KR20180016549A - 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법 - Google Patents

강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적 분율로, 템퍼링 마르텐사이트: 30 내지 70％, 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종: 합계로 20％ 이상 70％ 이하를 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 이들의 합계 체적 분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×107개/mm2 이상이며, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5nm 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수 비율이 20％ 이상이며, 인장 강도가 780MPa 이상이다.

Description

강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법
본 발명은, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780MPa 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 사용되는 강판에는, 필요한 강도 및 성형성 외에도, 우수한 내지연 파괴 특성이 요구된다. 지연 파괴는, 강재에 침입한 수소가 응력 집중부에 집적되어, 강재를 파괴하는 현상이다.
지연 파괴는, 고강도 볼트, PC 강선 및 라인 파이프 등의 고강도 강재에 있어서 발생하는 것이 종래부터 알려져 있다. 이들 고강도 강재에 관한, 각종 내지연 파괴 특성의 향상책이 제안되어 있다.
예를 들어, 비특허문헌 1에는, Cr, Mo 및 V 등의 원소가 내지연 파괴 특성의 향상에 유효한 것이 개시되어 있다. 이것은, Cr, Mo 및 V 등의 탄화물을 결정립 내에 석출시켜, 이들 탄화물을, 수소를 트랩하는 사이트(수소 트랩 사이트)로서 활용함으로써, 입계의 취화를 억제하는 기술이다.
고강도 재료는, 소성 변형되기 어렵고, 또한 파단되기 어려우므로, 높은 응력이 작용하는 환경에서 사용되는 경우가 많다. 또한, 자동차용 강판과 같이, 성형 후에 부재로서 사용하는 강재에 있어서는, 성형 가공 후에 잔류 응력이 발생한다. 이 잔류 응력도, 강판 강도가 높아질수록 커지므로, 고강도 강판에서는 지연 파괴의 우려가 높아진다.
그 때문에, 고강도 강판을 자동차 부품에 적용하기 위해서는, 강판을 성형하여 부품을 얻기 위해 강판의 성형성을 높이고, 게다가, 높은 응력이 작용하는 환경에서의 사용에 견디기 위해서, 강판의 내지연 파괴 특성도 높이는 것이 필수적이다.
또한, 상술한 Cr, Mo 및 V 등의 원소의 탄화물, 수소 트랩 사이트로서의 기능은, 모상과 탄화물의 계면에서의 정합성(정합 변형)에서 유래하고, 상기 기능은, 냉간 압연 및 열처리를 거치면 저감된다. 그 때문에, Cr, Mo 및 V 등의 원소의 탄화물을 수소 트랩 사이트로서 사용하는 것은, 냉간 압연 및 열처리가 필요한 종류의 강판에는 적용할 수 없다.
특허문헌 1에는, 주로 Ti 및 Mg로 이루어지는 산화물이 수소성 결함의 억제(내지연 파괴 특성의 향상)를 위해 유효한 것이 개시되어 있다. 특허문헌 1에 개시된 수소 취성 대책은, 특히, 대입열 용접 후의 수소 취성을 개선하기 위한 것인데, 특허문헌 1의 대상은 후강판이며, 박강판에 요구되는 높은 성형성과 내지연 파괴 특성의 양립에 대해서는 고려되어 있지 않다.
박강판의 수소 취성에 대해서는, 예를 들어 비특허문헌 2에, 잔류 오스테나이트량의 가공 유기 변태에 기인하여 박강판의 수소 취성이 조장되는 것이 개시되어 있다. 즉, 박강판에 있어서, 내지연 파괴 특성을 열화시키지 않기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 양을 규제할 필요가 있는 것이 개시되어 있다.
그러나, 비특허문헌 2에 개시된 내지연 파괴 특성 향상책은, 특정한 조직을 갖는 고강도 박강판에 관한 것이고, 근본적인 내지연 파괴 특성 향상책이라고는 할 수 없는 것이다.
내지연 파괴 특성과 성형성의 양방의 개선을 목적으로 하는 박강판으로서, 특허문헌 2에, 내 손톱형 박리성이 우수한 법랑 용기용 강판이 개시되어 있다. 이 강판은, 제조 시에 강판 중에 침입하는 수소를 강판 내의 산화물로 트랩하여, 에나멜링 처리 후에 발생하는 「손톱형 박리」(표면 결함)를 억제하는 것이다.
그 때문에, 특허문헌 2에 개시된 강판은, 내부에 다량의 산화물을 포함한다. 그러나, 산화물을 강판 내에 고밀도로 분산시키면, 성형성이 열화된다. 따라서, 특허문헌 2에 개시된 기술을, 높은 성형성을 필요로 하는 자동차용 강판에 적용할 수는 없다.
한편, 강판의 성형성을 향상시키는 방법으로서, 강판 중에 잔류 오스테나이트를 분산시키고, 강판의 가공 시(성형 시)에, 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 변태 야기 소성(TRIP 효과)을 사용하는 방법이 알려져 있다(특허문헌 3 및 4, 참조). 그러나, 성형 후에 생성된 마르텐사이트가 지연 파괴의 발생을 조장하므로, 성형성과 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 강판에 있어서, TRIP 효과를 활용하는 것은 어렵다(비특허문헌 2, 참조). 이와 같이, 강판에 있어서, 성형성과 내지연 파괴 특성의 양방을 높이는 것은 곤란하다.
일본 특허 공개 평11-293383호 공보 일본 특허 공개 평11-100638호 공보 일본 특허 공개 평01-230715호 공보 일본 특허 공개 평02-217425호 공보
「지연 파괴 해명의 새전개」(일본 철강 협회, 1997년 1월 발행) CAMP-ISIJ Vol.5 NO.6 1839 내지 1842페이지, 야마자키 등, 1992년 10월, 일본 철강 협회 발행
전술한 바와 같이, 강판에 있어서, 성형성과 내지연 파괴 특성의 양방을 높이는 것은 곤란하다. 본 발명은, 인장 강도가 780MPa 이상인 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 성형성을 확보하면서, 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 것을 과제로 한다. 본 발명은, 해당 과제를 해결하는 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하였다. 그 결과, C 함유량이 0.05 내지 0.40％이며, 인장 강도가 780MPa 이상인 강판에 있어서, 주상인 템퍼링 마르텐사이트, 및 제2상인 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 필요한 체적 분율로 함유하고, 또한 그 밖의 상의 체적 분율이 제한된 조직을 형성하고, 템퍼링 마르텐사이트 중에 철계 탄화물을 필요한 개수 밀도 이상으로 석출시키고, 또한 철계 탄화물의 20％ 이상을 ε계 탄화물로 함으로써, 강판의 성형성을 확보하면서, 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있음을 본 발명자들은 알아내었다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.05 내지 0.40％, Si: 0.05 내지 3.00％, Mn: 1.50％ 이상 3.50％ 미만, P: 0.04％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, O: 0.006％ 이하, Al: 0 내지 2.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cu: 0 내지 1.00％, Nb: 0 내지 0.30％, Ti: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％ B: 0 내지 0.01％, Ca: 0 내지 0.04％, Mg: 0 내지 0.04％ 및 REM: 0 내지 0.04％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적 분율로, 템퍼링 마르텐사이트: 30 내지 70％, 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종: 합계로 20％ 이상 70％ 이하를 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적 분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×107개/mm2 이상이며, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5nm 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수 비율이 20％ 이상이며, 인장 강도가 780MPa 이상이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, Cr: 0.05 내지 1.00％, Mo: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.05 내지 1.00％ 및 Cu: 0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, Nb: 0.005 내지 0.30％, Ti: 0.005 내지 0.30％ 및 V: 0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, B: 0.0001 내지 0.01％를 함유해도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, Ca: 0.0005 내지 0.04％, Mg: 0.0005 내지 0.04％ 및 REM: 0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 철계 탄화물의 평균 긴 직경이 350nm 이하여도 된다.
