KR20120113806A

KR20120113806A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20120113806A
Application number: KR1020127023418A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 요시마사 후나카와; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-03-09
Filing date: 2011-02-28
Publication date: 2012-10-15
Also published as: CN102884218A; EP2546382B1; EP2546382A4; WO2011111330A1; EP2546382A1; US20130087253A1; CN102884218B; JP2011184756A; US9200343B2; JP5287770B2

Abstract

본 발명에 따라, 강 조성을 C : 0.30 ％ 이상 0.73 ％ 이하, Si : 3.0 ％ 이하, Al : 3.0 ％ 이하, Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상, Cr : 0.2 ％ 이상 8.0 ％ 이하, Mn : 10.0 ％ 이하, Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.07 ％ 이하 및 N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 하고, 또 강 조직을 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 15 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 10 ％ 이상 50 ％ 이하, 그 마텐자이트 중 50 ％ 이상이 템퍼드 마텐자이트이고 또한 그 템퍼드 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 로 함으로써, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상, 인장 강도 × 전체 연신율이 29000 ㎫·％ 이상이라는, 고연성이고 고인장 강도의 고강도 강판을 얻을 수 있다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차, 전기 기기 등의 산업 분야에서 사용되는, 가공성, 특히 연성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 그 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의한 차체 부품의 박육화를 도모하여, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발하다.

일반적으로, 강판의 고강도화를 도모하기 위해서는, 강판의 조직 전체에 대해 마텐자이트나 베이나이트 등의 경질상의 비율을 증가시킬 필요가 있다. 그러나, 경질상의 비율을 증가시키는 것에 의한 강판의 고강도화는 가공성의 저하를 초래하는 점에서, 고강도와 우수한 가공성을 겸비하는 강판의 개발이 요망되고 있다. 지금까지, 페라이트-마텐자이트 2 상 강 (DP 강) 이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강 등, 여러 가지 복합 조직 강판이 개발되어 왔다.

복합 조직 강판에 있어서 경질상의 비율을 증가시킨 경우, 강판의 가공성은 경질상의 가공성의 영향을 강하게 받게 된다. 이것은, 경질상의 비율이 적어 연질의 폴리고날 페라이트가 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 강판의 가공성에 대해 지배적이고, 경질상의 가공성이 충분하지 않은 경우에 있어서도 연성 등의 가공성은 확보된 것에 반해, 경질상의 비율이 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 아니라 경질상의 변형능 자체가 강판의 성형성에 직접 영향을 주게 되기 때문이다.

이 때문에, 냉연 강판의 경우에는, 어닐링 및 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 폴리고날 페라이트의 양을 조정하는 열처리를 실시한 후, 강판을 워터 퀀칭 (water-quenching) 하여 마텐자이트를 생성시키고, 다시 강판을 승온시켜 고온 유지함으로써 마텐자이트를 템퍼링하고, 경질상인 마텐자이트 중에 탄화물을 생성시켜 마텐자이트의 가공성을 향상시켜 왔다. 그러나, 통상적으로, 이와 같은 워터 퀀칭을 실시하는 연속 어닐링 워터 퀀칭 설비의 경우에는, 퀀칭 후의 온도는 필연적으로 수온 근방이 되기 때문에, 미변태 오스테나이트의 대부분이 마텐자이트 변태되는 점에서, 잔류 오스테나이트나 그 밖의 저온 변태 조직의 활용은 곤란하였다. 그 때문에, 경질 조직의 가공성의 향상은 어디까지나 마텐자이트의 템퍼링에 의한 효과에 한정되고, 결과적으로 강판의 가공성의 향상도 한정된 것이 되었다.

또, 마텐자이트 이외를 경질상으로 하는 강판으로서, 주상을 폴리고날 페라이트, 경질상을 베이나이트나 펄라이트로 하고, 또한 이들 경질상인 베이나이트나 펄라이트에 탄화물을 생성시킨 강판이 있다. 이 강판은, 폴리고날 페라이트만으로 가공성을 향상시키는 것이 아니라, 경질상 중에 탄화물을 생성시킴으로써 경질상 자체의 가공성도 향상시키고, 특히 연신 플랜지성의 향상을 도모하는 강판이다. 그러나, 주상을 폴리고날 페라이트로 하고 있는 이상, 인장 강도 (TS) 로 1180 ㎫ 초과의 고강도와 가공성의 양립을 도모하는 것이 곤란하였다.

잔류 오스테나이트를 포함하는 복합 조직 강판에 관해서는, 예를 들어 특허문헌 1 에는, 합금 성분을 규정하고, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 미세하고 균일한 베이나이트로 함으로써, 굽힘 가공성 및 충격 특성이 우수한 고장력 강판이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, 소정의 합금 성분을 규정하고, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트로 하고, 또한 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 규정함으로써, 베이킹 경화성이 우수한 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 3 에는, 소정의 합금 성분을 규정하고, 강 조직을 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트를 면적률로 90 ％ 이상, 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 1 ％ 이상 15 ％ 이하로 하고, 또한 베이나이트의 경도 (HV) 를 규정함으로써 내충격성이 우수한 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-235253호 일본 공개특허공보 2004-76114호 일본 공개특허공보 평11-256273호

그러나, 상기 서술한 강판에는 이하에 서술하는 과제가 있다.

특허문헌 1 에 기재되는 성분 조성에서는, 강판에 변형을 부여하였을 때에, 높은 변형역에서의 TRIP 효과를 발현하는 안정적인 잔류 오스테나이트의 양을 확보하는 것이 곤란하고, 굽힘성은 얻어지지만, 소성 불안정이 발생할 때까지의 연성이 낮고, 스트레칭성이 떨어진다.

