KR20180061395A - 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

인장 강도가 980MPa 이상이고, 연성과 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판을 제공한다. 해당 고강도 냉연 강판은, 규정된 성분 조성을 만족하고, 또한 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직이, 규정된 방법으로 측정했을 때에 하기 (1)∼(5) 모두를 만족한다. (1) 전체 조직에 대한 페라이트의 면적률이 5% 이상 50% 미만, 잔부는 경질상, (2) 전체 조직에 대한 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직의 면적률이 0% 초과 30% 이하, (3) Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역이 5면적% 이상 존재하고, 또한 (4) □ 2μm 구획에서 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측하여, 100구획 측정했을 때의 표준 편차가 4.0% 이상, (5) 페라이트상 중의 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 0.9배 이하이다.

Description

연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET AND HIGH STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND BENDABILITY, AND METHODS FOR PRODUCING SAME}
본 발명은 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 인장 강도가 980MPa 이상인 영역에서, 연성과 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 이들 강판을 효율 좋게 제조할 수 있는 제조 방법에 관한 것이다.
자동차나 수송기 등의 저연비화를 실현하기 위해서, 자동차나 수송기의 자중을 경량화할 것이 요망되고 있다. 예를 들면 경량화에는 고강도 강판을 사용하여, 판 두께를 얇게 하는 것이 유효하다. 그러나, 강판을 고강도화하면 연성이 열화되기 때문에, 가공성이 나빠진다. 따라서 고강도 강판에는, 프레스 성형에 필요한 연성, 및 굽힘성이 우수한 특성이 요구되고 있다. 또한 자동차용 강 부품에는, 내식성의 관점에서, 전기 아연도금(EG, Electro-Galvanizing)이나 용융 아연도금(GI, Galvanized Iron), 합금화 용융 아연도금(GA, Galva-Annealed) 등의 아연도금을 실시한 강판이 사용되는 경우가 많다. 전기 아연도금 강판, 용융 아연도금 강판, 및 합금화 용융 아연도금 강판을, 이하, 「아연도금 강판」으로 대표시키는 경우가 있다. 이들 아연도금 강판에 있어서도 고강도 강판과 마찬가지의 특성이 요구되고 있다.
고강도 강판의 가공성을 개선하는 기술로서, 예를 들면 특허문헌 1∼4에는, 굽힘성이 우수한 초고강도 냉연 강판이 제안되어 있다.
일본 특허공개 2011-179030호 공보 일본 특허 제5299591호 공보 일본 특허공개 2011-225976호 공보 국제공개 제2012/036269호
그러나 인장 강도가 980MPa 이상인 영역에서, 연성과 굽힘성이 우수한 강판은 아직 제공되어 있지 않았다.
본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로서, 그 목적은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 연성과 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 및 그들을 생산성 좋게 제조할 수 있는 방법, 상세하게는, 인장 강도가 980MPa 이상인 영역에서, 연성과 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 이들 강판을 효율 좋게 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명이란, 강판의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.10% 이상 0.30% 이하, Si: 1.2% 이상 3% 이하, Mn: 0.5% 이상 3.0% 이하, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, Al: 0.005% 이상 0.2% 이하, N: 0% 초과 0.01% 이하, 및 O: 0% 초과 0.01% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한 강판의 판 두께 1/4 위치의 조직이 하기 (1)∼(5) 모두를 만족하는 것에 요지를 갖는다. 이하, 강판의 성분 조성에 대해서 「%」는 「질량%」를 의미한다.
(1) 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 전체 조직에 대한 페라이트의 면적률이 5% 이상 50% 미만이고, 잔부는 경질상이다.
(2) 레페라 부식을 행하고, 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 전체 조직에 대한 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직의 면적률이 0% 초과 30% 이하이다.
(3) 전자선 마이크로프로브 분석계로 분석했을 때에, Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역이 5면적% 이상 존재하고, 또한
(4) □ 2μm 구획에서 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측하여, 100구획 측정했을 때의 표준 편차가 4.0% 이상이다.
(5) 전자선 마이크로프로브 분석계로 분석했을 때에, 페라이트상 중의 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 0.90배 이하이다.
본 발명에서는, X선 회절법으로 측정했을 때에, 전체 조직에 대한 잔류 오스테나이트의 체적률이 5% 이상인 것도 바람직한 실시태양이다.
또한 상기 경질상은, 상기 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직과; 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 조직;으로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 발명을 실시하는 데 있어서는 다른 원소로서, (A) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종; (B) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종; (C) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종; (D) B: 0% 초과 0.005% 이하; (E) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 REM(Rare Earth Metal): 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종; 중 적어도 어느 하나를 추가로 함유하는 것도 바람직한 실시태양이다.
본 발명에는, 상기 고강도 냉연 강판의 표면에, 전기 아연도금층이 형성되어 있는 고강도 전기 아연도금 강판; 상기 고강도 냉연 강판의 표면에, 용융 아연도금층이 형성되어 있는 고강도 용융 아연도금 강판; 및 상기 고강도 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연도금층이 형성되어 있는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판;도 추가로 포함된다.
또한 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성으로 이루어지는 강판의 열연 공정에서, 권취 온도 500℃ 이상 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후 실온까지 냉각하여, 냉연 후, (Ac1점+20℃) 이상 Ac3점 미만의 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 요지를 갖는다.
본 발명에서는 상기 제조 방법으로 얻어진 강판에, 추가로 전기 아연도금을 실시하는 것도 바람직하다.
또한 상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성으로 이루어지는 강판의 열연 공정에서, 권취 온도 500℃ 이상 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후 실온까지 냉각하여, 냉연 후, (Ac1점+20℃) 이상 Ac3점 미만의 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지함과 더불어, 해당 유지 시간 내에 용융 아연도금을 실시하고 나서 실온까지 냉각하는 것에 요지를 갖는다.
본 발명에서는 상기 용융 아연도금을 실시한 후, 450℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 합금화를 행하는 것도 바람직하다.
본 발명에 의하면, 980MPa 이상이더라도, 연성 및 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판, 상세하게는, 상기 특성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제공할 수 있다. 또한 본 발명의 제조 방법에 의하면, 이들 강판을 효율 좋게 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 냉연 강판 등은, 특히 자동차 등의 산업 분야에 있어서 극히 유용하다.
도 1은 본 발명의 제조 방법에 있어서의 열처리 패턴의 일례를 나타내는 개략 설명도이다.
본 발명자들은, 인장 강도가 980MPa 이상인 특히 고강도 냉연 강판이나 고강도 용융 아연도금 강판의, 연성 및 굽힘성을 개선하기 위해서, 예의 검토를 거듭해 왔다.
그 결과, 성분 조성을 적절히 제어하는 것을 전제로 하여, 강판의 금속 조직에 있어서의 페라이트상과 경질상을 최적화함과 더불어, Mn의 편석을 적절히 제어하면, 980MPa 이상의 고강도를 확보하면서, 연성, 및 굽힘성을 개선할 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다.
이하, 본 발명에서 금속 조직을 규정한 이유에 대해서 상술한다. 한편, 현미경 관찰에 의해 측정되는 분율은 강판의 전체 조직 100%에서 차지하는 비율을 의미한다. 본 발명을 구성하는 금속 조직은, 금속 조직에 따라 측정 방법이 상위하다. 그 때문에, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 모두 합계한 경우, 100%를 초과하는 경우가 있지만, 이것은 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직을 구성하는 잔류 γ가 광학 현미경 관찰에 의해 측정될 뿐만 아니라, X선 회절에 의해서도 중복되어 측정되기 때문이다. 이하, 잔류 오스테나이트를 「잔류 γ」라고 하고, 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직을 「MA(Martensite-Austenite Constituent) 조직」이라고 하는 경우가 있다.
페라이트의 면적률: 5% 이상 50% 미만
페라이트는 강판의 연성과 굽힘성을 향상시키는 효과를 갖는 조직이다. 본 발명에서는 페라이트의 면적 분율을 높임으로써, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 영역에 있어서의 연성, 및 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 페라이트의 면적률을 5% 이상, 바람직하게는 7% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상으로 한다. 그러나, 페라이트가 과잉이 되면 강판의 강도가 저하되어서, 980MPa 이상의 고강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서 페라이트의 면적률은 50% 미만, 바람직하게는 45% 이하, 보다 바람직하게는 40% 이하로 한다. 페라이트의 면적률은 강판의 판 두께 1/4 위치를 주사형 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope) 관찰에 의해 측정한 값이다.