(7) 본 발명의 다른 형태에 관한 용융 아연 도금 강판에서는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.
(8) 본 발명의 다른 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판에서는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.
본 발명에 따르면, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780MPa 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도(개/mm2)와 내지연 파괴 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율과 내지연 파괴 특성의 관계를 나타내는 도면이다.
Cr, Mo 및 V 등의 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 수소 취성에 기인하는 내지연 파괴 특성이 향상되는 것은 주지된 것이다(비특허문헌 1, 참조). 그러나, Cr, Mo 및 V 등의 탄화물을 석출시키기 위한 열처리에는 장시간을 요하므로, 열처리를 단시간에 행할 필요가 있는 제조 라인(연속 어닐링 라인이나 연속 도금 라인 등)을 사용하여 제조할 필요가 있는 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성의 향상을 위해 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 석출을 활용하는 것은 어렵다.
수소를 트랩하는 기능은, 모재와 탄화물의 계면에서의 정합성(정합 변형)에서 유래하지만, 열간 압연 시에 석출시킨 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 수소 트랩 능력은, 냉간 압연 및 열처리를 거침으로써 저하되므로, 냉간 압연 및 열처리가 필요한 종류의 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성의 향상을 위해 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 석출을 사용하는 것은 어렵다.
이상과 같이, 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성과 성형성의 양방을 높이는 것은, 매우 어렵지만, 본 발명자들은, 인장 강도가 780MPa 이상인 강판에 있어서, 조직 및 철계 탄화물(특히, ε계 탄화물)을 적합하게 제어함으로써, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것을 지견하였다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 내지연 파괴 특성이 우수한 강판(이하 「본 실시 형태에 따른 강판」이라고 하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 인장 강도가 780MPa 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 조직의 주상을 템퍼링 마르텐사이트로 하고, 제2상을 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 하여, 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 철계 탄화물(시멘타이트 및 ε계 탄화물)을 석출시켜, 이들 철계 탄화물을 수소 트랩 사이트로서 활용함으로써, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 것을 기본 사상으로 한다.
구체적으로, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 내지연 파괴 특성이 우수한 강판(이하 「본 실시 형태에 따른 강판」이라고 하는 경우가 있음)은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.05 내지 0.40％, Si: 0.05 내지 3.00％, Mn: 1.50％ 이상 3.50％ 미만, P: 0.04％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, O: 0.006％ 이하, Al: 0 내지 2.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cu: 0 내지 1.00％ Nb: 0 내지 0.30％, Ti: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, B: 0 내지 0.01％, Ca: 0 내지 0.04％, Mg: 0 내지 0.04％ 및 REM: 0 내지 0.04％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적 분율로, 템퍼링 마르텐사이트: 30 내지 70％, 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종: 합계로 20％ 이상 70％ 이하를 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적 분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×107개/mm2 이상이며, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5nm 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수 비율이 20％ 이상이며, 인장 강도가 780MPa 이상이다.
본 실시 형태에 따른 내지연 파괴 특성이 우수한 용융 아연 도금 강판(이하 「본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판」이라고 하는 경우가 있음)은, 본 실시 형태에 따른 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.
본 실시 형태에 따른 내지연 파괴 특성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판(이하 「본 실시 형태에 따른 합금화 용융 아연 도금 강판」이라고 하는 경우가 있음)은, 본 실시 형태에 따른 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.
먼저, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분에 대하여 설명한다. 화학 성분에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위 「질량％」는, 이하 「％」로 기재한다.
C: 0.05 내지 0.40％
본 실시 형태에 따른 강판은, C를 0.05 내지 0.40％ 함유하는, 인장 강도가 780MPa 이상인 강판이다. C는, 강판의 강도 상승, 및 수소 트랩 사이트로서 기능하는 철계 탄화물(시멘타이트, ε계 탄화물 등)의 석출을 위해 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05％ 미만이면, 인장 강도 780MPa 이상을 얻는 것이 어렵다. 또한, C 함유량이 0.05％ 미만이면, 석출되는 철계 탄화물의 양이 불충분해지고, 내지연 파괴 특성이 향상되지 않는다.
한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면, 마르텐사이트 변태 개시 온도가 저하되고, 충분한 양의 마르텐사이트를 확보할 수 없어, 따라서 30 내지 70체적％의 템퍼링 마르텐사이트를 확보하는 것이 어려워진다.
그 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판의 C 함유량은 0.05 내지 0.40％로 한다. C 함유량의 바람직한 하한값은 0.10％이다. C 함유량의 바람직한 상한값은 0.25％이다.
Si: 0.05 내지 3.00％
Si는, 강도의 향상을 위해 유효한 원소이다. 또한, Si는, 오스테나이트 중에서의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 작용, 및 마르텐사이트 중에 생성된 철계 탄화물의 조대화를 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 마르텐사이트 중의 철계 탄화물이 미세할수록, 내지연 파괴 특성은 향상되므로, Si는 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과를 갖는다.
Si 함유량이 0.05％ 미만에서는, 상술한 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.10％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 강판의 강도가 너무 상승하여, 강판의 성형성이 저하되므로, Si 함유량은 3.00％ 이하로 할 필요가 있다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하이다.
Mn: 1.50 내지 3.50％ 미만
Mn은, 강판의 강도의 향상을 위해 유효한 원소이다. 또한, Mn은, 어닐링 또는 용융 아연 도금을 위한 열처리 시에, 냉각 도중에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 이 작용은, 본 실시 형태에 따른 강판의 템퍼링 마르텐사이트량을 소정의 범위 내로 하기 위해서 필요해진다.
Mn 함유량이 1.50％ 미만에서는, 상술한 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 필요한 체적 분율의 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.70％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.50％ 이상이 되면, 슬래브나 열연판의 강도가 과도하게 상승하여, 강판의 제조성이 저하되므로, Mn 함유량은 3.50％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn 함유량은 3.00％ 이하이다.
P: 0.04％ 이하
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되어 인성을 저해하고, 또한 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.04％를 초과하면, 인성의 저하와 용접부의 취화가 현저해지므로, P 함유량을 0.04％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, P 함유량은 0.02％ 이하이다. P 함유량은, 적을수록 바람직하므로, P 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 P 함유량의 실질적인 하한이다.
S: 0.01％ 이하
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저해하고, 또한 주조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 원소이다. S 함유량이 0.01％를 초과하면, 용접성의 저하, 제조성의 저하, 및 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, S 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다. S 함유량은, 적을수록 바람직하므로, S 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 S 함유량의 실질적인 하한이다.
N: 0.01％ 이하
N은, 조대한 질화물을 형성함으로써, 굽힘성 및 구멍 확장성을 저해하는 원소이며, 또한 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.01％를 초과하면, 굽힘성 및 구멍 확장성의 저하, 및 블로우 홀의 발생이 현저해지므로, N 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. N 함유량은, 적을수록 바람직하므로, N 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0005％가 N 함유량의 실질적인 하한이다.
O: 0.006％ 이하
O는, 산화물을 형성하고, 성형성을 저해하는 원소이다. O 함유량이 0.006％를 초과하면, 성형성의 저하가 현저해지므로, O 함유량을 0.006％ 이하로 할 필요가 있다. O 함유량은, 적을수록 바람직하므로, 하한은 특별히 한정되지 않지만, O 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은, 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않으므로, 0.001％가 O 함유량의 실질적인 하한이다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 상기 원소 외에도, Al, Cr, Mo, Ni 및 Cu의 1종 또는 2종 이상, Nb, Ti, V의 1종 또는 2종 이상, B, 및/또는 Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상을, 적절히 함유해도 된다. 단, 본 실시 형태에 따른 강판이 이들 원소를 함유하는 것은, 필수는 아니므로, 이들 원소의 함유량 하한값은 0％이다.