특허문헌 2 에 기재된 강판은, 베이킹 경화성은 얻어지지만, 베이나이트 혹은 추가로 페라이트를 주체로서 포함하고 마텐자이트를 최대한 억제한 조직이기 때문에, 1180 ㎫ 초과의 인장 강도 (TS) 로 하는 것은 물론, 고강도화시에 있어서의 가공성을 확보하는 것도 곤란하다.

특허문헌 3 에 기재된 강판은, 내충격성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있으며, 경도가 HV250 이하인 베이나이트를 주상으로 하고, 구체적으로는 이것을 90 ％ 초과로 포함하는 조직이기 때문에, 인장 강도 (TS) 를 1180 ㎫ 초과로 하는 것은 매우 곤란하다.

한편, 프레스 가공에 의해 성형되는 자동차 부품 중, 예를 들어 자동차 충돌시에 변형을 억제하는 도어 임팩트빔이나 범퍼 리인포스 등, 특히 강도가 요구되는 부품의 소재로서 사용되는 강판에는 1180 ㎫ 이상, 그리고 향후 추가로 1470 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 요구될 것으로 생각된다. 또, 비교적 형상이 복잡한 구조 부품인 멤버류나 센터 필러 인너 등의 구조 부품에는 980 ㎫ 이상, 그리고 향후 추가로 1180 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 요망된다.

본 발명은, 지금까지 고강도로 인하여 가공성의 확보가 곤란하였던 점을 유리하게 해결한 것으로, 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상이고 게다가 연성이 우수한 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명의 고강도 강판에는, 강판의 표면에 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시한 강판을 포함하는 것으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 가공성이 우수하다는 것은, 인장 강도 (TS) × 전체 연신율 (T.EL) 의 값이 29000 ㎫·％ 이상인 것을 의미한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 강판의 성분 조성 및 미크로 조직에 대해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 마텐자이트 조직을 활용하여 고강도화를 도모함과 함께, 강판 중의 C 량을 0.30 ％ 이상으로 C 함유량을 많게 하고, 또한 페라이트 생성 억제 효과나 마텐자이트 템퍼링시의 가공성 향상 효과를 갖는 Cr 을 첨가한 상태에서, 오스테나이트 단상 영역에서 어닐링한 강판을 급랭시켜 오스테나이트를 일부 마텐자이트 변태시킨 후, 마텐자이트의 템퍼링과 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모함으로써, 가공성, 특히 강도와 연성의 밸런스가 현저하게 우수하고, 게다가 인장 강도가 1470 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어지는 것을 알아냈다.

본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것으로, 그 요지 구성은 다음과 같다.

(1) 질량％ 로

C : 0.30 ％ 이상 0.73 ％ 이하,

Si : 3.0 ％ 이하,

Al : 3.0 ％ 이하,

Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상,

Cr : 0.2 ％ 이상 8.0 ％ 이하,

Mn : 10.0 ％ 이하,

Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상,

P : 0.1 ％ 이하,

S : 0.07 ％ 이하 및

N : 0.010 ％ 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고,

강판 조직으로서, 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 15 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 10 ％ 이상 50 ％ 이하, 그 마텐자이트 중 50 ％ 이상이 템퍼드 마텐자이트이고 또한 그 템퍼드 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 를 만족시키고, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상, 인장 강도 × 전체 연신율이 29000 ㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

(2) 구오스테나이트 입계의 전체 길이의 30 ％ 이상이 상기 템퍼드 마텐자이트 중에 존재하거나, 혹은 상기 템퍼드 마텐자이트와 인접하고 있는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 에 기재된 고강도 강판.

(3) 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.7 질량％ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 고강도 강판.

(4) 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ni : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하를 함유하고, 또한 상기 Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상 대신에

Cr ＋ Mn ＋ Ni : 1.0 ％ 이상

을 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (1) ∼ (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(5) 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하,

Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하 및

Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) ∼ (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(6) 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및

Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) ∼ (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(7) 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) ∼ (6) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(8) 상기 강판이 추가로, 질량％ 로,

Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 및

REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) ∼ (7) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(9) 상기 (1) ∼ (8) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

(10) 상기 (1) ∼ (8) 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 어닐링한 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 에 대해 Ms － 150 ℃ 이상 Ms 미만의 제 1 온도역까지 평균 냉각 속도 : 3 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 그 후, 340 ℃ 이상 520 ℃ 이하의 제 2 온도역으로 승온시키고, 계속해서 그 제 2 온도역으로 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

(11) 상기 제 2 온도역으로의 승온 중 또는 상기 제 2 온도역에서의 유지 중에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (10) 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 가공성, 특히 연성이 현저하게 우수하고, 또한 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상인 고강도 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

따라서, 본 발명은, 자동차, 전기 기기 등의 산업 분야에서의 이용 가치가 매우 크고, 특히 자동차 차체의 경량화에 대해 매우 유용하다.

도 1 은, 본 발명에 따른 제조 방법에 있어서의 열처리의 온도 패턴을 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 강판 조직을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 서술한다. 이하, 면적률은 강판 조직 전체에 대한 면적률로 한다.

마텐자이트의 면적률 : 15 ％ 이상 90 ％ 이하

마텐자이트는 경질상으로, 강판을 고강도화하기 위해 필요한 조직이다. 마텐자이트의 면적률이 15 ％ 미만에서는, 강판의 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 을 만족시키지 못한다. 한편, 마텐자이트의 면적률이 90 ％ 를 초과하면, 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없기 때문에, 연성 등의 가공성이 저하되는 것이 문제가 된다. 따라서, 마텐자이트의 면적률은 15 ％ 이상 90 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 20 ％ 이상 80 ％ 이하이다.