경질상
경질상은 인장 강도를 향상시키는 데 필요한 조직이다. 본 발명에서는 경질상의 면적 분율을 높임으로써, 연질인 페라이트를 상기 면적률의 범위 내로 존재시키면서, 980MPa 이상의 고강도를 달성할 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 페라이트 이외의 잔부 금속 조직이 경질상일 필요가 있다. 본 발명에 있어서 경질상이란, 페라이트보다도 단단한 상으로, 예를 들면 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트, 및 MA 조직으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종이고, 본 발명에서는, 하기에 나타내는 바와 같이, 적어도 MA 조직을 포함한다. 상기 경질상 중, 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트는 강판의 판 두께 1/4 위치의 SEM 관찰에 의한 측정값이다. 한편, 잔류 γ는 베이니틱 페라이트의 라스간 또는 MA 조직에 포함되어서 존재하고 있다.
전체 조직에 대한 MA 조직의 면적률: 0% 초과 30% 이하
MA 조직이 존재하면 강도나 연성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 강도-연성 밸런스를 향상시키는 관점에서는, MA 조직의 면적률은 바람직하게는 3% 이상, 보다 바람직하게는 4% 이상으로 한다. 한편, MA 조직의 면적률이 지나치게 많아지면, 굽힘성이 악화된다. 따라서 본 발명에서는, MA 조직의 면적률을 30% 이하, 바람직하게는 20% 이하, 보다 바람직하게는 15% 이하로 한다.
한편, MA 조직을 구성하는 프레시 마텐자이트란, 강판을 가열 온도로부터 실온까지 냉각하는 과정에서 미변태 오스테나이트가 마텐자이트 변태된 상태의 것을 말하고, 가열 처리 후의 템퍼링 마텐자이트와는 구별하고 있다. 본 발명에서는 레페라 부식시켜서 광학 현미경 관찰했을 때에 백색화된 개소를 MA 조직으로 했다. 한편, 프레시 마텐자이트와 잔류 γ는, 광학 현미경 관찰로는 구별하는 것은 곤란하기 때문에, 프레시 마텐자이트와 잔류 γ의 복합 조직을 MA 조직으로서 측정하고 있다. MA 조직은 강판의 판 두께 1/4 위치의 광학 현미경 관찰에 의한 측정값이다.
Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역: 5면적% 이상, 또한 □ 2μm 구획에서 Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 면적 분율의 표준 편차: 4.0% 이상
본 발명에 있어서 Mn 농도가 농축되어 있는 영역은, 강판의 횡단면을 빔 지름 1μm 이하에서 20μm×20μm의 범위를 전자선 마이크로프로브 분석계(Electron Probe Microanalyzer, EPMA)를 이용한 분석에 의해 얻어지는 Mn 농도를 이용해서 규정된다. 또한 「강판 중의 Mn 농도」란, 모재 강판을 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 화학 분석해서 얻어지는 Mn 농도이다. 따라서 Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역이란, 모재 강판 중의 Mn 농도보다도 EPMA 분석에 의해 얻어진 Mn 농도의 측정값이 1.2배 이상 높은 영역이고, 20μm×20μm의 범위에서 측정하고 있다.
또한 「□ 2μm 구획」이란, 2μm 사방의 구획으로서, 본 발명에서는 20μm×20μm의 EPMA 측정 범위를 종횡 각 2μm 간격의 선을 그어서 얻어지는 1구획 2μm 사방의 구획 100개로 분할하고, 각 구획 내에서 Mn 농도가 1.2배 이상 높은 영역의 면적 분율을 측정하여, 100개의 구획에서 통계학적으로 표준 편차를 구하고 있다.
본 발명에서는, Mn 농도 분포에 있어서 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역이, 5면적% 이상 존재하고, 또한 □ 2μm의 구획에서 Mn이 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측했을 때의 표준 편차가 4.0% 이상이면, 굽힘성이 대폭으로 향상된다는 것을 발견했다. 이하에서는, 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역을 「Mn 농도 1.2배 이상의 영역」이라고 하고, □ 2μm의 구획에서 Mn이 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측했을 때의 표준 편차를 「Mn 농도가 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 표준 편차」 또는 간단히 「표준 편차」라고 하는 경우가 있다.
즉, Mn 농도 1.2배 이상의 영역은 주로 경질상이 된다. 그리고 Mn 농도 1.2배 이상의 영역의 면적률이 클수록, 상대적으로 페라이트상 중의 Mn 농도가 저하되어서 페라이트상의 경도를 저하시킬 수 있어, 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 또한 Mn의 편석이 많을수록 표준 편차가 커지지만, 굽힘성 향상에 기여하는 페라이트상 중의 Mn 농도가 낮아져, 페라이트상의 경도를 저하시킬 수 있다.
이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mn 농도 1.2배 이상의 영역은 5.0면적% 이상, 바람직하게는 5.2면적% 이상, 보다 바람직하게는 5.5면적% 이상으로 한다. 한편, Mn 농도 1.2배 이상의 영역이 차지하는 비율이 지나치게 높으면 오스테나이트의 Ms점이 저하되어서 MA 조직이 증가하는 경우가 있기 때문에, Mn 농도 1.2배 이상의 영역은 바람직하게는 20면적% 이하, 보다 바람직하게는 15면적% 이하로 한다.
또한, Mn 농도가 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 표준 편차는 4.0% 이상, 바람직하게는 4.5% 이상, 보다 바람직하게는 5.0% 이상으로 한다. 표준 편차가 4.0%보다 작은 경우는, Mn의 분포가 불충분하고 균일하게 분포하고 있기 때문에, 굽힘성 향상에 기여하는 상기 페라이트상의 경도 저하가 불충분하다. 한편, 표준 편차의 상한은 특별히 한정되지 않고, 바람직하게는 10% 이하이다.
그리고 상기 Mn 농도 1.2배 이상의 영역을 5면적% 이상, 또한 표준 편차를 4.0% 이상으로 함으로써, 구상화된 경질상을 페라이트상 중에 분산시킬 수 있어, 강재의 강도 향상 효과와 페라이트에 의한 굽힘성 향상 효과를 겸비할 수 있다. 이하, 상기 구상화된 경질상을 「구상 경질상」이라고 한다. 여기에서, 구상 경질상은 경질상의 일부이고, 상기 경질상과 동일하게 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트, MA 조직 등으로 구성된다. 종래부터 경질상과 페라이트상의 경도차가 크면 굽힘 가공 시에 계면 균열이 생겨, 굽힘성이 악화된다고 생각되고 있었지만, 페라이트상 중의 구상 경질상에 의해 계면 균열을 억제할 수 있다는 것을 알 수 있었다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 페라이트상 중의 구상 경질상은 작은 편이 좋고, 어스펙트비로 바람직하게는 3 이하, 보다 바람직하게는 2.5 이하, 더 바람직하게는 2 이하이고, 원상당 직경으로 바람직하게는 2μm 이하, 보다 바람직하게는 1.8μm 이하, 더 바람직하게는 1.5μm 이하로 한다. 또한 상기 효과를 나타내기 위해서는 구상 경질상은, 상기 경질상에 대해서 바람직하게는 0.70체적% 이상, 보다 바람직하게는 0.75체적% 이상, 더 바람직하게는 0.80체적% 이상으로 한다.
페라이트 중의 Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 0.90배 이하
페라이트상 중의 Mn 농도가 지나치게 높으면, 페라이트상의 경도를 충분히 저감하지 못하여, 굽힘성이 악화되기 때문에, 페라이트상 중의 Mn 농도는 강판 중의 Mn 농도보다도 낮게 할 필요가 있다. 따라서 페라이트상 중의 Mn 농도는, 강판 중의 Mn 농도의 0.90배 이하, 바람직하게는 0.85배 이하, 보다 바람직하게는 0.80배 이하로 한다. 한편, 페라이트 중의 Mn 농도가 지나치게 낮아지면, 페라이트의 경도가 저하되어, 강도가 부족한 경우가 있기 때문에, 페라이트 중의 Mn 농도는 강판 중의 Mn 농도의 바람직하게는 0.3배 이상, 보다 바람직하게는 0.4배 이상으로 한다. 한편, 페라이트상 중의 Mn 농도는 EPMA로 측정할 수 있다.
