 는, 열간 압연 후에 생성된 펄라이트 조직이 어닐링 공정 후에도 잔존하고 있음과 함께, 냉간 압연에 수반되는 가공 변형의 영향이 충분히 제거되지 않았기 때문에 소정의 강도·연성이 얻어지지 않았다. 또, 어닐링 온도를 A_C3 점 이상으로 한 No.25, 29 는 서랭 중에 페라이트상의 석출을 발생시킬 수 없어 마텐자이트 단상 조직이 되고, 소정 강도는 얻어졌지만 소정 연성은 얻어지지 않았다. 강 성분이 본 발명의 범위 외인 No.26 및 27 은, 본 발명에서 규정하는 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시해도 소정 강도는 얻어지지 않았다. 서랭 정지 온도를 500 ℃ 로 한 No.30 은 다량의 페라이트상이 석출됨과 함께, 펄라이트상도 생성되기 때문에 소정 강도가 얻어지지 않았다. 급랭 공정의 평균 냉각 속도를 본 발명의 범위 외인 20 ℃/초로 한 No.31 은, 소정량의 마텐자이트상을 얻을 수 없고, 소정 강도가 얻어지지 않았다. 템퍼링 온도를 400 ℃ 로 한 No.32 는 마텐자이트상의 과도한 템퍼링 연화가 발생됨에 따라서 소정 강도가 얻어지지 않았다.

본 발명의 조건에 적합한 발명예 No.1 ~ 5, 9, 10, 12 ∼ 21 은 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100 시간 파괴가 발생되지 않아, 본 발명에 의해서 얻어지는 냉연 강판이 충분한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다. 그러나, 금속 조직이 템퍼드 마텐자이트 단상이고, 본 발명의 범위 외가 되는 비교예 No.25, 29 는 100 시간 이내에 균열이 발생했기 때문에, 내지연 파괴 특성 시험 결과가 불합격이 되었다.

산업상 이용가능성

본 발명은 주로 자동차의 도어 임팩트 빔이나 센터 필러를 비롯한, 초고강도 차체 보안 부재 등의 용도에 바람직한 ?칭, 템퍼링 처리용의 박강판이고, 이러한 강판을 사용한 자동차용 부품을 제조할 때, 강 조성, 압연 조건 그리고 어닐링 조건을 적정하게 제어함으로써, 체적률로 40 ％ 이상 85 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트상과, 체적률로 15 ％ 이상 60 ％ 이하의 페라이트상을 함유하는 조직을 갖고, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상에서 우수한 강도-연성 밸런스를 갖고, 또 내지연 파괴 특성도 우수하다. 본 발명의 초고강도 냉연 강판을 사용하면, 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재의 프레스 가공이 가능하고, 이 자동차 보안 부재에서는 우수한 내지연 파괴 특성이 발현된다.

1 : 시험편
1 : 볼트

Claims (4)

1. 질량비로, C : 0.15 ∼ 0.19 ％, Si : 1.0 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.05 ％, N : 0.005 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 40 ∼ 85 ％ 인 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ∼ 60 ％ 인 페라이트상으로 이루지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.
2. 제 1 항에 있어서,
   추가로, 질량비로, Nb : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, Ti : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, B : 5 ∼ 30 질량 ppm 의 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   파단 신장이 12 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판
4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1200 ℃ 이상으로 가열 후, 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연한 후, 산세 및 냉간 압연하고, 이어서 연속 어닐링할 때, A_C1 변태점 ∼ A_C3 변태점의 온도 범위에서 30 ∼ 1200 sec 유지한 후, 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 까지 냉각시키고, 계속하여 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각시키고, 이어서, 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 sec 유지하는 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는,
   금속 조직이 체적률로 40 ~ 85 % 인 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ~ 60 % 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상이고 파단 신장이 12 % 이상인 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판의 제조 방법.

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