마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트의 비율 : 50 ％ 이상

템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 10 ％ 이상

템퍼드 마텐자이트의 비율이 전체 마텐자이트의 면적률의 50 ％ 미만 또는 강판 조직 전체에 대해 10 ％ 미만인 경우, 인장 강도는 1470 ㎫ 이상이 되지만, 충분한 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이것은, 높은 C 를 함유하는 퀀치드 (quenched) 마텐자이트가 매우 경질이고 변형능이 낮으며 인성이 떨어지고, 그 양이 많아지면 변형 부여시에 취성적으로 파괴되어 결과적으로 우수한 연성을 얻을 수 없게 되기 때문이다. 이와 같은 퀀치드 마텐자이트는 템퍼링함으로써, 강도는 약간 저하되지만 마텐자이트 자체의 변형능은 대폭 개선되기 때문에, 변형 부여시에 있어서의 취성적인 파괴는 발생하지 않고, 본 발명의 조직 구성의 실현에 의해 TS × T.EL 을 29000 ㎫·％ 이상으로 할 수 있다. 따라서, 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트의 비율은 강판 중에 존재하는 전체 마텐자이트 면적률의 50 ％ 이상으로 하고, 템퍼드 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률은 10 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 전체 마텐자이트 면적률의 70 ％ 이상 또한 강판 조직 전체에 대해 면적률로 20 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 전체 마텐자이트 면적률의 80 ％ 이상 또한 강판 조직 전체에 대해 면적률로 30 ％ 이상이다. 또한, 템퍼드 마텐자이트는, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로의 관찰 등에 의해 마텐자이트 중에 미세한 탄화물이 석출된 조직으로서 관찰되어, 마텐자이트 내부에 이와 같은 탄화물이 확인되지 않는 퀀치드 마텐자이트와는 명료하게 구별할 수 있다.

잔류 오스테나이트량 : 10 ％ 이상 50 ％ 이하

잔류 오스테나이트는, 가공시에 TRIP 효과에 의해 마텐자이트 변태되고, 높은 C 를 함유하는 경질의 마텐자이트에 의해 고강도화를 진행함과 동시에 변형 분산능을 높임으로써 연성을 향상시킨다.

본 발명의 강판에서는, 일부 마텐자이트 변태시킨 후에, 예를 들어 탄화물의 생성을 억제한 상부 베이나이트 변태 등을 활용하여, 특히 탄소 농화량을 높인 잔류 오스테나이트를 형성시킨다. 그 결과, 가공시에 높은 변형역에서도 TRIP 효과를 발현할 수 있는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 탄소 농도가 높은 안정적인 잔류 오스테나이트를 소정량 확보하는 것이 중요하고, 그 수단으로는 탄화물의 생성을 억제한 상부 베이나이트 변태의 활용이 유효한 수단이다. 그러나, 이 상부 베이나이트 변태의 활용은 반드시 필수라는 것은 아니며, 예를 들어 마텐자이트 분율이 높은 상태에서는 퀀칭 후의 고온 유지 중에 오스테나이트 중에 대한 탄소의 농화를 도모할 수 있다.

이와 같은 잔류 오스테나이트와 마텐자이트를 병존시켜 활용함으로써, 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상인 고강도 영역에서도 양호한 가공성이 얻어지고, 구체적으로는, TS × T.EL 의 값을 29000 ㎫·％ 이상으로 할 수 있고, 강도와 연성의 밸런스가 매우 우수한 강판을 얻을 수 있다.

여기서, 잔류 오스테나이트는, 템퍼드 마텐자이트에 둘러싸인 상태로 분포되기 때문에, 조직 관찰에 의해 그 양 (면적률) 을 정확하게 정량하는 것은 어렵지만, 종래부터 실시되고 있는 잔류 오스테나이트량을 측정하는 수법인 X 선 회절 (ERD) 에 의한 강도 측정 방법을 사용하였다. 구체적으로는 페라이트와 오스테나이트의 X 선 회절 강도비로부터 구해지는 잔류 오스테나이트량이 10 ％ 이상이면, 충분한 TRIP 효과를 얻을 수 있고, 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상이고, TS × T.EL 이 29000 ㎫·％ 이상을 달성할 수 있는 것이 확인되었다. 또한, 종래부터 실시되고 있는 잔류 오스테나이트량의 측정 수법으로 얻어진 잔류 오스테나이트량은, 잔류 오스테나이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률과 동등한 것을 확인 하였다.

잔류 오스테나이트량이 10 ％ 미만인 경우, 충분한 TRIP 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 50 ％ 를 초과하면, TRIP 효과 발현 후에 발생하는 경질의 마텐자이트가 과대해져 인성의 열화 등이 문제가 된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 양은 10 ％ 이상 50 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 14 ％ 이상 45 ％ 이하의 범위이다. 더욱 바람직하게는 18 ％ 이상 40 ％ 이하의 범위이다.

폴리고날 페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

폴리고날 페라이트의 면적률이 10 ％ 를 초과하면, 인장 강도 (TS) 1470 ㎫ 이상을 만족시키는 것이 곤란해짐과 동시에, 가공시에 경질 조직 내에 혼재된 연질의 폴리고날 페라이트에 변형이 집중됨으로써 가공시에 용이하게 균열이 발생하고, 결과적으로 원하는 가공성을 얻을 수 없다. 여기서, 폴리고날 페라이트의 면적률이 10 ％ 이하이면, 폴리고날 페라이트가 존재해도 경질상 중에 소량의 폴리고날 페라이트가 고립 분산된 상태가 되어 변형의 집중을 억제할 수 있고, 가공성의 열화를 피할 수 있다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 3 ％ 이하이고, 0 ％ 여도 된다.

본 발명의 강판에는, 일부 마텐자이트 생성 후에 생성되는 경우가 있는 상부 베이나이트는 물론, 잔부 조직으로서 펄라이트나 비드만스태튼 페라이트, 하부 베이나이트를 포함해도 상관없다. 그 경우, 상부 베이나이트를 제외한 잔부 조직의 허용 함유량은 면적률로 20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10 ％ 이하이다. 한편, 상부 베이나이트는 퀀치드 마텐자이트를 템퍼링할 때에 생성되는 경우가 있는 조직으로, 그 함유량이 과대해지면 특히 1.7 ㎬ 을 초과하는 강도 확보는 곤란해지기 때문에, 조직 전체에 대한 면적률로 60 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 50 ％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 35 ％ 미만이다.