Al: 0 내지 2.00％
Al은, 탈산재로서 유효한 원소이며, 또한 Si와 동일하게, 오스테나이트 중에서의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Al 산화물은, 내지연 파괴 특성의 향상에 기여하므로, Al을 본 실시 형태에 따른 강판에 함유시켜도 된다. 그러나, Al 함유량이 2.00％를 초과하면, Al 산화물이 과잉으로 생성되어, 제조성이 열화되므로, Al 함유량은 2.00％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Al 함유량은 1.00％ 이하이다. Al이 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Al 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 강판의 원재료에 불순물로서 포함되는 Al을 완전히 제거하는 것은 곤란하므로, Al 함유량의 하한값을 0.001％로 해도 된다.
Cr: 0 내지 1.00％
Cr은, 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Cr이 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Cr 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Cr 함유량을 0.05％ 이상으로 해도 된다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.10％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Cr 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.70％ 이하이다.
Mo: 0 내지 1.00％
Mo는, 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Mo가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Mo 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 해도 된다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Mo 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
Ni: 0 내지 1.00％
Ni는, 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Ni가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ni 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Ni 함유량은 0.05％ 이상으로 해도 된다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Ni 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Ni 함유량은 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
Cu: 0 내지 1.00％
Cu는, 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Cu가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Cu 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Cu 함유량은 0.05％ 이상으로 해도 된다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Cu 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.
Nb: 0 내지 0.30％
Nb는, 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. Nb가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Nb 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Nb 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, Nb 함유량이 0.30％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, Nb 함유량은 0.30％ 이하가 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.
Ti: 0 내지 0.30％
Ti는, 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. Ti가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ti 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Ti 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.30％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, Ti 함유량은 0.30％ 이하가 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15％ 이하이다.
V: 0 내지 0.50％
V는, 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. V가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, V 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, V 함유량을 0.005％ 이상으로 해도 된다. V 함유량은 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, V 함유량이 0.50％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, V 함유량은 0.50％ 이하가 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
B: 0 내지 0.01％
B는, 입계를 강화하는 원소이며, 또한 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. B가 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, B 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 해도 된다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.01％를 초과하면, 열연 시의 제조성이 저하되므로, B 함유량은 0.01％ 이하가 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
Ca: 0 내지 0.04％
Mg: 0 내지 0.04％
REM: 0 내지 0.04％
Ca, Mg 및 REM은, 산화물 및 황화물의 형태를 제어하고, 강판의 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이다. Ca, Mg 및 REM이 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해서, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은 0.0005％ 이상으로 해도 된다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각이 0.04％를 초과하면, 주조성이 열화되므로, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은 0.04％ 이하가 바람직하다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다.
또한, 「REM」이란, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소를 가리키고, 상기 「REM 함유량」이란, 이들 17 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드를 REM으로서 사용하는 경우, 공업적으로는, REM은 미슈메탈의 형태로 첨가하는 경우가 많다. 이 경우도, 본 실시 형태에 따른 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판의 효과를 발휘한다. 또한, 금속 La나 금속 Ce 등의 금속 REM을 함유시켜도, 본 실시 형태에 따른 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판의 효과를 발휘한다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 상기 원소 외에도, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 것이다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
인장 강도: 780MPa 이상
본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도는 780MPa 이상으로 한다. 이 인장 강도는, 강판의 화학 성분을 상술한 범위 내로 제어하고, 또한 강판의 조직을 이하에 설명하는 것과 같은 형태로 함으로써 얻어진다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 판 두께 1/4부의 조직(이하, 「조직」이라 약칭하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다. 판 두께 1/4부란, 강판 표면(강판의 상면 및 하면)으로부터 강판 두께 t의 1/8의 깊이의 면과, 강판 표면으로부터 강판 두께 t의 3/8의 깊이의 면과의 사이의 영역이다. 강판 표면으로부터 강판 두께 t의 1/4의 깊이의 면이, 판 두께 1/4부의 중심면이다. 판 두께 1/4부는, 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 조직이 규정된다.
본 실시 형태에 따른 강판의 판 두께 1/4부의 조직을, 체적 분율로,
(조직 A) 템퍼링 마르텐사이트: 30 내지 70％,
(조직 B) 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종: 합계로 20％ 이상 및
(조직 C) 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트: 각각 10％ 미만
으로 규정한다. 조직 A는, ε계 탄화물을 가짐으로써 본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도 및 내지연 파괴 특성에 가장 크게 영향을 미치는 조직, 즉, 주상이다. 조직 B는, ε계 탄화물을 갖지 않는 조직이며, 본 실시 형태에 따른 강판의 여러 특성을 최적화하기 위한 제2상이다. 조직 C는, 본 실시 형태에 따른 강판의 여러 특성을 향상시키는 작용을 갖지 않으므로, 포함될 필요가 없는 조직이며, 그 함유량의 하한값은 0체적％이다.
(조직 A) 판 두께 1/4부의 템퍼링 마르텐사이트(주상): 30 내지 70％
조직에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 강도 및 내지연 파괴 특성을 확보하는 데 있어서 중요한 조직이다.
템퍼링 마르텐사이트는, 라스 형상의 결정립의 집합체이며, 내부에 철계 탄화물을 함유한다. 그 철계 탄화물은, 다른 방향으로 신장되는 복수의 철계 탄화물군에 속하고, 수소 트랩 사이트로서 기능한다. 철계 탄화물의 긴 직경은, 예를 들어 5nm 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 일부는, 적절한 조건에서 행해지는 열처리에 의해, 후술하는 ε계 탄화물로 할 수 있다.
??칭된 마르텐사이트에 템퍼링을 실시함으로써, 템퍼링 마르텐사이트가 얻어진다. 이 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 30％ 미만이면, 강판의 인장 강도를 780MPa 이상으로 할 수 없으므로, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 30％ 이상으로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 35％ 이상이다.
템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 70％를 초과하면, 강판의 인장 강도가 너무 상승하여, 강판의 성형성이 저하되므로, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 70％ 이하로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 65％ 이하이다.
(조직 B) 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2상): 합계로 20％ 이상
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 상술한 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직은, 주로 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 구성되는 조직 B이다.
페라이트는 연질의 조직이며, 강판의 강도 저하를 초래하지만, 강판의 가공 특성을 향상시키는 조직이다. 강판의 가공 특성을 확보하기 위해서, 강판의 조직에 페라이트가 20％ 이상 존재해도 된다. 또한, 페라이트는 철계 탄화물을 포함하지 않으므로, 내지연 파괴 특성에 영향을 미치지 않는다.
베이나이트도, 마르텐사이트와 동일하게, 라스 형상의 결정립의 집합체이며, 내부에, 예를 들어 긴 직경 5nm 이상의, 철계 탄화물을 포함하는 조직이다. 이 철계 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하여, 강판의 내지연 파괴 특성이 향상된다. 한편, 베이나이트는, 마르텐사이트와 비교하여 연질이므로, 강판의 성형성을 과도하게 손상시키는 일이 없다. 따라서, 강판의 조직에 베이나이트가 20％ 이상 존재해도 된다.
또한, 철계 탄화물을 포함하는 베이나이트도, 내지연 파괴 특성의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나 베이나이트는, 마르텐사이트 생성 후의 열처리에 의해 탄화물의 석출을 제어할 수 있는 마르텐사이트와 달리, 필요한 온도로 장시간 유지하여 생성되는 조직이므로, 그 철계 탄화물의 일부를 ε계 탄화물인 채로 유지할 수 없다.
본 발명자들은, 본 실시 형태에 따른 강판에 포함되는 조직을, ε계 탄화물을 포함하는 필수 조직 A(즉, 템퍼링 마르텐사이트)와, ε계 탄화물을 포함하지 않는 필수 조직 B(즉, 페라이트 및 베이나이트)와, 본 실시 형태에 따른 강판에 포함될 필요가 없는 조직 C로 분류하고, 각각의 그룹의 함유량을 규정하는 것이, 내지연 파괴 특성, 성형성 및 인장 강도를 모두 바람직하게 제어하기 위해서 필요하다고 판단하였다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적 분율이 규정된다.