전체 조직에 대한 잔류 γ의 체적률: 5% 이상
잔류 γ는, 강판을 가공할 때에 왜곡을 받아서 변형하여, 마텐자이트로 변태되는 것에 의해 양호한 연성을 확보할 수 있음과 더불어, 가공 시에 변형부의 경화를 촉진해서 왜곡의 집중을 억제하는 효과를 갖기 때문에, 강판의 강도-연성 밸런스 향상에 필요한 조직이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 잔류 γ의 체적률은 바람직하게는 5% 이상, 보다 바람직하게는 6% 이상, 더 바람직하게는 7% 이상으로 한다. 한편, 잔류 γ의 체적률의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 본 발명의 성분 조성 및 제조 조건의 범위 내에서는, 많아도 20% 이하가 된다. 잔류 γ는 강판의 판 두께 1/4 위치의 X선 회절법에 의한 측정값이다.
한편, 잔류 γ는 베이니틱 페라이트의 라스간 또는 MA 조직에 포함되어서 존재한다. 상기 잔류 γ의 효과는 존재 형태에 상관없이 발휘되기 때문에, 본 발명에서는, 측정했을 때에 확인할 수 있는 잔류 γ는, 존재 형태에 관계없이 잔류 γ로 했다.
다음으로 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다.
C: 0.10% 이상 0.30% 이하
C는 강도를 확보하고, 또한 잔류 γ의 안정성을 높이는 데 필요한 원소이다. 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, C 함유량은 0.10% 이상, 바람직하게는 0.12% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상으로 한다. 그러나, C 함유량이 과잉이 되면, 열연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 균열이 생기거나, 최종 제품의 용접성이 저하되기 때문에, C 함유량은 0.30% 이하, 바람직하게는 0.26% 이하, 보다 바람직하게는 0.23% 이하로 한다.
Si: 1.2% 이상 3% 이하
Si는 고용 강화 원소로서 강의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 γ의 생성에 유효하게 작용하여, 우수한 TS×EL 밸런스를 확보하는 데 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 1.2% 이상, 바람직하게는 1.35% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상으로 한다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 열간 압연 시에 현저한 스케일이 형성되어서 강판 표면에 스케일 자국 흠집이 나서, 표면 성상이 나빠지는 경우가 있다. 또한, 산세성을 열화시킨다. 따라서 Si 함유량은, 3% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.6% 이하로 한다.
Mn: 0.5% 이상 3.0% 이하
Mn은 담금질성을 향상시켜서 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, γ를 안정화시켜서, 잔류 γ를 생성시키는 데에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn 함유량은 0.5% 이상, 바람직하게는 0.6% 이상, 보다 바람직하게는 1.0% 이상, 더 바람직하게는 1.5% 이상, 보다 더 바람직하게는 2.0% 이상으로 한다. 그러나 Mn 함유량이 과잉이 되면, 열연 후의 강도가 상승하여, 냉간 압연 시에 균열이 생기거나, 최종 제품의 용접성이 열화되는 원인이 된다. 또한 과잉된 Mn의 첨가는, Mn이 편석되어서 가공성이 열화되는 원인이 된다. 따라서 Mn 함유량은, 3.0% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.6% 이하로 한다.
P: 0% 초과 0.1% 이하
P는 불가피적으로 함유하는 원소이고, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 따라서 P 함유량은, 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 한다. 한편, P 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 하한은 0.0005%이다.
S: 0% 초과 0.05% 이하
S는 P와 마찬가지로, 불가피적으로 함유하는 원소이고, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한, S는 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 강판의 가공성을 저하시키는 원인이 된다. 따라서 S 함유량은, 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 한다. S 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 하한은 0.0001%로 한다.
Al: 0.005% 이상 0.2% 이하
Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.01% 이상으로 한다. 그러나 Al 함유량이 과잉이 되면, 강판의 용접성이 현저하게 열화되기 때문에, Al 함유량은 0.2% 이하, 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.10% 이하로 한다.
N: 0% 초과 0.01% 이하
N은 불가피적으로 함유하는 원소이지만, 강판 중에 질화물을 석출시켜서 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이 관점에서, N 함유량은 바람직하게는 0.001% 이상으로 한다. 그러나 N 함유량이 과잉이 되면, 질화물이 다량으로 석출되어서 신도, 신장 플랜지성 λ, 굽힘성 등의 열화를 야기한다. 따라서 N 함유량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 한다.
O: 0% 초과 0.01% 이하
O는 불가피적으로 포함되는 원소이고, 과잉으로 포함되면 연성이나 가공 시의 굽힘성의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서 O 함유량은, 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.003% 이하로 한다. 한편, O 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 공업적으로는 하한은 0.0001%이다.
기타 성분
본 발명의 강판은, 상기 성분 조성을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 해당 불가피적 불순물로서는, 예를 들면 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 들어가는 경우가 있는 상기 P, S, N, O나, Pb, Bi, Sb, Sn 등의 트램프 원소가 포함되는 경우가 있다. 또한 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서, 다른 원소로서 이하의 원소를 적극적으로 추가로 함유시키는 것도 가능하다.
본 발명의 강판은, 다른 원소로서,
(A) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(B) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(C) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(D) B: 0% 초과 0.005% 이하,
(E) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 등을 추가로 함유해도 된다. 이들 (A)∼(E)의 원소는, 단독, 또는 임의로 조합해서 함유시킬 수도 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.
(A) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Cr과 Mo는, 모두 담금질성을 높여서 강판의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이고, 단독으로, 또는 병용해서 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr, Mo의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 바람직하게는 0.3% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면 가공성이 저하되고, 또한 고비용이 되기 때문에, Cr, Mo의 함유량은, 각각 단독으로 함유시키는 경우는, 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo를 병용하는 경우는, 각각 단독으로 상기 상한의 범위 내이고, 또한 바람직하게는 합계량을 1.5% 이하로 한다.
(B) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Ti, Nb, 및 V는, 모두 강판 중에 탄화물이나 질화물의 석출물을 형성하여, 강판의 강도를 향상시킴과 더불어, 구 γ립을 미세화시키는 작용을 갖는 원소이고, 단독으로, 또는 병용해서 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb, 및 V의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.005% 이상, 보다 바람직하게는 0.010% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘성이 열화된다. 따라서, Ti, Nb 및 V의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.10% 이하로 한다.
(C) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Cu와 Ni는, 잔류 오스테나이트의 생성, 안정화에 유효하게 작용하는 원소이고, 더욱이 내식성을 향상시키는 효과도 갖는 원소이며, 단독으로, 또는 병용해서 사용할 수 있다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, Cu, Ni의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상으로 한다. 그러나, Cu는 과잉으로 함유하면 열간 가공성이 열화되기 때문에, 단독으로 첨가하는 경우에는, Cu 함유량은 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하로 한다. Ni는 과잉으로 함유하면 고비용이 되기 때문에, Ni 함유량은 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하로 한다. Cu와 Ni는 병용하면 상기 작용이 발현되기 쉬워지고, 또한 Ni를 함유시키는 것에 의해 Cu 첨가에 의한 열간 가공성의 열화가 억제되기 때문에, Cu와 Ni를 병용하는 경우, 합계량으로 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 바람직하게는 1.0% 이하로 한다.
(D) B: 0% 초과 0.005% 이하
B는 담금질성을 향상시키는 원소이고, 오스테나이트를 안정하게 실온까지 존재시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B 함유량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상, 더 바람직하게는 0.0015% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 붕소화물을 생성시켜서 연성을 열화시키기 때문에, B 함유량은, 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.0035% 이하로 한다.
(E) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
Ca, Mg, 및 REM은, 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 작용을 갖는 원소이고, 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg, REM의 함유량은, 각각 단독으로 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상으로 한다. 그러나, 과잉으로 포함되면, 주조성이나 열간 가공성 등을 열화시키는 원인이 된다. 따라서 Ca, Mg, REM의 함유량은, 각각 단독으로 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.007% 이하로 한다.
한편, 본 발명에 있어서 REM이란 희토류 원소의 약어이며, 란타노이드 원소, 즉 La로부터 Lu까지의 15 원소, 및 스칸듐과 이트륨을 포함하는 의미이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 냉연 강판, 고강도 전기 아연도금 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법, 특히 고강도 냉연 강판과 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 한편, 고강도 냉연 강판의 제조 방법과 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법이란, 「상기 성분 조성으로 이루어지는 강판의 열연 공정에서, 권취 온도 500℃ 이상 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후 실온까지 냉각하여, 냉연 후, (Ac1점+20℃) 이상 Ac3점 미만의 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각」할 때까지의 공정은 동일하기 때문에, 해당 공정에 대해서는 아울러 설명하고, 상기 「500℃ 이하의 온도역까지 냉각」 후의 재가열 공정은 양자에서 상이하기 때문에, 해당 공정에 대해서는 고강도 냉연 강판과 고강도 용융 아연도금 강판의 경우로 나누어서 설명한다.