이상이 본 발명의 고강도 강판에 있어서의 강판 조직의 기본 구성이지만, 필요에 따라 다음의 구성을 부가해도 된다.

구오스테나이트 입계의 전체 길이의 30 ％ 이상이 템퍼드 마텐자이트 중에 존재, 혹은 템퍼드 마텐자이트와 인접

본 발명 강과 같이 높은 C 의 잔류 오스테나이트나 마텐자이트로 이루어지는 조직을 갖는 경우, 강 자체가 고강도이기 때문에 성형·가공시에 구오스테나이트 입계로부터 파괴가 발생하는 경우가 있다. 이것은 구오스테나이트 입계의 인성이 부족하기 때문에 발생하는 것으로 생각되지만, 구오스테나이트 입계를 가공성이 우수한 템퍼드 마텐자이트의 내부에 존재시키거나, 템퍼드 마텐자이트와 인접시킴으로써 성형·가공성의 개선이 가능하다.

이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 구오스테나이트 입계의 전체 길이 중 30 ％ 이상이 템퍼드 마텐자이트 중에 존재하거나, 혹은 템퍼드 마텐자이트와 인접하고 있을 필요가 있다. 바람직하게는 45 ％ 이상이다. 또한, 구오스테나이트 입계의 전체 길이의 측정은, 일본 공개특허공보 2005-241635호에 개시되어 있는 수법으로 현출시킨 구오스테나이트 입계의 길이로부터 구할 수 있다. 또한, 동일 시야의 영역을 재차 버프 연마, 나이탈 부식시킴으로써 그 구오스테나이트 입계가 템퍼드 마텐자이트 중에 존재하거나, 혹은 템퍼드 마텐자이트와 인접하고 있는 비율을 구할 수 있다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 : 0.70 ％ 이상

TRIP 효과를 활용하여 우수한 가공성을 얻기 위해서는, 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 급 이상인 고강도 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 중요하다. 발명자들이 검토한 결과, 본 발명의 강판에 있어서는, 종래 실시되고 있는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균) 을 측정하는 방법인 X 선 회절 (XRD) 에 의한 회절 피크의 시프트량으로부터 구하는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 이상이면, 보다 더 우수한 가공성이 얻어지는 것을 알 수 있었다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.70 ％ 미만인 경우, 가공시에 있어서 낮은 변형역에서 마텐자이트 변태가 발생하여, 가공성을 향상시키는 높은 변형역에서의 TRIP 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 0.70 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.90 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 2.00 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정되어 가공 중에 마텐자이트 변태가 발생하지 않고, TRIP 효과가 발현되지 않음으로써 연성의 저하가 우려된다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 2.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 강판의 성분 조성을 상기와 같이 한정한 이유에 대해 서술한다.

또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.30 ％ 이상 0.73 ％ 이하

C 는, 강판의 고강도화 및 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보하는 데에 필요 불가결한 원소로, 마텐자이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해 필요한 원소이다. C 량이 0.30 ％ 미만에서는, 강판의 강도와 가공성을 확보하는 것이 어렵다. 한편, C 량이 0.73 ％ 를 초과하면, 용접부 및 용접 열영향부의 경화가 현저하여 용접성이 열화된다. 따라서, C 량은 0.30 ％ 이상 0.73 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.34 ％ 초과 0.69 ％ 이하의 범위이고, 더욱 바람직하게는 0.39 ％ 이상이다.

Si : 3.0 ％ 이하

Si 는, 고용 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 유용한 원소이다. 그러나, Si 량이 3.0 ％ 를 초과하면, 폴리고날 페라이트에 대한 고용량의 증가에 의한 가공성, 인성의 열화를 초래하고, 또 적스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화나, 용융 도금을 실시하는 경우에는, 도금 부착성 및 밀착성의 열화를 일으키는 경우가 있기 때문에, Si 량은 3.0 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.6 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.2 ％ 이하이고, 0 ％ 여도 된다.

Al : 3.0 ％ 이하

Al 은, 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 유용한 원소이지만, 3.0 ％ 를 초과하면, 강판 중의 개재물이 많아져 연성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, Al 량은 3.0 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다. 한편, Al의 탈산 효과를 얻기 위해서는 Al 량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서의 Al 량은, 탈산 후에 강판 중에 함유하는 Al 량으로 한다. 또한, Si 등에 의해 탈산되는 경우에는, Al 은 0 ％ 여도 된다.

Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상

Si 나 Al 은, 모두 탄화물의 생성을 억제하고, 본 발명에 있어서 강도와 연성의 밸런스를 확보하는 데에 있어서 중요한 조직이 되는 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시키는 데에 유용한 원소이다. 탄화물의 억제는 Si 또는 Al 을 단독으로 함유시켜도 효과가 있지만, 적어도 Si 량과 Al 량의 합계로 0.7 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다.

Cr : 0.2 ％ 이상 8.0 ％ 이하

Cr 은, 본 발명에 있어서 필수 원소로, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 가짐과 동시에, 마텐자이트의 가공성을 향상시킨다. 그 메커니즘은 명확하지는 않지만, 탄화물의 생성 상태 등을 변화시킴으로써, 경질이고 고강도인 마텐자이트여도 가공성이 우수한 상태가 실현된 것으로 생각되며, 그 효과는 Cr 량이 0.2 ％ 이상일 때 얻어진다. 바람직하게는 0.5 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 1.0 ％ 이상이다. 한편, Cr 량이 8.0 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 양이 과대해져, 필요 이상으로 고강도가 되는 경우나 충분한 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에, Cr 량은 8.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 6.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 4.0 ％ 이하이다.