페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2상)의 체적 분율이 합계로 20％ 미만이면, 템퍼링 마르텐사이트, 또는 후술하는 기타 조직의 양이 과잉이 되므로, 자동차용 부재의 성형에 필요한 가공 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2상)의 합계 체적 분율은 20％ 이상으로 한다. 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2상)의 합계 체적 분율은, 바람직하게는 25％ 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율의 하한값이 30％이므로, 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2상)의 합계 체적 분율의 상한은 70％이다. 페라이트 및 베이나이트 각각 단독으로의 체적 분율은 규정되지 않는다. 페라이트 및 베이나이트 중 한쪽의 체적 분율이 0％여도, 페라이트 및 베이나이트 중 다른 쪽의 체적 분율이 20％ 이상이면, 자동차용 부재의 성형에 필요한 가공 특성이 얻어진다.
또한, 예를 들어 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 30％인 경우, 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계의 체적 분율은, 70％ 가까이에 달하지만, 이 경우도, 소요량의 철계 탄화물을 함유하고, 또한 열처리로 철계 탄화물의 석출량을 제어할 수 있는 템퍼링 마르텐사이트를, 본 실시 형태에 따른 강판의 조직의 주상으로 간주한다.
(조직 C) 잔류 오스테나이트: 10체적％ 미만
(조직 C) 프레시 마르텐사이트: 10체적％ 이하
(조직 C) 펄라이트: 10체적％ 이하
(조직 C) 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계량: 15체적％ 이하
본 실시 형태에 따른 강판은, 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트 외에도, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트를 함유하는 경우가 있다.
잔류 오스테나이트는, TRIP 효과에 의한 성형성의 향상에 기여한다. 그러나, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 증가하면, 자동차용 부재로서 성형할 때에 경질의 프레시 마르텐사이트로 변태되어, 가공 특성이 저하될 우려가 있다.
본 발명자들은, 강판의 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 10％ 이상이 되면, 가공 특성이 열화되는 것을 실험에 의해 확인하였다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 10％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 바람직하게는 7％ 이하이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 0％여도, 본 실시 형태에 따른 강판은, 충분한 성형성을 갖는다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판은 잔류 오스테나이트를 포함할 필요가 없으므로, 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 하한값은 0％이다.
프레시 마르텐사이트는, Fe 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트이다. 프레시 마르텐사이트를 포함하는 강판은 고강도인데, 가공 특성이 열악하므로, 본 실시 형태에 따른 강판의 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 10％ 이하로 제한한다. 한편, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 0％여도, 본 실시 형태에 따른 강판은 충분한 강도를 갖는다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판은 프레시 마르텐사이트를 포함할 필요가 없으므로, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율의 하한값은 0％이다.
펄라이트는, 강판의 가공 특성을 저하시킨다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판의 펄라이트 체적 분율을 10％ 이하로 제한한다. 한편, 펄라이트는 Fe 탄화물인 시멘타이트를 포함하는 조직인데, 이 시멘타이트를 ε계 탄화물로 변화시킬 수는 없으므로, 펄라이트는 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과를 충분히 갖지 못한다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판은 펄라이트를 포함할 필요가 없으므로, 펄라이트의 체적 분율의 하한값은 0％이다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강판의, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계 체적 분율은 15％ 이하로 할 필요가 있고, 12％ 이하 또는 10％ 이하로 되는 것이 바람직하다. 합계의 체적 분율이 15％ 초과인 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트는, 강판의 가공 특성을 손상시킬 우려가 있다.
템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트, 또한 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 및 그 밖의 조직의 동정, 존재 위치의 확인, 및 체적 분율의 측정은, 나이탈 시약, 및 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식시켜, 1000 내지 100000배의 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경에서 단면을 관찰함으로써 행할 수 있다.
또한, FE-SEM(전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 부속된 EBSD: Electron Back-Scatter Diffraction을 사용한 결정 방위 해석법)에 의한 결정 방위 해석 또는 마이크로비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정으로부터도, 조직의 판별이 가능하다.
예를 들어, 전술한 바와 같이, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트에서는, 탄화물의 형성 사이트 및 결정 방위 관계(신장 방향) 등이 상이하므로, FE-SEM을 사용하여, 라스 형상 결정립의 내부 철계 탄화물의 신장 방향을 관찰함으로써, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트를 용이하게 구별할 수 있다.
강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트의 체적 분율, 및/또는 펄라이트의 체적 분율은, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하여, 관찰면을 연마하고, 나이탈액으로 에칭하여, 판 두께 1/4부(판 두께의 1/4의 개소를 중심으로 하는 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위)를 FE-SEM으로 관찰함으로써 구해지는, 각 조직의 면적 분율을 측정하고, 이들 면적 분율을 체적 분율로 간주함으로써 얻어진다. 또한, 각 조직의 면적 분율이란, 5000배의 배율로, 10 시야 측정함으로써 얻어지는 각 시야에서의 각 조직의 면적 분율의 평균값이다.
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 강판의 단면을 레페라액으로 에칭하여, 판 두께 1/4부를 FE-SEM으로 관찰함으로써, 상기 조직(템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트)으로 명료하게 구별할 수 있다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, FE-SEM으로 관찰한 부식되지 않은 영역의 면적 분율과, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율과의 차분으로서 구할 수 있다.
이어서, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×107(개/mm2) 이상으로 규정하고, 또한 모든 철계 탄화물 중의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수 비율을 20％ 이상으로 규정하는 이유에 대하여 설명한다.
판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도: 5×107(개/mm2) 이상
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성과 성형성의 양방을 높이기 위해서, 판 두께 1/4부의 조직에 있어서 주상인 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×107(개/mm2) 이상으로 규정한다. 본 실시 형태에 있어서, 「템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도」란, 관찰면 중의 템퍼링 마르텐사이트가 포함하는 철계 탄화물의 개수를, 관찰면 중의 템퍼링 마르텐사이트의 면적으로 나눔으로써 얻어지는 값이다.
??칭 직후의 마르텐사이트는, 고강도인데, 내지연 파괴 특성이 낮으므로, 그의 개선이 필요하다. 그래서, 마르텐사이트를 템퍼링하여 템퍼링 마르텐사이트로 하고, 판 두께 1/4부에 있어서, 이 템퍼링 마르텐사이트 중에, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물을 5×107(개/mm2) 이상 석출시킨다. 템퍼링 마르텐사이트(주상)의 내지연 파괴 특성은, 템퍼링되지 않은 마르텐사이트보다도 우수하다.
본 발명자들은, 내지연 파괴 특성과, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도와의 관계를 조사하였다. 그 결과를 도 1에 나타낸다.
철계 탄화물의 개수 밀도는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하여, 관찰면을 연마하고, 나이탈액으로 에칭하여, 판 두께 1/4부에 있어서의 10 시야를 FE-SEM으로, 배율 5000배로 관찰하고, 각 시야 중의 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수를, 시야 중의 템퍼링 마르텐사이트의 면적으로 나눔으로써 얻어지는 값을 평균하여 측정하였다. 또한, 긴 직경이 5nm 미만인 철계 탄화물의 개수는 측정하지 않았다. 긴 직경이 5nm 미만인 철계 탄화물은, 강판의 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 미치지 않기 때문이다. 이후, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물을 간단히 「철계 탄화물」이라고 칭하는 경우가 있다.
강판의 내지연 파괴 특성은, 강판의 압연 방향에 직각으로 잘라낸 길이 100mm, 폭 30mm 및 두께 1.3mm 또는 1.6mm의 직사각형 시험편을 3점 굽힘 가공하고, 이 직사각형 시험편의 표면에 내수성의 변형 게이지를 장착한 후, 직사각형 시험편을 티오시안암모늄 수용액 중에 침지시키고, 전류 밀도 0.1mA/cm2로 티오시안암모늄 수용액을 전기 분해함으로써 직사각형 시험편 내에 수소를 침입시켜, 2시간 후, 균열의 발생 유무를 확인함으로써 평가하였다.