본 발명의 고강도 냉연 강판과 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법에서는, 상기 성분 조성을 만족하는 강에 열간 압연, 및 냉간 압연을 행해서 얻어진 강판에 대해, 후기하는 소둔을 행한다. 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 소둔 후, 재가열을 행한다. 나아가서는 필요에 따라서, 전기 아연도금 처리를 적절히 조합해서 행하는 것에 의해 고강도 전기 아연도금 강판을 얻을 수 있다. 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법에서는 소둔을 행한 후, 재가열함과 더불어 용융 아연도금 처리를 행한다. 나아가서는 필요에 따라서, 합금화 처리를 적절히 조합해서 행하는 것에 의해 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 제조 조건을 적절히 제어하는 것에 의해, 원하는 조직을 갖는 고강도 냉연 강판이나 고강도 용융 아연도금 강판 등을 얻을 수 있다.
예를 들면 도 1에 나타내는 바와 같이 상기 성분 조성을 갖는 강을 이용해서 통상적 방법에 기초하여, 열간 압연을 행한다. 열간 압연에서는, 예를 들면 마무리 압연 온도가 Ac3점 이상이 되도록 열간 압연한 후, 권취 온도 500℃ 이상, 800℃ 이하에서 권취한다. 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후, 실온까지 냉각해서 냉간 압연을 행한다. 한편, 마무리 압연 후의 냉각은 조업상의 상한으로 약 500℃/초이다.
냉간 압연 후, 소둔 공정으로서, Ac1점+20℃ 이상, Ac3점 미만의 2상 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 이어서 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각한다. 고강도 냉연 강판의 제조 방법에서는, 이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역으로 재가열해서 해당 온도역에서 30초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는 공정을 포함하도록 한다. 또한 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법에서는, 상기 500℃ 이하의 온도역까지 냉각 후, 이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역으로 재가열해서 해당 온도역에서 30초간 이상 유지함과 더불어, 해당 유지 시간 내에 용융 아연도금을 실시하고 나서 실온까지 냉각하는 공정을 포함하도록 한다.
이하, 상기 각 조건을 규정한 이유에 대해서 상술한다.
권취 온도 500℃ 이상, 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후, 실온까지 냉각
열간 압연 후, 권취 온도 500℃ 이상, 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지함으로써, 상기 소정의 Mn 농도 분포를 발생시켜, Mn을 포함하는 탄화물이 석출됨과 더불어, 냉간 압연 후의 소둔에 의해 페라이트상 중에서 구상화된 경질상이 된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 권취 온도는 500℃ 이상, 바람직하게는 550℃ 이상, 보다 바람직하게는 600℃ 이상으로 한다. 그러나 권취 온도가 지나치게 높으면 강판에 다량의 스케일이나, 입계 산화 등을 일으켜, 산세성이 열화되기 때문에, 권취 온도는 800℃ 이하, 바람직하게는 750℃ 이하, 보다 바람직하게는 700℃ 이하로 한다. 또한 권취 후에 유지하는 온도역은, 500℃ 이상, 바람직하게는 510℃ 이상, 보다 바람직하게는 520℃ 이상, 더 바람직하게는 550℃ 이상, 보다 더 바람직하게는 580℃ 이상으로 한다. 한편, 유지 온도가 지나치게 높으면 권취 온도가 지나치게 높은 경우와 동일하게 강판에 다량의 스케일이나, 입계 산화 등을 일으켜, 산세성이 열화되는 경우가 있기 때문에, 유지 온도는 800℃ 이하, 바람직하게는 780℃ 이하, 보다 바람직하게는 750℃ 이하, 더 바람직하게는 700℃ 이하로 한다. 해당 온도역에서의 유지 시간은 3시간 이상, 바람직하게는 4시간 이상, 보다 바람직하게는 5시간 이상, 더 바람직하게는 7시간 이상, 보다 더 바람직하게는 10시간 이상이다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면 권취 온도가 지나치게 높은 것과 마찬가지로 강판에 다량의 스케일이나, 입계 산화 등을 일으켜, 산세성이 열화되는 경우가 있기 때문에, 유지 시간은 바람직하게는 72시간 이하, 보다 바람직하게는 60시간 이하로 한다.
본 발명에 있어서, 소정의 온도에서 유지한다란, 반드시 동일 온도에서 계속 유지하지 않아도 되고, 소정의 온도 범위 내이면, 변동해도 된다는 취지이다. 예를 들면 상기 유지 온도의 범위 내에서 항온 유지해도 되고, 이 범위 내에서 변화, 즉, 온도 저하나 가열에 의한 온도 상승, 변태에 수반하는 복열에 의한 온도 상승 등을 포함하는 취지이다.
본 발명에서는 상기 온도역에서 소정의 시간 유지한 후, 실온까지 냉각하지만, 그때의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 공냉 등이면 된다.
산세, 냉연
열간 압연 후에는, 필요에 따라서 산세하고, 냉연율 30∼80% 정도의 냉간 압연을 행한다.
소둔
냉간 압연 후의 소둔 공정으로서, Ac1점+20℃ 이상, Ac3점 미만의 2상역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 이어서 500℃ 이하의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하여, 500℃ 이하의 온도역까지 냉각한다.
균열 유지 온도를 Ac1점+20℃ 이상, Ac3점 미만의 2상역에서 균열 유지함으로써, 본 발명의 상기 Mn 농도 분포를 유지하면서, 상기 원하는 양의 페라이트를 확보할 수 있다. 균열 유지 온도가 Ac1점+20℃보다도 낮으면, 최종적으로 얻어지는 강판의 금속 조직의 페라이트량이 지나치게 많아져서 충분한 강도를 확보할 수 없다. 그 때문에, 균열 유지 온도는 Ac1점+20℃ 이상, 바람직하게는 Ac1점+25℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac1점+50℃ 이상, 더 바람직하게는 Ac1점+80℃ 이상으로 한다. 한편, Ac3점 이상이 되면, 균열 유지 중에 페라이트를 충분히 생성·성장시킬 수 없어, 연성이 저하됨과 더불어, Mn 농도 분포가 균일해져, 페라이트상 중에 생성되는 구상 경질상이 감소한다. 그 때문에, 균열 유지 온도는 Ac3점 미만, 바람직하게는 Ac3점-5℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점-10℃ 이하, 더 바람직하게는 Ac3점-20℃ 이하의 온도로 한다.
한편, 상기 균열 유지 온도역으로 승온할 때의 평균 승온 속도는 특별히 한정되지 않고, 적절히 선택하는 것이 가능하고, 예를 들면 0.5∼50℃/초 정도의 평균 승온 속도여도 된다.
본 발명에서는 상기 균열 유지 온도역에서의 유지 시간은 특별히 한정되지 않는다. 그러나 유지 시간이 지나치게 짧으면 가공 조직이 잔존하여, 강의 연성이 저하되는 경우가 있기 때문에, 유지 시간은 바람직하게는 40초 이상, 보다 바람직하게는 60초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면 오스테나이트상으로의 Mn의 농축이 진행되어, Ms점이 저하되어서 MA 조직이 증가하는 경우가 있기 때문에, 유지 시간은 바람직하게는 3600초 이하, 보다 바람직하게는 3000초 이하로 한다.
또한 전술한 바와 같이 본 발명에 있어서 소정의 온도에서 유지한다란, 반드시 동일 온도에서 계속 유지하지 않아도 되고, 소정의 온도 범위 내이면, 변동해도 된다는 취지이다. 예를 들면 상기 균열 유지 온도에서 유지하는 경우는, Ac1점+20℃ 이상, Ac3점 미만의 범위 내에서 항온 유지해도 되고, 이 범위 내에서 변화시켜도 된다.
상기 Ac1점과 Ac3점은, 「레슬리 철강재료화학」, 마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, 273페이지에 기재되어 있는 하기 (a)식, (b)식으로부터 산출할 수 있다. 식 중 [ ]는 각 원소의 질량%로의 함유량을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.