Mn : 10.0 ％ 이하

Mn 은, 강의 강화에 유효한 원소로, 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, Cr 과 함께 활용할 수 있다. 그러나, 함유량이 10.0 ％ 를 초과하면 주조성의 열화 등을 일으킨다. 따라서, Mn 량은 10.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 7.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 4.0 ％ 이하이다. 또한, Cr 등을 충분히 활용하는 경우에는, Mn 은 0 ％ 여도 된다.

Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상

Cr 이나 Mn 은, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 페라이트나 펄라이트, 베이나이트의 생성을 억제하는 원소이다. 본 발명에서는 어닐링시에 생성된 오스테나이트를 최대한 유지한 채 일부 마텐자이트 변태시키는 것이 바람직하고, 그 실현을 위해서는 Cr ＋ Mn 량이 1.0 ％ 이상일 것을 필요로 한다. 바람직하게는 1.5 ％ 이상이다.

P : 0.1 ％ 이하

P 는, 강의 강화에 유용한 원소이지만, P 량이 0.1 ％ 를 초과하면, 입계 편석에 의해 취화됨으로써 내충격성을 열화시키고, 강판에 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는 합금화 속도를 대폭 지연시킨다. 따라서, P 량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또한, P 량은 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 미만으로 하려면 대폭적인 비용 증가를 초래하기 때문에, 그 하한은 0.005 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.07 ％ 이하

S 는, MnS 등의 개재물이 되어 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 되기 때문에, S 량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, S 량을 과도하게 저감시키는 것은 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, S 량은 0.07 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 또한, S 는 0.0005 ％ 미만으로 하려면 큰 제조 비용의 증가를 수반하기 때문에, 제조 비용의 점에서는 그 하한은 0.0005 ％ 정도이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. N 량이 0.010 ％ 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해지기 때문에, N 량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, N 을 0.001 ％ 미만으로 하려면 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 제조 비용의 점에서는 그 하한은 0.001 ％ 정도이다.

또, 본 발명에서는 상기한 기본 성분 외에, 이하에 서술하는 성분을 적절히 함유시킬 수 있다.

Ni : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하, 또한 Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상 대신에 Cr ＋ Mn ＋ Ni : 1.0 ％ 이상

Ni 는, Cr 이나 Mn 과 동일하게 어닐링 온도로부터의 냉각시에 페라이트나 펄라이트, 베이나이트의 생성을 억제하는 원소로, 이와 같은 효과를 얻는 데에 있어서는, Ni 량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 본 발명에서는, 상기한 바와 같이, 어닐링시에 생성된 오스테나이트를 최대한 유지한 채 일부 마텐자이트 변태시키는 것이 바람직하고, 그러기 위해서는, Ni 를 함유하는 경우에는 Ni 량이 0.05 ％ 이상이고, 또한 상기한 Cr ＋ Mn 량이 1.0 ％ 이상이라는 조건 대신에 Cr ＋ Mn ＋ Ni 량을 1.0 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ni 량이 0.05 ％ 이상이고, 또한 Cr ＋ Mn ＋ Ni 량이 1.5 ％ 이상이다. 또한, Ni 량은 5.0 ％ 를 초과하면 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, Ni 량은 5.0 ％ 이하가 바람직하다.

V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

V, Mo 및 Cu 는, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 그 효과는, V : 0.005 ％ 이상, Mo : 0.005 ％ 이상 및 Cu : 0.05 ％ 이상일 때 얻어진다. 한편, V : 1.0 ％, Mo : 0.5 ％ 및 Cu : 2.0 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 양이 과대해져 필요 이상으로 고강도가 된다. 따라서, V, Mo 및 Cu 를 함유시키는 경우에는, V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하 및 Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위로 한다.

Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ti 및 Nb 는 강의 석출 강화에 유용하고, 그 효과는 각각의 함유량이 0.01 ％ 이상일 때 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하된다. 따라서, Ti 및 Nb 를 함유시키는 경우에는, Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 범위로 한다.

B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는, 오스테나이트 입계로부터 폴리고날 페라이트가 생성·성장되는 것을 억제하는 데에 유용한 원소이다. 그 효과는 0.0003 ％ 이상의 함유로 얻어진다. 한편, 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, B를 함유시키는 경우에는, B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한다.

Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ca 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상 (球狀) 화하고, 연신 플랜지성에 대한 황화물의 악영향을 개선시키기 때문에 유용하다. 그 효과는, 각각의 함유량이 0.001 ％ 이상일 때 얻어진다. 한편, 각각의 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 개재물 등의 증가를 초래하여 표면 결함 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Ca 및 REM 을 함유시키는 경우에는, Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 및 REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 범위로 한다.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분의 함유를 저지하는 것은 아니다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분 조성으로 조정한 강편을 제조 후, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 본 발명에 있어서, 이들 처리에 특별히 제한은 없으며, 통상적인 방법에 따라 실시하면 되는데, 바람직한 제조 조건은 다음과 같다. 강편을 1000 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역에서 열간 압연을 종료하고, 얻어진 열연 강판을 350 ℃ 이상 720 ℃ 이하의 온도역에서 권취한다. 이어서, 열연 강판을 산세 후, 40 ％ 이상 90 ％ 이하의 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

또한, 본 발명에서는, 강판을 통상적인 제강, 주조, 열간 압연, 산세 및 냉간 압연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있지만, 예를 들어, 박슬래브 주조나 스트립 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 또는 전부를 생략하여 제조해도 된다.

얻어진 냉연 강판에, 도 1 에 나타내는 열처리를 실시한다. 이하, 도 1을 참조하면서 설명한다.