직사각형 시험편의 굽힘 가공의 반경은 10mm로 하였다. 두께 1.3mm의 직사각형 시험편에 부여하는 부하 응력은, 강판의 인장 강도(TS)의 60％로 하고, 두께 1.6mm의 직사각형 시험편에 부여하는 부하 응력은, 강판의 인장 강도(TS)의 90％로 하였다. 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력에서 파단된 직사각형 시험편을 「VERY BAD」, 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력에서 파단되지 않고, 인장 강도(TS)의 90％의 부하 응력에서 파단된 직사각형 시험편을 「BAD」, 양방의 부하 응력에서 파단되지 않은 직사각형 시험편을 「GOOD」이라고 평가하였다.
본 발명자들은, 도 1에 나타낸 바와 같이, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도가 적어도 5×107(개/mm2) 이상이 되면, 내지연 파괴 특성이 현저하게 향상되는 것도 지견하였다.
이로부터, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도는 5×107(개/mm2) 이상으로 규정하였다. 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도는, 바람직하게는 1×108(개/mm2) 이상이며, 보다 바람직하게는 3×108(개/mm2) 이상이다.
템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물에 의한 내지연 파괴 특성 향상 효과는, 철계 탄화물이 작을수록 현저하다. 그리고, 철계 탄화물의 대부분은, 마르텐사이트의 라스 내에 석출되어 있으므로, 연성 및 성형성 등의 강판에 필요한 기계 특성을 저해하지 않는다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 긴 직경은 작을수록 바람직하고, 350nm 이하가 바람직하다. 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 긴 직경은, 보다 바람직하게는 250nm 이하이고, 보다 더 바람직하게는 200nm 이하이다. 한편, 긴 직경이 너무 작은 철계 탄화물은 내지연 파괴 특성 향상 효과를 갖지 못하므로, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 긴 직경이 5nm 미만인 철계 탄화물은 고려되지 않는다.
또한, 상술한 바와 같이, 판 두께 1/4부는, 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도를 적합한 범위 내로 하면, 강판 전체에 걸쳐 양호한 특성이 얻어진다.
모든 철계 탄화물의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수 비율: 20％ 이상
본 실시 형태에 따른 템퍼링 마르텐사이트 중의 모든 철계 탄화물의 개수에 대하여, ε계 탄화물의 개수가 차지하는 비율(이하, 「ε계 탄화물의 비율」이라고 약칭하는 경우가 있음)을 20％ 이상으로 한다. 이에 의해, 성형성, 특히 구멍 확장성을 저해하지 않고, 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다.
템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물은, 주로, 시멘타이트(Fe3C)이다. 통상, 모상의 철(bcc 구조)과 시멘타이트(Fe3C)와의 계면이 수소를 트랩하는 트랩 사이트로서 기능한다고 생각된다. 그 때문에, 시멘타이트의 존재는, 내지연 파괴 특성의 향상에 기여한다고 여겨지고 있다.
그러나, 시멘타이트는, 연성 파괴의 기점이 되므로, 시멘타이트만을 사용하여 성형성과 내지연 파괴 특성의 양방을 향상시키는 것은 어렵다.
본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 각종 철계 탄화물 중 ε계 탄화물(Fe2 .4C)을 사용하면, 내지연 파괴 특성과 성형성의 양방을 향상시킬 수 있다고 발상하였다.
Fe와 C로 이루어지는 철계 탄화물에는, 결정 구조가 다른 ε계 탄화물, χ계 탄화물 및 시멘타이트(θ계 탄화물) 등이 존재한다. 이들 철계 탄화물은, 마르텐사이트 중에서, 모상의 bcc 구조의 철과 특정한 결정 방위 관계를 가진 상태로 석출된다.
상술한 각종 철계 탄화물 중, ε계 탄화물(Fe2 .4C)과, bcc 구조의 철은, 정합 계면(Coherent interface, 두개의 상의 계면에서, 모든 원자에 대하여 각 상에 있어서의 최인접 원자의 관계가 만족되고 있는 계면)에 가까운 계면을 형성한다. ε계 탄화물(Fe2 .4C)과 철(bcc 구조)의 계면은, 시멘타이트와 철(bcc 구조)의 계면보다, 정합성이 우수하므로, 수소 트랩 능력이, 시멘타이트보다 높다고 추측된다. 또한, ε계 탄화물은, 시멘타이트보다 미세하므로, 연성 파괴의 기점이 되기 어렵다.
그래서, 본 발명자들은, ε계 탄화물(Fe2 .4C)에 착안하여, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율과 내지연 파괴 특성의 관계를 조사하였다. 그 결과를 도 2에 나타낸다.
ε계 탄화물(육방정)과 시멘타이트(사방정)는, 결정 구조가 상이하므로, X선 회절 또는 전자선 회절의 회절 패턴이 상이하여, 용이하게 구별할 수 있다. 본 발명자들은, 전자 현미경에서 박막 시료를 관찰하고, 철계 탄화물의 종류를 동정하였다. 철계 탄화물에 전자선을 조사하고, 얻어진 회절 패턴을 해석하여, ε계 탄화물(Fe2.4C)을 동정하였다.
각 시료의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe2 .4C)의 비율은, 관찰 배율을 10000배로 하여, 10 시야에서 측정하여 얻어진 각 시야에 관한 ε계 탄화물(Fe2 .4C)의 비율을 평균함으로써 산출하였다. 내지연 파괴 특성의 평가는, 전술한 평가 방법으로 행하였다.
도 2로부터, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe2 .4C)의 비율을 20％ 이상으로 함으로써, 우수한 가공 특성 및 내지연 파괴 특성을 확보할 수 있음을 알 수 있다. 가공 특성 및 내지연 파괴 특성을 더욱 향상시키기 위해서, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe2.4C)의 비율은, 30％ 이상이 바람직하고, 40％ 이상이 더욱 바람직하다.
또한, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율이 20％ 미만이면, 내지연 파괴 특성이 열악할 뿐만 아니라, 양호한 가공 특성이 얻어지지 않는다.
상술한 바와 같이, 판 두께 1/4부는, 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 적합한 범위 내로 하면, 강판 전체에 걸쳐 양호한 특성이 얻어진다.
본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 한다. 통상, 용융 아연 도금층 내의 Fe 농도는 7질량％ 미만이 되는 경우가 많다. 용융 아연 도금 중의 Fe 농도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 1.0질량％로 하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판은, 본 실시 형태에 따른 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 합금화되어 있는 것을 특징으로 한다. 합금화 용융 아연 도금 중의 Fe 농도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 통상, 7질량％가 되는 경우가 많다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명 강판의 제조 방법은,
(a) 본 실시 형태에 따른 강판과 동일한 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고,
(b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후,
(c) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시키고, 이어서, 템퍼링을 행하고, 그 후,
(d) 템퍼링된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는
것을 특징으로 한다. (d)가, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 20％ 이상으로 하기 위해서 중요한 공정이다.
열간 압연에 제공되는 주조 슬래브는, 주조된 슬래브이면 되고, 특정한 주조 슬래브에 한정되지 않는다. 예를 들어, 연속 주조 슬래브나, 박슬래브 캐스터로 제조한 슬래브이면 된다. 주조 슬래브는, 열간 압연에 제공한다. 이 경우, 주조 슬래브를 주조 후, 직접 열간 압연에 제공해도 되고, 일단 냉각시킨 후에 재가열하고 나서 열간 압연에 제공해도 된다.
주조 슬래브를, 직접, 연속 주조-직접 압연(CC-DR) 또는 열간 압연에 제공할 경우, Ar3 변태점(강의 냉각 시에 페라이트 변태가 시작되는 온도) 이상의 온도 영역에서 열간 압연을 완료할 수 있는 온도까지, 열간 압연 개시 시에 주조 슬래브를 가열해둘 필요가 있다. 마무리 압연 온도가 (오스테나이트+페라이트)의 2상 온도 영역에 있으면, 열연 강판의 조직의 불균일성이 커지게 되어, 최종적으로 얻어지는 강판의 성형성이 열화되기 때문이다.