Ac1(℃)=723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]···(a)
Ac3(℃)=910-203×√[C]-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-(30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti])···(b)
상기 균열 유지한 후, 500℃까지의 온도역을 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각한다. 상기 균열 유지 온도로부터의 냉각 속도를 제어하는 것에 의해 Mn 농도가 높은 페라이트의 생성을 억제함과 더불어, 페라이트의 생성량을 억제할 수 있다. 평균 냉각 속도가 느린 경우는, 냉각 중에 Mn 농도가 높은 페라이트가 생성되어, 굽힘성을 열화시키거나, 강도가 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상, 바람직하게는 15℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 없고, 수냉이나 유냉이어도 된다.
상기 500℃까지의 온도역을 상기 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각한다. 500℃ 이하의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 함으로써, 연질인 고온 베이나이트의 생성을 억제함과 더불어, 마텐자이트의 자기 템퍼링을 억제해서, 강도를 향상시킬 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 500℃ 이하의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상, 바람직하게는 15℃/초 이상, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 없고, 수냉이나 유냉이어도 된다.
한편, 500℃까지의 평균 냉각 속도와 500℃ 이하의 평균 냉각 속도는 동일해도 상이해도 되고, 상기 범위 내에서 적절히 조정하면 된다.
상기 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하는 경우의 냉각 정지 온도는, 500℃ 이하의 온도역이다. 냉각 정지 온도가 500℃보다도 높으면, 경질상이 적어져 버려, 강도를 확보하지 못하고, 또한 MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화된다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 500℃ 이하, 바람직하게는 400℃ 이하, 보다 바람직하게는 350℃ 이하, 더 바람직하게는 300℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 조업상, 실온까지이다.
이하, 재가열 공정에 대해서는, 냉연 강판의 제조 방법과 용융 아연도금 강판의 제조 방법으로 나누어서 설명한다.
냉연 강판의 제조 방법에 있어서의 재가열
상기 500℃ 이하의 온도역에서 냉각을 정지한 후, 이어서 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각한다.
냉각 정지 후, 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지함으로써, 마텐자이트 등의 경질상을 템퍼링함과 더불어, 미변태 오스테나이트를 변태시킬 수 있다. 재가열을 행하지 않는 경우나 유지 온도가 지나치게 낮은 경우는, 경질상의 템퍼링이 진행되지 않고, 고밀도의 전위가 생기거나, MA 조직이 다량으로 잔존하여, 굽힘성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서 재가열 온도는, 250℃ 이상, 바람직하게는 300℃ 이상, 보다 바람직하게는 350℃ 이상으로 한다. 한편, 상기 유지 온도가 지나치게 높아지면 강도가 저하된다. 따라서 재가열 온도는 500℃ 이하, 바람직하게는 470℃ 이하, 보다 바람직하게는 450℃ 이하로 한다. 한편, 본 발명에 있어서, 이 「재가열」은 문언대로, 상기 500℃ 이하까지의 냉각 정지 온도로부터의 가열, 즉, 승온을 의미한다. 따라서, 재가열 온도는 상기 냉각 정지 온도보다도 높은 온도이고, 상기 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역이어도, 냉각 정지 온도와 재가열 온도가 동일한 등온 유지나, 냉각 정지 온도로부터 더 낮은 온도로의 냉각 과정은, 이 재가열에 포함되지 않는다.
또한 상기 재가열 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면, 경질상을 충분히 템퍼링할 수 없고, 또한 미변태 오스테나이트를 변태시킬 수 없다. 따라서 유지 시간은 30초 이상, 바람직하게는 50초 이상, 보다 바람직하게는 100초 이상, 더 바람직하게는 200초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 지나치게 장시간 유지하면, 생산성이 저하되는 것 외에, 강도가 저하되기 때문에, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1000초 이하로 한다.
상기 재가열 온도역에서 소정 시간 유지한 후에는, 실온까지 냉각한다. 이때의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 바람직하게는 0.1℃/초 이상, 보다 바람직하게는 0.4℃/초 이상, 바람직하게는 200℃/초 이하, 보다 바람직하게는 150℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하면 된다.
본 발명에서는, 상기 얻어진 강판 표면에, 전기 아연도금층이 형성되어 있어도 된다.
상기의 전기 아연도금층의 형성 방법은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 전기 아연도금 처리법을 채용할 수 있다. 예를 들면, 전기 아연도금 강판을 제조하는 경우, 55℃의 아연 용액에 침지하면서 통전시켜, 전기 아연도금 처리를 행하는 방법을 들 수 있다. 또한 편면당 도금 부착량도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 전기 아연도금 강판의 경우는 10∼100g/m2 정도로 하는 것을 들 수 있다.
용융 아연도금 강판의 제조 방법에 있어서의 재가열
상기 500℃ 이하의 온도역에서 냉각을 정지한 후, 이어서 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지함과 더불어, 해당 유지 시간 내에 용융 아연도금을 실시하고 나서 실온까지 냉각한다.
냉각 정지 후, 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지함으로써, 마텐자이트 등의 경질상을 템퍼링함과 더불어, 미변태 오스테나이트를 변태시킬 수 있다. 재가열을 행하지 않는 경우나 유지 온도가 지나치게 낮은 경우는, 경질상의 템퍼링이 진행되지 않고, 고밀도의 전위가 생기거나, MA 조직이 다량으로 잔존하여, 굽힘성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서 재가열 온도는, 250℃ 이상, 바람직하게는 300℃ 이상, 보다 바람직하게는 350℃ 이상으로 한다. 한편, 상기 유지 온도가 지나치게 높아지면 강도가 저하된다. 따라서 재가열 온도는 500℃ 이하, 바람직하게는 470℃ 이하, 보다 바람직하게는 450℃ 이하로 한다. 한편, 본 발명에 있어서, 이 「재가열」은 문언대로, 상기 500℃ 이하까지의 냉각 정지 온도로부터의 가열, 즉, 승온을 의미한다. 따라서, 재가열 온도는 상기 냉각 정지 온도보다도 높은 온도이고, 상기 250℃ 이상, 500℃ 이하의 온도역이어도, 냉각 정지 온도와 재가열 온도가 동일한 등온 유지나, 냉각 정지 온도로부터 더 낮은 온도로의 냉각 과정은, 이 재가열에 포함되지 않는다.
또한 상기 재가열 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면, 경질상을 충분히 템퍼링할 수 없고, 또한 미변태 오스테나이트를 변태시킬 수 없다. 따라서 유지 시간은 30초 이상, 바람직하게는 50초 이상, 보다 바람직하게는 100초 이상, 더 바람직하게는 200초 이상으로 한다. 한편, 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 지나치게 장시간 유지하면, 생산성이 저하되는 것 외에, 강도가 저하되기 때문에, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1000초 이하로 한다.
본 발명에서는 상기 재가열 온도역에서의 30초간 이상의 유지 시간 내에 있어서 용융 아연도금 처리를 행하여, 강판 표면에 용융 아연도금층을 형성한다. 본 발명에서는, 용융 아연도금과 상기 재가열 온도역에 있어서의 유지를 겸하여 행한다. 즉, 재가열에 의한 금속 조직이나 강도 등의 적절한 관리를 행하기 위해서는, 재가열 온도역의 상기 유지 시간에 있어서 용융 아연도금을 행할 필요가 있다. 용융 아연도금층의 형성 방법은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 용융 아연도금 처리법을 채용할 수 있다. 예를 들면 상기 재가열 온도역으로 온도 조정된 도금욕에 강판을 침지시켜서 용융 아연도금 처리를 행하면 된다. 도금 시간은 상기 유지 시간을 만족하면 되고, 원하는 도금량을 확보할 수 있도록 적절히 조정하면 된다. 도금 시간은 예를 들면 1∼10초로 하는 것이 바람직하다.
재가열에 있어서의, 용융 아연도금 처리와; 가열만으로 도금 처리 없음;의 조합으로서, 하기 여러 가지의 패턴이 있다.
(i) 가열만을 행한 후, 용융 아연도금 처리를 행한다.
(ii) 용융 아연도금 처리를 행한 후, 가열만을 행한다.
(iii) 가열만, 용융 아연도금, 가열만의 순서로 행한다.
상기 가열만인 경우의 재가열 온도와, 용융 아연도금 온도, 즉 도금욕의 온도가 상이한 경우, 한쪽의 온도로부터 다른 쪽의 온도로 가열 또는 냉각하는 경우를 포함할 수 있다. 상기 가열의 방법으로서, 노(爐) 가열이나 유도 가열 등을 들 수 있다.
