KR20220058939A - 고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법 Download PDF

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KR20220058939A
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요시야스 가와사키
무네카 이와사와
유키 도지
요시마사 후나카와
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정 성분 조성을 갖고, 강 조직은, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법
본 발명은, 자동차 분야에서 사용되는 충격 에너지 흡수 부재에 대한 적용에 바람직한 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재에 관한 것이다. 특히, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경의 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 재료의 박육화를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해져 오고 있다. 한편, 자동차의 충돌 안전성 향상에 대한 사회적 요구도 보다 더욱 높아지고 있어, 강판의 고강도화뿐만 아니라, 주행 중에 충돌했을 경우의 내충격 특성 (압괴 특성) 이 우수한 강판 및 그 부재의 개발도 요망되고 있다.
그러나, 프론트 사이드 멤버나 리어 사이드 멤버로 대표되는 충격 에너지 흡수 부재는, 인장 강도 (TS) 가 850 ㎫ 미만인 강판의 적용에 머물러 있다. 이것은, 고강도화에 수반하여, 국부 연성이나 굽힘성 등의 성형성이 저하하기 때문에, 충돌 시험을 모의하는 굽힘 압괴 시험이나 축 압괴 시험에서 균열되어 버려, 충격 에너지를 충분히 흡수할 수 없기 때문이다.
여기서, 고강도 그리고 고연성의 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 가공 야기 변태를 이용한 고강도 강판이 제안되어 있다. 이 고강도 강판은, 잔류 오스테나이트를 가진 조직을 나타내고, 성형시에는 잔류 오스테나이트에 의해 성형이 용이하고, 또한 성형 후에는 잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 변태하기 때문에, 고강도를 구비한 것이 된다. 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 인장 강도가 1000 ㎫ 이상이고, 전체 신장 (EL) 이 30 ％ 이상인 잔류 오스테나이트의 가공 야기 변태를 이용한 매우 높은 연성을 갖는 고강도 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 2 에는, 고 Mn 강을 사용하여, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열 처리를 실시하는 것에 의해, 높은 강도-연성 밸런스를 실현하는 발명이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 3 에는, 고 Mn 강으로 열간 압연 후 조직을 베이나이트나 마텐자이트를 포함하는 조직으로 하고, 어닐링과 템퍼링에 의해 미세한 잔류 오스테나이트를 형성시키고, 추가로, 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 조직으로 함으로써 국부 연성을 개선하는 발명이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 4 에는, 최대 인장 강도 (TS) 780 ㎫ 이상으로 충돌시의 충격 흡수 부재에 적용 가능한 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.
일본 공개특허공보 소61-157625호 일본 공개특허공보 평1-259120호 일본 공개특허공보 2003-138345호 일본 공개특허공보 2015-78394호
특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판은, C, Si, Mn 을 기본 성분으로 하는 강판을 오스테나이트화한 후에, 베이나이트 변태 온도역 내에 퀀칭하여 등온 유지하는, 이른바 오스템퍼 처리를 실시하는 것에 의해 제조된다. 이 오스템퍼 처리에 의한 오스테나이트에 대한 C 의 농화에 의해 잔류 오스테나이트가 생성된다. 여기서, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 함유량이 0.3 ％ 를 초과하는 다량의 C 첨가가 필요하게 된다. 그러나, 강 중의 C 량이 많아지면 스폿 용접성이 저하하고, 특히 함유량이 0.3 ％ 를 초과하는 것과 같은 C 량에서는 그 저하가 현저해진다. 이 때문에, 특허문헌 1 에 기재된 고강도 강판을 자동차용 강판으로서 실용화하는 것은 곤란하다. 또한, 특허문헌 1 에 기재된 발명은, 고강도 강판의 연성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있기 때문에, 굽힘성 및 압괴 특성에 대해서는 고려하고 있지 않다. 또한, 특허문헌 2 에 기재된 발명은, 미변태 오스테나이트 중으로의 Mn 농화에 의한 연성, 특히 균일 연성의 향상은 검토하고 있지 않아, 성형성에 개선의 여지가 있다. 또한, 특허문헌 3 에 기재된 강판은, 고온에서 템퍼링된 베이나이트 혹은 마텐자이트를 많이 포함하는 조직이기 때문에, 강도 확보가 어렵고, 또한, 국부 연성을 개선하기 위해서 잔류 오스테나이트량이 제한되어, 전체 신장도 불충분하다. 또한, 특허문헌 4 에 기재된 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 잔류 오스테나이트량이 2 ％ 정도이고, 연성, 특히, 균일 연성이 낮아 불충분하다.