오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하의 어닐링을 실시한다. 본 발명의 강판은, 마텐자이트 등, 미변태 오스테나이트로부터 변태시켜 얻는 저온 변태상을 주상으로 하는 것으로, 폴리고날 페라이트는 최대한 적은 편이 바람직하고, 이 때문에 오스테나이트 단상역에서의 어닐링이 필요하다. 어닐링 온도에 관해서는, 오스테나이트 단상역이면 특별히 제한은 없지만, 어닐링 온도가 1000 ℃ 를 초과하면 오스테나이트 입자의 성장이 현저하고, 이후의 냉각에 의해 생성되는 구성의 조대화를 초래하여 인성 등을 열화시킨다. 따라서, 어닐링 온도는, A₃ 점 (오스테나이트 변태점) ℃ 이상으로 할 필요가 있고, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, A₃ 점은, 다음 식

A₃ 점 (℃) ＝ 910 － 203 × [C ％]^1/2 ＋ 44.7 × [Si ％] － 30 × [Mn ％] ＋ 700 × [P ％] ＋ 130 × [Al ％] － 15.2 × [Ni ％] － 11 × [Cr ％] － 20 × [Cu ％] ＋ 31.5 × [Mo ％] ＋ 104 × [V ％] ＋ 400 × [Ti ％]

에 의해 산출할 수 있다. 또한, [X ％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 한다.

또, 어닐링 시간이 15 초 미만인 경우에는, 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않는 경우나, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 시간이 1000 초를 초과하면, 다대한 에너지 소비에 수반하는 비용 증가를 초래한다. 따라서, 어닐링 시간은 15 초 이상 1000 초 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 60 초 이상 500 초 이하의 범위이다.

어닐링 후의 냉연 강판은, Ms － 150 ℃ 이상 Ms 점 미만의 제 1 온도역까지, 평균 냉각 속도를 3 ℃/s 이상으로 제어하며 냉각된다. 이 냉각은, Ms 점 미만까지 냉각시킴으로써 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시키는 것이다. 여기서, 제 1 온도역의 하한이 Ms － 150 ℃ 미만에서는, 이 시점에서 미변태 오스테나이트가 마텐자이트화되는 양이 과대해져, 매우 우수한 강도-연성 밸런스가 얻어지지 않는다. 한편, 제 1 온도역의 상한이 Ms 이상이 되면, 적정량의 템퍼드 마텐자이트량을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 제 1 온도역의 범위는, Ms － 150 ℃ 이상 Ms 점 미만으로 한다. 또, 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만인 경우, 폴리고날 페라이트의 과잉 생성, 성장이나, 펄라이트 등의 석출이 발생하여 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도에서 제 1 온도역까지의 평균 냉각 속도는 3 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 5 ℃/s 이상, 더욱 바람직하게는 8 ℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각 정지 온도에 편차가 생기지 않는 한 특별히 한정되지 않지만, 일반적인 설비에서는, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하면, 강판의 길이 방향 및 판 폭 방향에서의 조직의 편차가 현저하게 커지기 때문에, 100 ℃/s 이하가 바람직하다. 따라서, 평균 냉각 속도는 8 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 범위가 바람직하다.

또한, 상기 서술한 Ms 점은, 포마스터 시험 등에 의한 냉각시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정하는 것이 바람직한데, 예를 들어 다음 식에 나타내는 바와 같은 근사식에 의해 구할 수도 있다. M 은, 경험적으로 구해지는 근사값이다.

M 점 (℃) ＝ 540 － 361 × {[C ％]/(1 － [α ％]/100)} － 6 × [Si ％] － 40 × [Mn ％] ＋ 30 × [Al ％] － 20 × [Cr ％] － 35 × [V ％] － 10 × [Mo ％] － 17 × [Ni ％] － 10 × [Cu ％]

단, [X ％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％, [α ％] 는 폴리고날 페라이트의 면적률로 한다.

또한, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 예를 들어, 1000 ∼ 3000 배의 SEM 사진의 화상 처리 등에 의해 측정된다.

또, 폴리고날 페라이트는, 상기한 조건에서의 어닐링·냉각 후의 강판에 있어서 관찰되는 것으로, 원하는 성분 조성의 냉연 강판에 대해, 어닐링·냉각 후에 폴리고날 페라이트의 면적률을 구하고, 강판의 성분 조성으로부터 구해지는 합금 원소의 함유량과 함께 상기 게시된 식에 대입함으로써 M 의 값을 구할 수 있다.

제 1 온도역까지 냉각된 강판은, 340 ℃ 이상 520 ℃ 이하의 제 2 온도역까지 승온되고, 제 2 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하의 시간 유지된다.

제 2 온도역에서는, 어닐링 온도에서 제 1 온도역까지의 냉각에 의해 생성된 마텐자이트를 템퍼링하고, 미변태 오스테나이트를 탄화물의 생성을 억제한 상부 베이나이트로 변태시키거나 함으로써 오스테나이트의 안정화를 진행한다. 제 2 온도역의 상한이 520 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되기 때문에, 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 제 2 온도역의 하한이 340 ℃ 미만인 경우, 미변태 오스테나이트로부터 하부 베이나이트가 생성되어, 오스테나이트 중에 대한 C 농화량이 적어지는 것이 문제가 된다. 따라서, 제 2 온도역의 범위는 340 ℃ 이상 520 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 370 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 범위이다.