인장 최대 강도가 780MPa 이상인, 본 실시 형태에 따른 강판은, 합금 원소를 다량으로 포함하는 경우가 있다. 이 경우, 주조 슬래브를 열간 압연할 때의 압연 하중이 커지므로, 고온에서 열간 압연하는 것이 바람직하다. 이상으로부터, 처리 압연 온도는, Ar3 변태점 이상으로 한다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 열간 압연 전의 가열 온도를 약 1120℃로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 920℃로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판이 양호한 성형성을 갖는 것을 확인하였다.
또한, 열간 압연 시, 조압 연판끼리를 접합하여 연속적으로 열간 압연을 행해도 되고, 또한 조압 연판을 일단 권취하여, 다음 열간 압연에 제공해도 된다.
열간 압연 완료 후의 권취 온도는, 강판 표면에 생성되는 산화물의 두께가 과도하게 증대되어, 산세성이 저하되지 않는 온도로 할 필요가 있다. 또한, 열간 압연 완료 후의 권취 온도는, 열연 조직 중에 조대한 페라이트나 펄라이트가 생성되어, 어닐링 후의 조직 불균일이 커지게 되고, 최종 제품의 성형성이 열화되지 않는 온도로 할 필요가 있다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 권취 온도를 약 590℃로 한 경우, 어닐링 후의 조직을 미세화하여, 강도-연성 밸런스를 향상시키고, 또한 제2상을 균일하게 분산시킴으로써, 최종적으로 얻어지는 강판의 성형성을 향상시키는 것을 확인하였다.
권취한 열연 강판을 되감아, 산세를 실시하고, 냉간 압연에 제공하여, 이에 의해 냉연 강판을 얻는다. 산세에서, 열연 강판의 표면 산화물을 제거함으로써, 냉연 강판의 화성 처리성 및 도금성이 향상된다. 산세는, 1회여도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다.
산세한 열연 강판은, 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하고, 또한 최종 제품에 충분한 연성을 부여할 수 있을 정도로 높은 압하율로 냉간 압연될 필요가 있다. 한편, 압하율이 너무 높을 경우, 압연 하중이 과대해져, 압연이 곤란해진다. 본 발명자들은, 실험을 행한 결과, 예를 들어 냉간 압연 시의 누적 압하율(냉간 압연율)을 50％로 한 경우, 적합한 결과가 얻어지는 것을 확인하였다. 한편, 예를 들어 냉간 압연 시의 누적 압하율을 90％로 하여, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분을 갖는 슬래브를 냉간 압연한 경우, 강판에 균열이 발생하였다. 또한, 압연 패스의 횟수, 패스마다의 압하율은, 특별히 한정되지 않는다.
이어서, 냉연 강판을 어닐링한다. 어닐링은, 제조성을 높이기 위해서, 바람직하게는 연속 어닐링이다.
어닐링 온도가 불충분(예를 들어 약 750℃)할 경우, 충분한 마르텐사이트를 어닐링 후의 냉연 강판에 생성시킬 수 없으므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 30％ 이상으로 하는 것이 어렵다.
한편, 어닐링 온도가 과잉(예를 들어 약 1000℃)일 경우, 제조 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않고, 또한 강판 형상이 열악해져, 예를 들어 연속 어닐링 설비에 있어서 강판을 운반하는 롤의 수명을 저하시키는 등의 트러블을 유발한다. 또한, 어닐링 온도가 과잉이면, 어닐링 후의 냉연 강판에 포함되는 마르텐사이트가 과잉이 되므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 70％를 초과한다.
또한, 어닐링 시간이 불충분(예를 들어 약 1초)할 경우, 열간 압연에서 생성된 철계 탄화물을 용해시킬 수 없고, 또한 어닐링 후의 냉연 강판에 포함되는 마르텐사이트가 부족하므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 30％ 이상으로 할 수 없다. 한편, 어닐링 시간이 과잉일 경우, 제조 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 어닐링 온도를 약 840℃로 하고, 어닐링 시간을 약 100초로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트량을 적절한 범위 내로 하는 것이 가능한 것을 확인하였다.
어닐링의 종료 후 냉연 강판은, 냉각된다. 이 냉각은, 충분한 페라이트량을 확보하기 위해서, 냉각 온도 영역에 따라서 냉각 속도를 바꾸는 2단계 냉각으로 할 필요가 있다. 이 후, 어닐링 후 또한 템퍼링 전의 2단계 냉각을 1회째의 2단계 냉각이라고 칭하고, 1회째의 2단계 냉각에 포함되는 1단계째의 냉각 및 2단계째의 냉각 각각을, 1차 냉각 및 2차 냉각이라 칭하는 경우가 있다.
1단계째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도가 500℃ 미만이면, 충분한 페라이트량을 확보할 수 없어, 가공 특성이 열화되므로, 냉각 정지 온도는 500℃ 이상으로 한다. 한편, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 발생하는 온도를 상회하는 온도에서 1단계째의 냉각을 정지한 경우도, 냉각 정지 온도가 500℃ 미만인 경우와 동일하게, 충분한 페라이트량을 확보할 수 없다.
1단계째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 0.5 내지 200℃/초로 한다. 1단계째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도가 0.5℃/초 미만이면, 펄라이트가 생성되고, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 30％ 이상으로 할 수 없다. 한편, 200℃/초를 초과하는 냉각 속도는 실현이 어려우므로, 1단계째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 200℃/초 이하로 한다.
2단계째의 냉각에 있어서, 냉각 정지 온도가 100℃ 미만이면, 페라이트 또는 베이나이트를 확보할 수 없어, 가공 특성이 열화되므로, 냉각 정지 온도는 100℃ 이상으로 한다. 2단계째의 냉각에 있어서, 냉각 정지 온도가 450℃를 초과하면, 페라이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 20％ 미만이 되고, 가공 특성을 확보할 수 없게 되므로, 냉각 정지 온도는 450℃ 이하로 한다.
2단계째의 냉각에 있어서, 냉각 속도가 1℃/초 미만이면, 최종적으로 얻어지는 강판의 페라이트 또는 베이나이트의 양이 20％ 미만이 되고, 가공 특성을 확보할 수 없게 되므로, 냉각 속도는 1℃/초 이상으로 한다. 한편, 200℃/초를 초과하는 냉각 속도는 실현이 어려우므로, 2단계째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도까지의 냉각 속도는 200℃/초 이하로 한다.
또한, 냉각 방법은, 롤 냉각, 공랭, 수랭 및 이들의 병용 중 어느 것이든 된다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 1단계째의 냉각에 있어서의 냉각 속도를 2℃/초로 하고, 2단계째의 냉각 속도를 45℃/초로 하는 조건에서 냉각을 행한 경우, 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계량이 적절한 범위 내가 되는 것을 확인하였다.
상술한 2단계로 행하는 냉각에 이어서, 냉연 강판을 템퍼링하고, 이에 의해 조직 제어를 행한다. 이 템퍼링에 의해, 냉연 강판에 포함되는 마르텐사이트를 템퍼링하여 20체적％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키고, 이 템퍼링 마르텐사이트에 있어서의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×107(개/mm2) 이상으로 한다.
템퍼링에 있어서, 강판 온도는 소정의 유지 온도(등온 유지 온도)로 소정 시간(등온 유지 시간)만 유지된다. 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 너무 낮은(예를 들어 약 150℃) 경우, 5×107(개/mm2) 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도를 얻는 것이 어려워, 충분한 내지연 파괴 특성을 얻을 수 없다.
한편, 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 과잉일(예를 들어 약 550℃) 경우, 마르텐사이트가 과도하게 템퍼링되어, 최종적으로 얻어지는 강판의 인장 강도가 780MPa 미만이 된다. 또한, 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 과잉이면, 석출된 철계 탄화물이 조대화되어, 내지연 파괴 특성이 향상되지 않는다.