본 발명은, 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재를 얻기 위해서, 강판의 성분 조성 및 조직 제어의 관점에서 예의 연구를 거듭한 결과, 이하를 지견하였다.
즉, 소정 성분 조성을 갖고, 특히 Mn 을 3.10 질량％ 이상 6.00 질량％ 이하로 제어함과 함께, 강 조직을, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상이 되도록 제어함으로써, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재를 얻는 것이 가능해지는 것을 알 수 있었다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
Si : 2.00 ％ 이하,
Mn : 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하,
P : 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
N : 0.0100 ％ 이하,
Al : 1.200 ％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[2] [1] 에 기재된 고강도 강판에 있어서, 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
Mn : 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하,
N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하,
Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강 조직은, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[3] [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판에 있어서, 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.500 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
B : 0.0050 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Mo : 1.000 ％ 이하,
Cu : 1.000 ％ 이하,
Sn : 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
Zr : 0.0050 ％ 이하,
Ca : 0.0050 ％ 이하,
Mg : 0.0050 ％ 이하,
REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[4] [3] 에 기재된 고강도 강판에 있어서, 성분 조성이, 질량％ 로, Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,
W : 0.0005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,
B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[5] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판에 있어서, 강 중 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[6] [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이, 강판의 표면에 아연 도금층을 갖는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[7] [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이, 강판의 표면에 알루미늄 도금층을 갖는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
[8] 굽힘 압괴하여 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재로서, 상기 충격 흡수부가 [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판으로 이루어지는 충격 흡수 부재.
[9] 축 압괴하여 아코디언상으로 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재로서, 상기 충격 흡수부가 [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판으로 이루어지는 충격 흡수 부재.
[10] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
[11] [6] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하고, 계속해서 용융 아연 도금 처리 혹은 전기 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
[12] [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하고, 계속해서 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
[13] 상기 Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지 후, 계속해서 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지하는 [10] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[14] 상기 도금 처리 후, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지하는 [11] 또는 [12] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 980 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 를 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가진 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재가 얻어진다.
이하, 본 발명의 고강도 강판 및 충돌 흡수 부재에 대하여 설명한다.
먼저, 본 발명의 고강도 강판에 있어서의, 강의 성분 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하
C 는, 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 강판의 인장 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또한, C 는, 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시켜, 강판의 연성, 특히, 균일 연성을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.030 ％ 미만인 경우, 원하는 마텐자이트의 면적률을 확보하는 것이 어렵고, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보하는 것이 어렵고, 양호한 연성, 특히, 양호한 균일 연성이 얻어지지 않는다. 한편, 함유량 0.250 ％ 를 초과하여 C 를 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해지고, 강판의 연성, 특히, 균일 연성이 저하할 뿐만 아니라, 각종 굽힘 변형시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가한다. 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 또한, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하고, 용접부의 기계적 특성이 저하하기 때문에, 스폿 용접성이나 아크 용접성 등이 열화한다. 이러한 관점에서, C 의 함유량은, 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.080 ％ 이상이고, 바람직하게는 0.200 ％ 이하로 한다.
Si : 2.00 ％ 이하
Si 는, 페라이트의 고용 강화에 의해 강판의 인장 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. 또한, Si 는, 페라이트의 가공 경화능을 향상시키기 때문에, 양호한 연성, 특히, 양호한 균일 연성의 확보에 유효하다. Si 의 함유량이 0.01 ％ 에 미치지 못하면 그 효과가 부족해지기 때문에, Si 의 함유량의 하한을 0.01 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 한편, 함유량이 2.00 ％ 를 초과하는 Si 의 과잉의 함유는, 표면 품질의 저하를 일으키고, 또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 원하는 값을 얻을 수 없어, 양호한 굽힘성 및 압괴 특성이 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 의 함유량은, 2.00 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.01 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 바람직하게는 1.60 ％ 이하로 한다.
Mn : 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하
Mn 은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 첨가 원소이다. Mn 은, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 양호한 연성, 특히, 균일 연성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강판의 인장 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 작용은, Mn 의 함유량이 3.10 ％ 이상에서 확인된다. 한편, 함유량이 6.00 ％ 초과인 Mn 의 과잉의 함유는, 표면 품질의 저하를 일으키고, 또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 원하는 값을 얻을 수 없고, 양호한 굽힘성 및 압괴 특성이 얻어지지 않는다. 이러한 관점에서, Mn 의 함유량은, 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 3.40 ％ 이상이고, 바람직하게는 5.20 ％ 이하로 한다.