강판 표면에 합금화 용융 아연도금층을 형성하는 경우는, 상기 용융 아연도금 후, 합금화를 행하면 된다. 합금화 온도는 특별히 한정되지 않지만, 합금화 온도가 지나치게 낮으면 합금화가 충분히 진행되지 않기 때문에, 바람직하게는 450℃ 이상, 보다 바람직하게는 460℃ 이상, 더 바람직하게는 480℃ 이상이다. 한편, 합금화 온도가 지나치게 높으면 합금화가 지나치게 진행되어서 도금층 중의 Fe 농도가 높아져, 도금 밀착성이 악화되기 때문에, 바람직하게는 550℃ 이하, 보다 바람직하게는 540℃ 이하, 더 바람직하게는 530℃ 이하이다. 또한 합금화 처리의 시간은 특별히 한정되지 않고, 원하는 합금화가 얻어지도록 조정하면 된다. 합금화 처리 시간은 바람직하게는 10초 이상 60초 이하이다. 한편, 합금화 처리는 상기 재가열 온도역 내에서 소정 시간 유지한 후에 행하기 때문에, 합금화 처리 시간은 상기 재가열 온도역 내에서의 유지 시간에 포함하지 않는다.
상기 재가열 온도역에서 소정 시간 유지한 후에는, 실온까지 냉각한다. 이때의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않고, 바람직하게는 0.1℃/초 이상, 보다 바람직하게는 0.4℃/초 이상, 바람직하게는 200℃/초 이하, 보다 바람직하게는 150℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하면 된다.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 6mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.
본 발명의 고강도 냉연 강판 및 고강도 용융 아연도금 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상, 바람직하게는 1,000MPa 이상, 보다 바람직하게는 1,010MPa 이상인 강판을 대상으로 한다. 연성은, 강도와 연성의 밸런스, 즉 「단위 MPa에서의 인장 강도×단위 %에서의 연성」으로 표시되고, 바람직하게는 15,000MPa·% 이상, 보다 바람직하게는 15,100MPa·% 이상, 더 바람직하게는 15,200MPa·% 이상으로 한다. 굽힘성은, 강도와 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 구해지는 VDA(Verband der Automobilindustrie) 굽힘 각도의 밸런스, 즉 「단위 MPa에서의 인장 강도×단위 °로 표시되는 VDA 굽힘 각도」로 표시되고, 바람직하게는 100,000MPa·° 이상, 보다 바람직하게는 100,500MPa·° 이상, 더 바람직하게는 101,000MPa·° 이상으로 한다.
본원은 2014년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2014-053399호, 2014년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2014-053400호, 및 2014년 9월 22일에 출원된 일본 특허출원 제2014-192757호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2014년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2014-053399호의 명세서의 전체 내용, 2014년 3월 17일에 출원된 일본 특허출원 제2014-053400호의 명세서의 전체 내용, 및 2014년 9월 22일에 출원된 일본 특허출원 제2014-192757호의 명세서의 전체 내용이 본원의 참고를 위해 원용된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
실시예 1
하기 표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 하기 조건에서 열간 압연→냉간 압연→연속 소둔을 행해서, 냉연 강판을 제조했다. 표 1에 나타내는 성분 조성의 강은, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며, 공란은 원소를 첨가하고 있지 않다는 것을 의미한다.
열간 압연
슬래브를 1250℃까지 가열하고, 압하율 90%, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 판 두께 2.3mm까지 열간 압연했다. 그 후, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 표 2 또는 표 3에 나타내는 「권취 온도(℃)」까지 냉각해서 권취한 후, 표 2에 나타내는 「유지 온도 1(℃)」, 및 「유지 시간(시간)」에서 유지하거나, 표 3에 나타내는 「유지 개시 온도(℃)」, 「유지 종료 온도(℃)」, 및 「유지 시간(시간)」의 조건에서 유지했다. 이어서 실온까지 공냉해서 열연 강판을 제조했다.
냉간 압연
얻어진 열연 강판을 산세해서 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.2mm의 냉연 강판을 제조했다.
냉연 강판의 소둔
얻어진 냉간 압연 강판을, 표 2 또는 표 3에 나타내는 조건에서, 균열 유지→냉각→재가열해서, 공시강을 제조했다. 한편, 표 2의 No. 32는, 재가열을 행하고 있지 않은 비교예이며, 재가열 대신에, 냉각 정지 온도 480℃로부터 350℃로 냉각 후, 해당 온도에서 300초간 유지한 것을, 재가열의 란에 나타내고 있다.
표 중, 균열 유지한 온도는 「균열 온도(℃)」, 균열 후 500℃까지의 평균 냉각 속도는 「평균 냉각 속도 1(℃/초)」, 500℃ 이하에서의 냉각 속도는 「평균 냉각 속도 2(℃/초), 냉각 정지 온도는 「냉각 정지 온도(℃)」, 냉각 정지 후 재가열 시의 유지 온도는 「재가열 유지 온도(℃)」, 해당 유지 온도에서의 유지 시간은 「재가열 유지 시간(초)」이라고 각각 표기했다. 한편, 본 실시예에서는, 균열 유지 온도에서의 유지 시간을 100초∼600초로 했다. 상기 「재가열 유지 온도(℃)」에서 「재가열 유지 시간(초)」 후에는, 실온까지 방냉해서 공시강을 얻었다. 한편, 후기 전기 아연도금을 행하지 않았던 냉연 강판에 대해서는, 표 중의 「품종」란에 「CR」이라고 기입했다.
전기 아연도금 강판의 제조
상기 공시강의 일부는, 55℃의 아연도금욕에 침지하고, 전류 밀도 30∼50 A/dm2의 조건에서 전기 도금 처리를 실시한 후, 수세, 건조해서 전기 아연도금 강판을 얻었다. 한편, 편면당 아연도금 부착량: 10∼100g/m2이었다. 또한 상기 도금 처리에서는, 적절히 알칼리 수용액 침지 탈지, 수세, 산세 등의 세정 처리를 행해서, 표면에 전기 아연도금층을 갖는 공시강을 얻었다. 전기 아연도금한 강판은, 표 중의 「품종」란에 「EG」라고 기입했다.
각 공시강에 대해서, 하기에 상술하는 바와 같이, 금속 조직, Mn 농도, 각종 기계적 특성의 평가를 행하여, 표 4 또는 표 5에 나타냈다.
금속 조직의 측정
페라이트의 면적률, 경질상의 면적률, MA 조직의 면적률, 잔류 γ의 체적률, 구상 경질상의 비율은 이하와 같이 측정했다. 즉, 공시강의 단면을 연마하고, 하기에 나타내는 바와 같이 부식시키고 나서, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경을 이용해서 판 두께의 1/4 위치를 관찰했다. 그리고, 광학 현미경 또는 SEM으로 촬영한 금속 조직 사진을 화상 해석해서 각 조직의 비율을 측정했다. 하기에 상세를 나타낸다.
페라이트의 면적률
상기 연마 후에, 나이탈로 부식시켜, SEM으로 배율 1000배로, 1시야 사이즈: 100μm×100μm를 합계 3시야 관찰하고, 격자 간격 5μm, 격자점 수 20×20의 점산법으로 페라이트의 면적률을 측정하여, 3시야의 평균값을 산출했다. 결과를 표 중의 「페라이트(면적%)」에 기재했다. 한편, 페라이트의 면적률에는, 페라이트상 중의 경질상을 제외한다.
경질상의 면적률
상기 페라이트 이외의 조직을 경질상으로 하고, 상기 관찰 시야 100면적%로부터 페라이트 면적률을 제외한 값을 경질상의 면적률로 했다. 결과를 표 중의 「경질상(면적%)」에 기재했다. 한편, 경질상의 조직에 대해서도 관찰하여, 경질상은 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트, 잔류 γ, 및 MA 조직으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종인 것을 확인했다.
MA 조직의 면적률
상기 연마 후에, 레페라로 부식시켜, 광학 현미경으로 배율 1000배로, 1시야 사이즈: 100μm×100μm를 합계 3시야 관찰하고, 격자 간격 5μm, 격자점 수 20×20의 점산법으로 MA 조직의 면적률을 측정하여, 3시야의 평균값을 산출했다. 결과를 표 중의 「MA(면적%)」에 기재했다. 한편, 상기 레페라 부식으로 백색화된 개소를 MA 조직으로서 관찰했다.
잔류 γ의 체적률
판 두께 1/4 위치까지 #1000∼#1500의 샌드페이퍼를 사용해서 연마한 후, 추가로 표면을 깊이 10∼20μm까지 전해 연마하고 나서, X선 회절 장치, 리가쿠사제 RINT1500을 이용해서 측정했다. 구체적으로는, Co 타겟을 사용하여, 40kV-200mA를 출력해서 2θ로 40°∼130°의 범위를 측정하고, 얻어진 bcc(α)의 회절 피크(110), (200), (211), 및 fcc(γ)의 회절 피크(111), (200), (220), (311)로부터 잔류 γ의 정량 측정을 행했다. 결과를 표 중의 「잔류 γ(체적%)」에 기재했다.