또, 제 2 온도역에서의 유지 시간이 15 초 미만인 경우, 마텐자이트의 템퍼링이 불충분해져 원하는 강판 조직으로 할 수 없고, 그 결과, 얻어지는 강판의 가공성을 충분히 확보할 수 없는 경우가 있기 때문에, 이 제 2 온도역에 있어서의 유지 시간은 15 초 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 본 발명에 있어서, 제 2 온도역에서의 유지 시간은, 상부 베이나이트 변태를 진행할 필요가 있는 경우에 있어서도 제 1 온도역에서 생성된 마텐자이트에 의한 베이나이트 변태 촉진 효과에 의해 1000 초면 충분하다. 통상적으로, 본 발명 강과 같이 C 나 Cr, Mn 등의 합금 성분이 많아지면, 베이나이트 변태는 지연되지만, 본 발명과 같이 마텐자이트와 미변태 오스테나이트가 공존하면, 베이나이트 변태 속도가 현저하게 빨라지는 것은 종래부터 몇몇의 보고가 있고, 발명자들도 본 발명 강에 있어서는 지견하고 있다. 한편, 제 2 온도역에서의 유지 시간이 1000 초를 초과하는 경우, 강판의 최종 조직으로서 잔류 오스테나이트가 되는 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어 C 농화된 안정적인 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 그 결과, 원하는 강도와 연성 또는 그 양방이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 유지 시간은 15 초 이상 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는 30 초 이상 700 초 이하이다. 더욱 바람직하게는 40 초 이상 400 초 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서의 일련의 열처리에서는, 상기 서술한 소정의 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없으며, 소정의 온도 범위 내에서 변동되어도 본 발명의 취지를 저해하지 않는다. 냉각 속도에 대해서도 마찬가지이다. 또, 열이력만 만족시키면, 강판은 어떠한 설비로 열처리가 실시되어도 상관없다. 또한, 열처리 후에, 형상 교정을 위해 강판의 표면에 조질 압연을 실시하거는 것이나 전기 도금 등의 표면 처리를 실시하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에는, 또한 용융 아연 도금 처리, 혹은 용융 아연 도금 처리에 추가로 합금화 처리를 부가한 합금화 용융 아연 도금 처리를 추가할 수 있다. 용융 아연 도금 처리나 합금화 용융 아연 도금 처리는, 제 1 온도역에서 제 2 온도역으로의 승온 중, 제 2 온도역 유지 중, 제 2 온도역 유지 후 중 언제라도 상관없지만, 어느 경우에 있어서도 제 2 온도역에서의 유지 시간은, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 아연 도금 처리의 처리 시간도 포함하여 15 초 이상 1000 초 이하로 한다. 또한, 그 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리는, 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에서는, 상기한 본 발명의 제조 방법에 따라, 열처리까지 완료시킨 고강도 강판을 제조한 후, 다시 용융 아연 도금 처리, 혹은 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 부가할 수 있다.

강판에 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상적인 방법에 따르면 된다. 예를 들어, 다음과 같다.

강판을 도금욕 중에 침입 (浸入) 시키고, 가스 와이핑 등으로 부착량을 조정한다. 도금욕 중의 용해 Al 량은, 용융 아연 도금 처리인 경우에는 0.12 질량％ 이상 0.22 질량％ 이하의 범위, 합금화 용융 아연 도금 처리인 경우에는 0.08 질량％ 이상 0.18 질량％ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

처리 온도는, 용융 아연 도금 처리인 경우, 도금욕의 온도는 통상적인 450 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위이면 되고, 추가로 합금화 처리를 실시하는 경우, 합금화시의 온도는 550 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되거나, 경우에 따라서는 펄라이트가 생성되기 때문에, 강도나 가공성 또는 그 양방이 얻어지지 않고, 또 도금층의 파우더링성도 열화된다. 한편, 합금화시의 온도가 450 ℃ 미만에서는 합금화가 진행되지 않는 경우가 있기 때문에, 450 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

도금 부착량은 편면당 20 g/㎡ 이상 150 g/㎡ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 도금 부착량이 20 g/㎡ 미만에서는 내식성이 부족하고, 한편, 150 g/㎡ 를 초과해도 내식 효과는 포화되어 비용 상승을 초래할 뿐이다. 도금층의 합금화도 (도금층 중의 Fe 질량％ (Fe 함유량)) 는 7 질량％ 이상 15 질량％ 이하의 범위가 바람직하다. 도금층의 합금화도가 7 질량％ 미만에서는, 합금화 불균일이 발생하여 외관 품질이 열화되거나, 도금층 중에 이른바 ξ 상이 생성되어 강판의 슬라이딩성이 열화되거나 한다. 한편, 도금층의 합금화도가 15 질량％ 를 초과하면, 경질이고 깨지기 쉬운 Γ 상이 다량으로 형성되어 도금 밀착성이 열화된다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하는데, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또, 본 발명의 요지 구성의 범위 내에서 구성을 변경하는 것은, 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 한다.

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을 1200 ℃ 로 가열하고, 870 ℃ 에서 마무리 열간 압연한 열연 강판을 650 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산세 후, 65 ％ 의 압연율 (압하율) 로 냉간 압연하여, 판두께 : 1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을 표 2 에 나타내는 조건에서 열처리를 실시하였다. 또한, 표 2 중의 냉각 정지 온도 : T1 이란, 어닐링 온도로부터 강판을 냉각시킬 때에, 강판의 냉각을 정지하는 온도로 한다.

또, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하였다. 여기서, 용융 아연 도금 처리는, 도금욕 온도 : 463 ℃, 겉보기 중량 (편면당) : 50 g/㎡ 가 되도록 양면 도금을 실시하였다. 또, 합금화 용융 아연 도금 처리는, 동일하게 도금욕 온도 : 463 ℃, 겉보기 중량 (편면당) : 50 g/㎡ 로 하여 합금화도 (Fe 질량％ (Fe 함유량)) 가 9 질량％ 가 되도록 합금화 온도 : 550 ℃ 이하에서 합금화 조건을 조정하며 양면 도금을 실시하였다. 또한, 용융 아연 도금 처리 및 합금화 용융 아연 도금 처리는, 표 2 중에 나타내는 T1 ℃ 까지 일단 냉각시킨 후에 실시하였다.

얻어진 강판에, 도금 처리를 실시하지 않는 경우에는 열처리 후에, 용융 아연 도금 처리 혹은 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는 이들 처리 후에, 압연율 (연신율) : 0.3 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판의 여러 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

각 강판으로부터 시료를 잘라내어 연마하고, 판 폭 방향에 평행한 법선을 갖는 면을 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 3000 배로 10 시야 조직 관찰하고, 각 상의 면적률을 측정하여 각 결정립의 상 구조를 동정하였다.