P : 0.100 ％ 이하
P 는, 고용 강화의 작용을 가져, 원하는 인장 강도에 따라 함유할 수 있는 원소이다. 또한, P 는, 페라이트 변태를 촉진시키기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 용융 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 용융 아연 도금의 품질을 저해한다. 따라서, P 의 함유량은, 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.050 ％ 이하로 한다.
S : 0.0200 ％ 이하
S 는, 입계에 편석하여 열간 가공시에 강판을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 강판의 굽힘성을 저하시킨다. 그 때문에, S 의 함유량은, 0.0200 ％ 이하, 바람직하게는 0.0100 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 할 필요가 있다. 생산 기술 상의 제약으로부터, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
N : 0.0100 ％ 이하
N 은, 강판의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. N 의 함유량은 적을 수록 바람직하지만, 생산 기술 상의 제약으로부터, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, N 의 함유량은, 0.0100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.0070 ％ 이하로 한다.
Al : 1.200 ％ 이하
Al 은, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역을 확대시켜, 기계적 특성의 어닐링 온도 의존성의 저감, 요컨대, 재질 안정성에 유효한 원소이다. Al 의 함유량이 0.001 ％ 에 미치지 못하면 그 첨가 효과가 부족해지기 때문에, 하한을 0.001 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, Al 은, 탈산제로서 작용하여, 강판의 청정도에 유효한 원소이고, 탈산 공정에서 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 함유량이 1.200 ％ 를 초과하는 Al 의 다량의 함유는, 연속 주조시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아져, 제조성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, Al 의 함유량은, 1.200 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.030 ％ 이상이다. 바람직하게는 1.000 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.800 ％ 이하로 한다.
또한, 상기의 성분에 더하여, 질량％ 로, Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하, B : 0.0050 ％ 이하, Ni : 1.000 ％ 이하, Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하, Cu : 1.000 ％ 이하, Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하, Ta : 0.100 ％ 이하, Zr : 0.0050 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유해도 된다.
Ti : 0.200 ％ 이하
Ti 는, 강판의 석출 강화에 유효하고, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 양호한 굽힘성을 확보 가능하다. 또한, 마텐자이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화하여, 양호한 굽힘성이 얻어진다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.002 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 그러나, 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 각종 굽힘 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ti 를 함유하는 경우에는, Ti 의 함유량은, 0.200 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.
Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.500 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하
Nb, V, W 는, 강의 석출 강화에 유효하다. 또한, 페라이트의 강도를 향상시킴으로써 경질 제 2 상 (마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트) 과의 경도차를 저감시킬 수 있고, 양호한 굽힘성을 확보 가능하다. 또한, 마텐자이트나 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화하여, 양호한 굽힘성이 얻어진다. 이들 효과를 얻기 위해서, Nb, W, V 모두 0.005 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 그러나, Nb 는 함유량 0.200 ％, V, W 는 함유량이 각각 0.500 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 굽힘성 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 따라서, Nb 를 함유하는 경우에는, Nb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. 또한, V, W 를 함유하는 경우에는, V, W 의 함유량은 모두 0.500 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다.
B : 0.0050 ％ 이하
B 는, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성 및 성장을 억제하고, 각 상의 결정립 미세화 효과에 의해 강판의 굽힘성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.0003 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 그러나, B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 강판의 연성이 저하된다. 따라서, B 를 함유하는 경우, B 의 함유량은, 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.
Ni : 1.000 ％ 이하
Ni 는, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 양호한 연성, 특히, 균일 연성의 확보에 유효하고, 또한, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 상승시키는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.005 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 한편, 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 굽힘성 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우에는, Ni 의 함유량은, 1.000 ％ 이하로 한다.
Cr : 1.000 ％ 이하, Mo : 1.000 ％ 이하
Cr, Mo 는, 강판의 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 작용을 가지기 때문에 필요에 따라 함유할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서, 함유량이 각각 0.005 ％ 이상이 바람직하다. 그러나, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 굽힘성 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 함유량은 각각 1.000 ％ 이하로 한다.