페라이트상 중의 구상 경질상
상기 연마 후에, 나이탈로 부식시켜, 페라이트상에 존재하는 원상당 직경으로 2μm 이하의 어스펙트비 1∼3의 구상의 경질상을 SEM으로 배율 1000배로, 1시야 사이즈: 100μm×100μm를 합계 3시야 관찰하고, 화상 해석해서 상기 경질상에서 차지하는 구상 경질상의 비율을 구했다. 결과를 표 중의 「구상 경질상(면적%)」에 기재했다.
Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 비율
Mn 농도는, 공시강을 횡단면으로 절단, 수지에 매설하고, 연마 후, 20μm×20μm의 범위를, EPMA를 이용하여 빔 지름 1μm 이하의 조건에서 측정했다. 얻어진 Mn 농도를, 유도 결합 플라즈마 발광 분광법으로 화학 분석을 행한 강판의 Mn 농도로 나누어서 강판 중의 Mn 농도에 대한 Mn 농도 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 비율을 구했다. 그 후, Mn 농도가 1.2배 이상인 영역과 1.2배 미만인 영역을 각각 색별하여, Mn 농도 1.2배 이상을 갖는 영역의 면적%를 구했다. 결과를 표 중의 「Mn 농도 1.2배의 면적률(%)」에 기재했다.
Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 표준 편차
상기 강판 중의 Mn 농도에 따라서 색별한 화상을, □ 2μm 구획으로 100구획으로 구획짓고, 각 구획 내에 있어서 Mn 농도가 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측하여, 100구획의 표준 편차를 구했다. 결과를 표 중의 「Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차(면적%)」에 기재했다.
페라이트상 중의 Mn 농도가 강판 중의 Mn 농도에서 차지하는 비율
상기 Mn 농도를 EPMA 분석으로 측정한 20μm×20μm와 동일한 시야를 SEM 관찰했다. EPMA 분석 결과와 SEM 화상을 비교해 보고, 각 페라이트립과 그의 Mn 농도 분포를 동정했다. 페라이트립의 장축 및 단축이 교차하는 점을 페라이트립의 중심 위치로 하고, 해당 중심 위치의 Mn 농도를 그 페라이트립의 Mn 농도로 했다. 20μm×20μm 범위에 있어서의 페라이트립 중심 위치의 Mn 농도를 상기 수법으로 동정하고, 각 20μm×20μm 범위에 있어서의 가장 Mn 농도가 높은 페라이트립의 Mn 농도를, 강판의 Mn 농도로 나누는 것에 의해, 페라이트상 중의 Mn 농도가 강판의 Mn 농도에서 차지하는 비율을 구했다. 본 발명에서는 20μm×20μm를 1시야로 하여, 3시야의 평균값을 페라이트상 중의 Mn 농도가 강판의 Mn 농도에서 차지하는 비율로 했다. 결과를 표 중의 「페라이트상 중 Mn 농도의 비율」에 기재했다.
기계적 특성의 평가
공시강의 기계적 특성은, JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 이용해서 인장 시험을 행하여, 인장 강도, 및 연성을 측정했다. 상기 시험편은 공시강으로부터, 압연 방향에 대해서 수직인 방향이 길이 방향이 되도록 잘라냈다. 얻어진 인장 강도와 연성으로부터 강도-연성 밸런스를 산출했다. 표 중, 인장 강도는 「TS(MPa)」, 연성은 「EL(%)」, 강도-연성의 밸런스는 「TS×EL(MPa·%)」로 했다.
본 발명에서는, 인장 강도가 980MPa 이상인 경우는, 고강도여서 합격으로 하고, 980MPa 미만인 경우는 강도 부족이어서 불합격이라고 평가했다.
또한 연성은 강도-연성 밸런스로 평가하여, TS×EL이 15,000MPa·% 이상인 경우는, 연성이 우수하다고 해서 합격으로 하고, 15,000MPa·% 미만인 경우는, 연성이 나쁘다고 해서 불합격이라고 평가했다.
굽힘성의 평가
굽힘성은 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준 「VDA238-100」에 기초해서 이하의 측정 조건에서 평가를 행했다. 본 발명에서는 굽힘 시험으로 얻어지는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하여, 굽힘 각도를 구했다. 결과를 표 중의 「VDA 굽힘 각도(°)」에 기재했다. 또한 인장 강도와 굽힘 각도로부터 굽힘성을 평가했다. 결과를 표 중의 「TS×VDA(MPa·°)」에 기재했다. TS×VDA가 100,000MPa·° 이상인 경우는, 굽힘성이 우수하다고 해서 합격으로 하고, 100,000MPa·° 미만인 경우는, 굽힘성 부족이라고 해서 불합격이라고 평가했다.
측정 조건
 시험 방법: 롤 지지, 펀치 밀어 넣기
 롤 지름: φ30mm
 펀치 형상: 선단 R=0.4mm
 롤간 거리: 2.9mm
 밀어 넣기 속도: 20mm/min
 시험편 치수: 60mm×60mm
 굽힘 방향: 압연 직각 방향
 시험기: SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
Figure pat00001
Figure pat00002
Figure pat00003
Figure pat00004
Figure pat00005
표 1∼5로부터 다음의 것을 알 수 있다. 본 발명의 성분 조성을 만족하는 강종 A∼T 및 W∼AC를 이용해서 본 발명에서 규정하는 소둔 조건에서 제조한 실험 No. 1∼18, 20, 24∼26, 28, 29, 및 33∼43의 강판은, 인장 강도 980MPa 이상의 영역에 있어서, 연성과 굽힘성이 우수했다.
이에 비해, 상기 이외의 강판은, 하기에 상술하는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성이나 제조 조건을 만족하지 않아, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.
표 1의 강종 U는 C 함유량, 강종 V는 Mn 함유량이 본 발명의 상한을 초과하고 있어, 냉간 압연 시에 파단을 일으켰기 때문에, 공시강을 제조할 수 없었다.
실험 No. 19는 500℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열하지 않았던 예이며, MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화되었다.
실험 No. 21은 권취 후, 소정의 온도에서 유지하지 않았던 예이며, Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 22는 권취 온도, 및 유지 온도가 낮았던 예이며, Mn 농도 1.2배의 면적률, 및 Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 23은 권취 후, 소정의 온도에서의 유지 시간이 짧았던 예이며, Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 27은 균열 온도가 높았던 예이며, 페라이트가 생성되지 않고, 또한 Mn 농도 1.2배의 면적률, 및 Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮았기 때문에, 연성이 나빴다.
실험 No. 30은 냉각 정지 온도가 높았던 예이며, 페라이트와 MA 조직이 많아져, 강도가 낮고, 또한 연성, 및 굽힘성도 나빴다.
실험 No. 31은 500℃까지의 냉각 속도가 느린 예이며, 페라이트상 중의 Mn 농도가 지나치게 높아졌기 때문에, 굽힘성이 악화되었다.
실험 No. 32는 500℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열을 행하고 있지 않은 예이며, MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화되었다.
실시예 2
하기 표 6에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고, 하기 조건에서 열간 압연→냉간 압연→연속 소둔을 행해서, 냉연 강판을 제조했다. 표 6에 나타내는 성분 조성의 강은, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며, 공란은 원소를 첨가하고 있지 않다는 것을 의미한다.
열간 압연
슬래브를 1250℃까지 가열하고, 압하율 90%, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 판 두께 2.3mm까지 열간 압연했다. 그 후, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 표 7 또는 표 8에 나타내는 「권취 온도(℃)」까지 냉각해서 권취한 후, 표 7에 나타내는 「유지 온도 1(℃)」, 및 「유지 시간(시간)」에서 유지하거나, 표 8에 나타내는 「유지 개시 온도(℃)」, 「유지 종료 온도(℃)」, 및 「유지 시간(시간)」의 조건에서 유지했다. 이어서 실온까지 공냉해서 열연 강판을 제조했다.
냉간 압연
얻어진 열연 강판을 산세해서 표면의 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.2mm의 냉연 강판을 제조했다.