템퍼링에 있어서의 유지 시간이 부족한(예를 들어 약 1초) 경우, 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해지고, 또한 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×107(개/mm2) 이상으로 하는 것이 어렵다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 템퍼링에 있어서의 유지 온도를 약 400℃로 하고, 또한 템퍼링에 있어서의 유지 시간을 약 290초로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트량 및 철계 탄화물의 개수 밀도를 적절한 범위 내로 하는 것이 가능한 것이 확인되었다.
상기 온도 유지 후, 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 철계 탄화물의 20％ 이상을 ε계 탄화물이 되도록, 냉각을 행한다.
전술한 바와 같이, 철계 탄화물이란, 결정 구조가 다른 ε계 탄화물, χ계 탄화물 및 시멘타이트(θ계 탄화물) 등이다. 이들 각종 철계 탄화물 중, ε계 탄화물(Fe2.4C)은, bcc 구조의 철과, 정합 계면에 가까운 계면을 형성하므로, 수소 트랩 능력이 높다. 게다가, ε계 탄화물은 시멘타이트보다 미세하므로, 연성 파괴의 기점이 되기 어렵다.
본 발명자들은, ε계 개재물의 양이, 템퍼링에 있어서의 냉각 조건뿐만 아니라, C 함유량, 어닐링의 냉각 온도, 템퍼링에 있어서의 유지 온도, 템퍼링에 있어서의 유지 시간에도 영향받는다고 추정하고 있다. 필요로 하는 ε계 개재물을 얻기 위해서는, 이들 ε계 개재물량의 제어 인자의 상호 작용을 고려하여, 제조 조건을 결정할 필요가 있다.
본 발명자들은, 각종 실험을 행한 결과, ε계 탄화물을 다수 생성시켜, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 유지 온도 내지 약 350℃의 온도 범위와, 약 350℃ 내지 100℃의 온도 범위에서 냉각 속도를 상이하게 하는 2단계 냉각을 행할 필요가 있다고 지견하였다. 이 후, 템퍼링 후의 2단계 냉각을 2회째의 2단계 냉각이라고 칭하고, 2회째의 2단계 냉각에 포함되는 유지 온도 내지 약 350℃의 온도 범위의 냉각을 3차 냉각이라고 칭하며, 약 350℃ 내지 100℃의 온도 범위의 냉각을 4차 냉각이라고 칭하는 경우가 있다.
본 발명자들의 실험에 의하면, 3차 냉각 범위에 있어서 냉각 속도가 너무 낮은(예를 들어 약 1℃/sec) 경우 또는 너무 높은(예를 들어 약 75℃/sec) 경우, 또는 4차 냉각 범위에 있어서 냉각 속도가 너무 낮은(예를 들어 약 1℃/sec) 경우 또는 너무 높은(예를 들어 약 65℃/sec) 경우, ε계 탄화물의 양이 부족하였다.
본 발명자들의 실험에 의하면, 냉각 속도를 변화시키는 온도를 350℃±10℃로 하면, 필요한 효과가 얻어지는 것을 알았다. 한편, 냉각 속도를 변화시키는 온도가 너무 낮은(예를 들어 약 200℃) 경우, ε계 탄화물의 양이 부족하였다. 또한, 2회째의 2단계 냉각의 종료 온도가 너무 높은(예를 들어 약 200℃) 경우도, ε계 탄화물의 양이 부족하였다.
본 발명자들은, 예를 들어 C 함유량을 0.06％로 하고, 어닐링 조건 및 템퍼링에 있어서의 유지 시간 및 유지 온도를 상기에서 예시한 값으로 하고, 또한 유지 온도 내지 350℃의 온도 범위의 냉각 속도를 약 12℃/sec으로 하고, 350 내지 100℃의 온도 범위의 냉각 속도를 약 16℃/sec으로 하고, 2회째의 2단계 냉각의 종료 온도를 100℃ 이하로 함으로써, 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×107개/mm2 이상이며, 판 두께 1/4부에 있어서의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율이 20％ 이상인 강판의 제조가 실시 가능한 것을 지견하였다.
그리고, 전술한 바와 같이, ε계 탄화물(Fe2 .4C)은 시멘타이트보다 미세하여, 연성 파괴의 기점이 되기 어려우므로, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성을 현저하게 높일 수 있다.
내지연 파괴 특성이 현저하게 향상되는 메커니즘은 명확하지 않지만, 상술한 온도를 유지하는 동안에, 미세한 ε계 탄화물의 핵이 템퍼링 마르텐사이트 중에 생성되고, 그 후의 상기의 2단계 냉각으로, 미세한 ε계 탄화물이 생성된다고 추측된다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법, 및 본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법은,
(a) 본 실시 형태에 따른 강판과 동일한 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고,
(b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후,
(c1) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 또는
(c2) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 또한 실온까지 냉각시키고, 그 후, 용융 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하여, 용융 아연 도금을 실시하고,
(d) 용융 아연 도금된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는
것을 특징으로 한다.
용융 아연 도금은, Fe가 이상 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금이다.
강판에, Fe가 7질량％ 미만인 도금층을 형성한 경우, 통상, 도금층에 합금화 처리를 실시하지 않고, 용융 아연 도금 강판으로서 사용하는 경우가 많다. 한편, 강판에, Fe가 7질량％ 이상인 도금층을 형성한 경우, 통상, 도금층에 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 사용하는 경우가 많다.
본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법의 (a) 및 (b)는, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법의 (a) 및 (b)와 같다. 또한, 본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법의 (d)에서는, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법과 동일하게, 2단계 냉각을 행할 필요가 있다.
본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서는, 어닐링 후, 2단계 냉각시키고 나서, 강판의 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하여 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 강판을 2단계 냉각시키고 나서 또한 실온까지 냉각시키고, 이어서, 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고 나서, 용융 아연 도금을 실시한다. 어닐링과, 용융 아연 도금과의 사이에 행해지는 2단계 냉각은, 상술한 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법의 (c)에 포함되는 2단계 냉각과 동일하게 행해진다.
용융 아연 도금은, 강판 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서, 도금욕에 침지시켜 행한다. 강판 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 도금욕에 침지시킴으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금층을, 높은 밀착성으로 균일하게 형성할 수 있다.
어닐링 후의 강판을, 아연 도금욕 온도 부근까지 2단계 냉각시키고, 또는 2단계 냉각시키고 나서 또한 실온까지 냉각시킨다. 2단계 냉각 시, 냉각 속도가 부족하면, 잔류 오스테나이트의 일부가 분해되어 탄화물이 되므로, 가공 특성이 열화된다.
강판을 용융 아연 도금욕에 침지시킬 때의 온도가 너무 낮은 경우, 강판의 도금욕으로의 침입 시, 히트싱크가 크고, 용융 아연의 일부가 응고되어, 도금 외관을 열화시키는 경우가 있다. 한편, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지시킬 때의 온도가 너무 높은 경우, 도금욕 온도가 상승하여 조업 트러블을 유발시키는 경우가 있다. 또한, 도금욕은, 순아연에 더하여, Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유해도 된다.
본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써, 본 실시 형태에 따른 강판의 템퍼링과 동일한 조직 제어를 행한다. 침지 시의 강판의 열 이력이, 상술한 본 실시 형태에 따른 강판의 템퍼링의 열 이력과 동일하다면, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지시키는 것은, 강판의 특성을 손상시키지 않는다.
강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후에는, 본 실시 형태에 따른 아연 도금 강판의 제조 방법의 (d)에서는, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법의 (d)와 동일하게, 2단계 냉각을 행할 필요가 있다.
상기 도금욕에서의 유지와, 도금 후의 상기 2단계 냉각의 조합에 의해, 필요한 조직의 주상의 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 철계 탄화물을 개수 밀도로 5×107(개/mm2) 이상을 석출시키고, 또한 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 20％ 이상으로 하여, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성을 현저하게 높일 수 있다.