구오스테나이트 입계의 전체 길이의 측정 방법 및 구오스테나이트 입계가 템퍼드 마텐자이트 중에 존재하거나, 혹은 템퍼드 마텐자이트와 인접하고 있는 비율을 구하는 방법은, 다음과 같다.

구오스테나이트 입계는, 일본 공개특허공보 2005-241635호에 개시되어 있는 피크르산 ＋ 계면 활성제 ＋ 염화제1철 ＋ 옥살산에 반응 속도 조정제로서 HCl 과 글리세린을 혼합시킨 부식액으로 에칭함으로써 현출시켰다. 이로부터, × 500 ∼ × 1000 배로 구오스테나이트 입계를 광학 현미경에 의해 관찰하고, 화상 처리 장치로 전체 길이를 측정한 후, 재차, 경면 연마-나이탈 에칭한 동일 시야의 조직을 SEM 으로 관찰하여, 구오스테나이트 입계가 템퍼드 마텐자이트의 내부 또는 인접하고 있는 비율을 구하였다.

잔류 오스테나이트량은, 강판을 판두께 방향으로 판두께의 1/4 까지 연삭·연마하고, X 선 회절 강도 측정에 의해 구하였다. 입사 X 선에는 Co-Kα 를 사용하고, 페라이트의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트량을 계산하였다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은, X 선 회절 강도 측정에 의한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도 피크로부터 격자 상수를 구하고, 다음 계산식으로부터 잔류 오스테나이트 중의 평균 C (질량％) 를 구하였다.

[C ％] ＝ (a₀ － 0.3580 － 0.00095 × [Mn ％] － 0.0056 × [Al ％] － 0.022 × [N ％])/0.0033

단, a₀ : 격자 상수 (㎚), [X ％] : 원소 X 의 질량％. 또한, C 이외의 원소의 질량％ 는, 강판 전체에 대한 질량％ 로 하였다.

인장 시험은, 강판의 판 폭 방향을 길이 방향으로 한 JIS 5 호 시험편 (JIS Z 2201) 을 사용하고, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. TS (인장 강도), T.EL (전체 연신율) 을 측정하고, 강도와 전체 연신율의 곱 (TS × T.EL) 을 산출하여 강도와 가공성 (연성) 의 밸런스를 평가하였다. 또한, 본 발명에서는, TS × T.EL ≥ 29000 (㎫·％) 인 경우를 양호로 하였다. 이상의 평가 결과를 표 3, 표 4 에 나타낸다.

표 3 및 표 4 로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 강판은 모두, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상이고, 또한 TS × T.EL 의 값이 29000 ㎫·％ 이상이라는 고강도와 우수한 가공성을 겸비하고, 특히 연성이 우수한 것이 확인되었다.

산업상 이용가능성

본 발명에 따라, 강판 중의 C 량을 0.30 ％ 이상으로 하고, 또한 페라이트 억제 효과를 갖는 Cr 을 첨가한 상태에서, 오스테나이트 단상 영역에서 어닐링한 강판을 급랭시켜 오스테나이트를 일부 마텐자이트 변태시킨 후, 마텐자이트의 템퍼링과 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모함으로써, 가공성, 특히 강도와 연성의 밸런스가 현저하게 우수하고, 게다가 인장 강도가 1470 ㎫ 이상인 고강도 강판을 얻을 수 있다.

Claims

질량％ 로
C : 0.30 ％ 이상 0.73 ％ 이하,
Si : 3.0 ％ 이하,
Al : 3.0 ％ 이하,
Si ＋ Al : 0.7 ％ 이상,
Cr : 0.2 ％ 이상 8.0 ％ 이하,
Mn : 10.0 ％ 이하,
Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상,
P : 0.1 ％ 이하,
S : 0.07 ％ 이하 및
N : 0.010 ％ 이하
를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고,
강판 조직으로서, 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 15 ％ 이상 90 ％ 이하, 잔류 오스테나이트량이 10 ％ 이상 50 ％ 이하, 그 마텐자이트 중 50 ％ 이상이 템퍼드 마텐자이트이고 또한 그 템퍼드 마텐자이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이상, 폴리고날 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적률이 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 를 만족시키고, 인장 강도가 1470 ㎫ 이상, 인장 강도 × 전체 연신율이 29000 ㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
구오스테나이트 입계의 전체 길이의 30 ％ 이상이 상기 템퍼드 마텐자이트 중에 존재하거나, 혹은 상기 템퍼드 마텐자이트와 인접하고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.7 질량％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
Ni : 0.05 ％ 이상 5.0 ％ 이하를 함유하고, 또한 상기 Cr ＋ Mn : 1.0 ％ 이상 대신에
Cr ＋ Mn ＋ Ni : 1.0 ％ 이상
을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
V : 0.005 ％ 이상 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.005 ％ 이상 0.5 ％ 이하 및
Cu : 0.05 ％ 이상 2.0 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
Ti : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및
Nb : 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판이 추가로, 질량％ 로,
Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 및
REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하
중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성이 되는 강편을, 열간 압연 후, 냉간 압연에 의해 냉연 강판으로 하고, 이어서 그 냉연 강판을 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 어닐링한 후, 마텐자이트 변태 개시 온도 Ms 에 대해 Ms － 150 ℃ 이상 Ms 미만의 제 1 온도역까지 평균 냉각 속도 : 3 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 그 후, 340 ℃ 이상 520 ℃ 이하의 제 2 온도역으로 승온시키고, 계속해서 그 제 2 온도역으로 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
상기 제 2 온도역으로의 승온 중 또는 상기 제 2 온도역에서의 유지 중에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.