냉연 강판의 소둔, 용융 아연도금 강판이나 합금화 용융 아연도금 강판의 제조
얻어진 냉간 압연 강판을, 표 9 또는 표 10에 나타내는 조건에서, 균열 유지→냉각→재가열→도금 처리해서, 공시강을 제조했다. 한편, 표 7의 No. 29는, 재가열을 행하고 있지 않은 비교예이며, 재가열 대신에, 냉각 정지 온도 470℃로부터 400℃로 냉각 후, 해당 온도에서 45초간 유지한 것을, 재가열의 란에 나타내고 있다.
표 중, 균열 유지한 온도는 「균열 온도(℃)」, 균열 후 500℃까지의 평균 냉각 속도는 「평균 냉각 속도 1(℃/초)」, 500℃ 이하에서의 냉각 속도는 「평균 냉각 속도 2(℃/초), 냉각 정지 온도는 「냉각 정지 온도(℃)」, 냉각 정지 후 재가열 시의 유지 온도는 「재가열 유지 온도(℃)」, 해당 유지 온도에서의 유지 시간은 「재가열 유지 시간(초)」, 도금욕의 온도를 「도금욕 온도(℃)」, 도금 처리 시간을 「용융 아연도금 처리 시간(초)」이라고 각각 표기했다. 한편, 「재가열 유지 시간(초)」은 「용융 아연도금 처리 시간(초)」을 포함하는 합계 시간이다.
상기 「재가열 유지 온도(℃)」에서, 거의 (「재가열 유지 시간(초)」-「용융 아연도금 처리 시간(초)」) 유지한 후, 아연도금욕에 강판을 침지시켜, 「용융 아연도금 처리 시간(초)」에서 용융 아연도금층을 형성했다. 실험 No. 31, 33에서는, 아연도금욕으로 침지 직전에, 표 8의 「재가열 유지 온도(℃)」로부터 「도금욕 온도(℃)」까지 가열을 행하고 나서 아연도금욕에 침지시켰다. 한편, 일부 강판에는 용융 아연도금 처리를 실시한 후, 합금화 처리를 행했다. 표 중, 이때의 합금화 온도를 「합금화 온도(℃)」, 합금화 온도에서의 유지 시간을 「합금화 처리 시간(초)」이라고 표기했다. 소정 시간 유지한 후, 실온까지 방냉해서 공시강을 얻었다. 한편, 표 중의 「품종」란에 용융 아연도금 처리만을 행한 강판은 「GI」, 합금화 처리도 행한 강판은 「GA」라고 기입했다.
각 공시강에 대해서, 하기에 상술하는 바와 같이, 금속 조직, Mn 농도, 각종 기계적 특성의 평가를 실시예 1과 마찬가지로 해서 행하여, 표 9 또는 표 10에 나타냈다.
Figure pat00006
Figure pat00007
Figure pat00008
Figure pat00009
Figure pat00010
표 6∼10으로부터 다음의 것을 알 수 있다. 본 발명의 성분 조성을 만족하는 강종 A∼N 및 Q∼U를 이용해서 본 발명에서 규정하는 소둔 조건에서 제조한 실험 No. 1, 2, 4, 5, 10, 11, 13∼16, 18∼23, 25∼28, 및 30∼35의 강판은, 인장 강도 980MPa 이상의 영역에 있어서, 연성과 굽힘성이 우수했다.
이에 비해, 상기 이외의 강판은, 하기에 상술하는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성이나 제조 조건을 만족하지 않아, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.
표 6의 강종 O는 C 함유량, 강종 P는 Mn 함유량이 본 발명의 상한을 초과하고 있어, 냉간 압연 시에 파단을 일으켰기 때문에, 공시강을 제조할 수 없었다.
실험 No. 3은 500℃ 이하까지 냉각한 후의 재가열 유지 온도에서의 유지 시간이 짧았던 예이며, MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화되었다.
실험 No. 6은 권취 후, 소정의 온도에서 유지하지 않았던 예이며, Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 7은 권취 온도, 및 유지 온도가 낮았던 예이며, Mn 농도 1.2배의 면적률, 및 Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 8은 권취 후, 소정의 온도에서의 유지 시간이 짧았던 예이며, Mn 농도 1.2배 영역의 표준 편차가 낮아, 굽힘성이 나빴다.
실험 No. 9는 500℃ 이하까지 냉각한 후의 재가열이 낮았던 예이며, MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화되었다.
실험 No. 12는 균열 온도가 높았던 예이며, 페라이트가 충분히 생성되지 않고, 또한 페라이트상 중의 Mn 농도가 지나치게 높아졌기 때문에, 연성이 나빴다.
실험 No. 17은 냉각 정지 온도가 높았던 예이며, 페라이트와 MA 조직이 많아져, 강도가 낮고, 또한 굽힘성도 나빴다.
실험 No. 24는 500℃까지의 냉각 속도가 느린 예이며, 페라이트상 중의 Mn 농도가 지나치게 높아졌기 때문에, 굽힘성이 악화되었다.
실험 No. 29는 500℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열하지 않았던 예이며, MA 조직이 증가해서 굽힘성이 열화되었다.

Claims (11)

  1. 강판의 성분 조성이, 질량%로,
    C: 0.10% 이상 0.30% 이하,
    Si: 1.2% 이상 3% 이하,
    Mn: 0.5% 이상 3.0% 이하,
    P: 0% 초과 0.1% 이하,
    S: 0% 초과 0.05% 이하,
    Al: 0.005% 이상 0.2% 이하,
    N: 0% 초과 0.01% 이하, 및
    O: 0% 초과 0.01% 이하
    를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 또한
    강판의 판 두께 1/4 위치의 조직이 하기 (1)∼(5) 모두를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 냉연 강판.
    (1) 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 전체 조직에 대한 페라이트의 면적률이 5% 이상 50% 미만이고, 잔부는 경질상이다.
    (2) 레페라 부식을 행하고, 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 전체 조직에 대한 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직의 면적률이 0% 초과 30% 이하이다.
    (3) 전자선 마이크로프로브 분석계로 분석했을 때에, Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역이 5면적% 이상 존재하고, 또한
    (4) □ 2μm 구획에서 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 1.2배 이상 농축되어 있는 영역의 분율을 계측하여, 100구획 측정했을 때의 표준 편차가 4.0% 이상이다.
    (5) 전자선 마이크로프로브 분석계로 분석했을 때에, 페라이트상 중의 Mn 농도가 상기 강판 중의 Mn 농도의 0.90배 이하이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    X선 회절법으로 측정했을 때에, 전체 조직에 대한 잔류 오스테나이트의 체적률이 5% 이상인 고강도 냉연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 경질상이, 상기 프레시 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직과; 베이니틱 페라이트, 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 조직;으로 이루어지는 고강도 냉연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 다른 원소로서, 질량%로, 하기 (A)∼(E) 중 1 이상을 추가로 포함하는 고강도 냉연 강판.
    (A) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종;
    (B) Ti: 0% 초과 0.15% 이하,
    Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및
    V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종;
    (C) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종;
    (D) B: 0% 초과 0.005% 이하
    (E) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 REM: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 전기 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 전기 아연도금 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연도금 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
  8. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 냉연 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
    상기 성분 조성으로 이루어지는 강판의 열연 공정에서,
    권취 온도 500℃ 이상 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후 실온까지 냉각하여, 냉연 후,
    (Ac1점+20℃) 이상 Ac3점 미만의 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각하고,
    이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지하고 나서 실온까지 냉각하는, 연성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제 8 항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 고강도 냉연 강판에, 추가로 전기 아연도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 전기 아연도금 강판의 제조 방법.
  10. 제 6 항에 기재된 고강도 용융 아연도금 강판을 제조하기 위한 방법으로서,
    상기 성분 조성으로 이루어지는 강판의 열연 공정에서,
    권취 온도 500℃ 이상 800℃ 이하에서 권취하고, 그 후 500℃ 이상 800℃ 이하에서 3시간 이상 유지한 후 실온까지 냉각하여, 냉연 후,
    (Ac1점+20℃) 이상 Ac3점 미만의 온도역에서 균열 유지하고, 그 후, 500℃까지를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상, 500℃ 이하를 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 500℃ 이하의 온도역까지 냉각하고,
    이어서 250℃ 이상 500℃ 이하의 온도역까지 재가열을 행하여, 30초간 이상 유지함과 더불어, 해당 유지 시간 내에 용융 아연도금을 실시하고 나서 실온까지 냉각하는, 연성 및 굽힘성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,  
    상기 용융 아연도금을 실시한 후, 450℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 합금화를 행하는 것인 고강도 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
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