Cu : 1.000 ％ 이하
Cu 는, 강판의 강화에 유효한 원소로서, 필요에 따라 함유할 수 있다. 그 효과를 얻기 위해서, 0.005 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 한편, 함유량 1.000 ％ 를 초과하여 함유하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 과대해져, 굽힘성 시험시에, 마텐자이트의 결정 입계에서의 마이크로 보이드가 증가하고, 또한, 균열의 전파가 진행되게 되어, 강판의 굽힘성이 저하된다. 따라서, Cu 를 함유하는 경우에는, Cu 의 함유량은 1.000 ％ 이하로 한다.
Sn : 0.200 ％ 이하, Sb : 0.200 ％ 이하
Sn 및 Sb 는, 강판 표면의 질화나 산화에 의해 발생하는 강판 표층의 수십 ㎛ 정도의 영역의 탈탄을 억제하는 관점에서, 필요에 따라 함유할 수 있다. 질화나 산화를 억제함으로써, 강판 표면에 있어서 마텐자이트의 면적률이 감소하는 것을 억제할 수 있기 때문에, 강의 강도나 재질 안정성의 확보에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서, 함유량은 각각 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, 이것들 어느 원소에 대해서도, 함유량 0.200 ％ 를 초과하여 과잉으로 첨가하면 강판의 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 함유량은 각각 0.200 ％ 이하로 한다.
Ta : 0.100 ％ 이하
Ta 는, Ti 나 Nb 와 마찬가지로, 합금 탄화물이나 합금 탄질화물을 생성하여 강의 고강도화에 기여한다. 더하여, Ta 는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용하여, (Nb, Ta)(C, N) 과 같은 복합 석출물을 생성함으로써 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화에 의한 강판의 강도에 대한 기여를 안정화시키는 효과가 있는 것으로 생각된다. 전술한 석출물 안정화의 효과를 얻기 위해서, Ta 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, Ta 를 과잉으로 함유해도 석출물 안정화 효과가 포화하고 또한, 합금 비용도 증가한다. 따라서, Ta 를 함유하는 경우에는, Ta 의 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다.
Zr : 0.0050 ％ 이하, Ca : 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0050 ％ 이하, REM : 0.0050 ％ 이하
Zr, Ca, Mg 및 REM 은, 황화물의 형상을 구상화하고, 강판의 굽힘성에 대한 황화물의 악영향을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.0005 ％ 이상의 함유량이 바람직하다. 그러나, 각각 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하는 과잉의 함유는, 개재물 등의 증가를 일으켜, 표면 및 내부 결함 등을 일으킨다. 따라서, Zr, Ca, Mg 및 REM 을 함유하는 경우에는, 함유량은 각각 0.0050 ％ 이하로 한다.
또한, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에 대하여 설명한다.
페라이트의 면적률 : 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만
양호한 연성, 특히, 양호한 균일 연성을 확보하기 위해서, 또한, 양호한 굽힘성을 확보하기 위해서, 페라이트의 면적률을 30.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 980 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서, 연질의 페라이트의 면적률을 80.0 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 35.0 ％ 이상 75.0 ％ 이하이다.
마텐자이트의 면적률 : 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하
980 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서, 경질의 마텐자이트의 면적률을 3.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 양호한 연성, 특히, 양호한 균일 연성을 확보하기 위해서, 또한, 양호한 굽힘성을 확보하기 위해서, 경질의 마텐자이트의 면적률을 30.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 5.0 ％ 이상이고, 바람직하게는 25.0 ％ 이하이다.
또한, 페라이트, 마텐자이트의 면적률은, 이하의 순서로 구할 수 있다. 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면 (L 단면) 을 연마 후, 3 vol.％ 나이탈로 부식하고, 판 두께 1/4 의 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4 에 상당하는 위치) 에 대하여, SEM (주사형 전자 현미경) 을 사용하여 2000 배의 배율로, 60 ㎛ × 45 ㎛ 의 범위의 시야를 10 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상을 사용하여, Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여 각 조직 (페라이트, 마텐자이트) 의 면적률을 10 시야분 산출하고, 그것들의 값을 평균하여 구한다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색의 조직 (하지 조직), 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있다.
잔류 오스테나이트의 체적률 : 12.0 ％ 이상
잔류 오스테나이트의 체적률은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 특히, 양호한 균일 연성을 확보하기 위해서, 또한, 양호한 굽힘성을 확보하기 위해서, 잔류 오스테나이트의 체적률을 12.0 ％ 로 할 필요가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 14.0 ％ 이상이다.