본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은,
(a) 본 실시 형태에 따른 강판과 동일한 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고,
(b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후,
(c-1) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고, 또는
(c-2) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 또한 실온까지 냉각시키고, 그 후, 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하여, 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고,
(d) 합금화 처리된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는
것을 특징으로 한다.
또한, 본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은, (d)에 이어, (e) 재가열하여, 열처리를 실시한 후, 실온까지 냉각시키는
것을 포함해도 된다.
상기 합금화 용융 아연 도금은, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금이다.
본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은, 본 발명 아연 도금 강판의 제조 방법에, 용융 아연 도금층을 합금화하는 공정이 더해진 것이다. 합금화 온도가 부족하면, 밀착성이 높은 합금화층이 형성되지 않고, 한편, 과잉이면, 합금화층이 너무 두꺼워져, 도금층의 성형성이 저하된다.
본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 합금화 온도를 약 480℃로 한 경우, 양호한 합금화층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 확인되었다.
본 실시 형태에 따른 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은, 합금화 및 2단계 냉각을 행한 후에, 수소 트랩 능력이 높은 계면을 형성하는 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 증가시키도록, 다시 열처리를 행해도 된다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후, (c) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시키고, 이어서, 템퍼링을 행하고, 그 후, (d) 템퍼링된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는 것을 구비하였다.
용융 아연 도금 강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후, (c1) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 또는 (c2) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 또한 실온까지 냉각시키고, 그 후, 용융 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하여, 용융 아연 도금을 실시하고, (d) 용융 아연 도금된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는 것을 구비하였다.
합금화 용융 아연 도금 강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, 또는 (a2) 일단 냉각시킨 후 가열하여, 열간 압연에 제공하고, 이어서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 이어서, 어닐링하고, 그 후, (c-1) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고, 또는 (c-2) 어닐링된 강판을 2단계 냉각시켜, 또한 실온까지 냉각시키고, 그 후, 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하여, 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고, (d) 합금화 처리된 강판을 추가로 2단계 냉각시키는 것을 구비하였다.
통상법에 따라서, 모든 열연 강판은 산세되었다. 모든 실시예 및 비교예(열간 압연 또는 냉간 압연 중에 균열이 발생한 것을 제외함)의 열간 압연 후의 판 두께는 3.2mm이며, 1차 냉각 속도는 2℃/sec이며, 2차 냉각 속도는 45℃/sec이었다. 그 밖의 제조 조건은, 표에 나타낸 바와 같다. 표 중의 기호 「*1」은, 냉간 압연 중에 균열이 발견되었으므로, 제조가 중지된 것을 나타내고, 표 중의 기호 「*2」는, 열간 압연 중에 균열이 발견되었으므로, 제조가 중지된 것을 나타낸다. 기호 「*1」 또는 「*2」가 붙은 예는, 특성 평가가 행해지지 않았다. 도금에 관해 「NO」라고 기재된 예에는 도금이 행해지지 않았다. 도금에 관해 「YES」라고 기재되고, 또한 합금화에 관해 「NO」라고 기재된 예에는 용융 아연 도금이 행해지고, 도금에 관해 「YES」라고 기재되며, 또한 합금화에 관해 「YES」라고 기재된 예에는 용융 아연 도금이 행해졌다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008
얻어진 강판에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율(조직 A 체적 분율), 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계 체적 분율(조직 B 체적 분율), 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계 체적 분율(조직 C 체적 분율), 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도(탄화물 개수 밀도), 및 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수 비율(ε계 탄화물의 비율)을 구하였다. 또한, 얻어진 강판의 인장 강도(TS), 전체 신율(EL) 및 구멍 확장성(λ)을 측정하고, 얻어진 강판의 내지연 파괴 특성을 평가하였다.
인장 강도와 신율에 대해서는, 강판의 압연 방향에 직각이도록 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2242에 준거하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS)와 전체 신율(El)을 측정하였다. 구멍 확장성에 대해서는, 일본 철강 연맹 규격 JFS T1001에 준거하여 구멍 확장율(λ(％))을 측정하였다. 표 중의 기호 「*3」은, 균열이 발생했으므로, TS, EL 및 λ의 평가가 행해지지 않은 것을 나타낸다.
강판의 내지연 파괴 특성은, 강판의 압연 방향에 직각으로 잘라낸 길이 100mm, 폭 30mm 및 두께 1.3mm 또는 1.6mm의 직사각형 시험편을 3점 굽힘 가공하고, 이 직사각형 시험편의 표면에 내수성의 변형 게이지를 장착한 후, 직사각형 시험편을 티오시안암모늄 수용액 중에 침지시키고, 전류 밀도 0.1mA/cm2로 티오시안암모늄 수용액을 전기 분해함으로써 직사각형 시험편 내에 수소를 침입시켜, 2시간 후, 균열의 발생 유무를 확인함으로써 평가하였다.
직사각형 시험편의 굽힘 가공의 반경은 10mm로 하였다. 두께 1.3mm의 직사각형 시험편에 부여하는 부하 응력은, 강판의 인장 강도(TS)의 60％로 하고, 두께 1.6mm의 직사각형 시험편에 부여하는 부하 응력은, 강판의 인장 강도(TS)의 90％로 하였다. 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력에서 파단된 직사각형 시험편을 「VERY BAD」, 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력에서 파단되지 않고, 인장 강도(TS)의 90％의 부하 응력에서 파단된 직사각형 시험편을 「BAD」, 양방의 부하 응력에서 파단되지 않은 직사각형 시험편을 「GOOD」이라고 평가하였다. 「GOOD」 평가의 강판은 내지연 파괴 특성이 우수한 강판이다.
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
표에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예 강판에 있어서는, 석출된 다량의 철계 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하여 내지연 파괴 특성이 현저하게 우수하고, 또한 조직의 상 구성에서 성형성도 우수한 것을 알 수 있었다. 또한, 비교예의 강판에 있어서는, 강도, 내지연 파괴 특성, 성형성 중 적어도 어느 것이 열악한 것을 알 수 있었다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780MPa 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은, 구조 부재 제조 및 이용 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (8)

  1. 화학 성분이, 질량％로,
    C: 0.05 내지 0.40％,
    Si: 0.05 내지 3.00％,
    Mn: 1.50％ 이상 3.50％ 미만,
    P: 0.04％ 이하,
    S: 0.01％ 이하,
    N: 0.01％ 이하,
    O: 0.006％ 이하,
    Al: 0 내지 2.00％,
    Cr: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Cu: 0 내지 1.00％
    Nb: 0 내지 0.30％,
    Ti: 0 내지 0.30％,
    V: 0 내지 0.50％
    B: 0 내지 0.01％
    Ca: 0 내지 0.04％,
    Mg: 0 내지 0.04％ 및
    REM: 0 내지 0.04％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    판 두께 1/4부의 조직이, 체적 분율로,
    템퍼링 마르텐사이트: 30 내지 70％ 및
    페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종: 합계로 20％ 이상 70％ 이하
    를 함유하고,
    상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적 분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적 분율이 15％ 이하이고,
    상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5nm 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×107개/mm2 이상이며,
    상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5nm 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수 비율이 20％ 이상이며,
    인장 강도가 780MPa 이상인
    것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
    Cr: 0.05 내지 1.00％,
    Mo: 0.01 내지 1.00％,
    Ni: 0.05 내지 1.00％ 및
    Cu: 0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
    Nb: 0.005 내지 0.30％,
    Ti: 0.005 내지 0.30％ 및
    V: 0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
    B: 0.0001 내지 0.01％를 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
    Ca: 0.0005 내지 0.04％,
    Mg: 0.0005 내지 0.04％ 및
    REM: 0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철계 탄화물의 평균 긴 직경이 350nm 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있는
    것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
  8. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe가 15질량％ 이하이며, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있는
    것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
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