또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 이하의 순서로 구할 수 있다. 강판을 판 두께 방향의 1/4 면 (강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4 에 상당하는 면) 까지 연마하고, 이 판 두께 1/4 면의 회절 X 선 강도를 측정함으로써 구한다. 입사 X 선에는 MoKα 선을 사용하여, 잔류 오스테나이트의 {111}, {200}, {220}, {311} 면의 피크의 적분 강도의, 페라이트의 {110}, {200}, {211} 면의 피크의 적분 강도에 대한, 12 가지 방법의 모든 조합의 강도비를 산출하고, 이것들의 평균치에 의해 구할 수 있다.
페라이트의 평균 결정 입경 : 5.0 ㎛ 이하
페라이트의 평균 결정 입경은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 페라이트 결정립의 미세화는, 항복 신장 (YP-EL) 의 발현과, 강판의 굽힘성의 향상에 기여한다. 그 때문에, 1.0 ％ 이상의 항복 신장 (YP-EL) 과 양호한 굽힘성을 확보하기 위해서, 페라이트의 평균 결정 입경을 5.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 4.0 ㎛ 이하이다.
잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 2.0 ㎛ 이하
잔류 오스테나이트 결정립의 미세화는, 잔류 오스테나이트 자체의 안정성 향상에 의해, 강판의 연성, 특히, 균일 연성의 향상에 기여한다. 또한, 굽힘성 시험시에, 굽힘 변형에 의해 잔류 오스테나이트로부터 변태한 가공 야기 마텐자이트의 결정 입계에서의 균열 전파를 억제하고, 강판의 굽힘성의 향상이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 향상으로 연결된다. 그 때문에, 양호한 연성, 특히, 균일 연성, 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 2.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 1.5 ㎛ 이하이다.
또한, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 상기 서술한 Image-Pro 를 사용하여, 페라이트립 및 잔류 오스테나이트립의 각각의 면적을 구하고, 원 상당 직경을 산출하고, 그것들의 값을 평균하여 구할 수 있다. 잔류 오스테나이트와 마텐자이트는, EBSD (Electron BackScattered Diffraction) 의 Phase Map 에 의해 식별하였다.
잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값 : 1.50 이상
잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 양호한 연성, 특히, 균일 연성을 확보하기 위해서는, Mn 이 농화한 안정적인 잔류 오스테나이트의 체적률이 많을 필요가 있다. 또한, 실온에서의 굽힘 압괴 시험이나 축 압괴 시험에서는, 고속 변형에 의한 발열에 더하여, 일부, 잔류 오스테나이트로부터 가공 야기 마텐자이트로의 변태 발열도 발생하여, 자기 발열만으로 150 ℃ 이상이 된다. 150 ℃ 에서의 오스테나이트는 가공 야기 마텐자이트로 변태하기 어려워지기 때문에, 굽힘 압괴 및 축 압괴의 변형 후기까지 균열하지 않고 찌그러지고, 특히, 축 압괴에서는 강판은 균열되지 않고 아코디언상으로 찌그러진다. 이 때문에, 높은 충격 흡수 에너지가 얻어진다. 또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값도 커진다. 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값은, 바람직하게는 1.70 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량은, FE-EPMA (Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer ; 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저) 를 사용하여, 판 두께 1/4 의 위치에 있어서의 압연 방향 단면의 각 상에 대한 Mn 의 분포 상태를 정량화하고, 30 개의 잔류 오스테나이트립 및 30 개의 페라이트립의 Mn 량 분석 결과의 평균치에 의해 구할 수 있다.
잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상
본 발명에서는, 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트 (라스 (lath) 상 잔류 오스테나이트) 가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상임으로써, 연성, 특히, 균일 연성 그리고 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성을 향상시킨다. 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트 (괴상 잔류 오스테나이트) 가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상임으로써, 실온에서의 굽힘 압괴 시험이나 축 압괴 시험에서는, 고속 변형에 의한 발열에 더하여, 일부, 잔류 오스테나이트로부터 가공 야기 마텐자이트로의 변태 발열도 발생하여, 자기 발열만으로 150 ℃ 이상이 된다. 150 ℃ 에서의 오스테나이트는 가공 야기 마텐자이트로 변태하기 어려워지기 때문에, 굽힘 압괴 및 축 압괴의 변형 후기까지 균열하지 않고 찌그러지고, 특히, 축 압괴에서는 강판은 균열되지 않고 아코디언상으로 찌그러진다. 이 때문에, 높은 충격 흡수 에너지가 얻어진다.
150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인 것
150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인 것은, 본 발명에 있어서 매우 중요한 구성 요건이다. 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값을 0.40 이상으로 함으로써, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험을 실시한 경우, 오스테나이트는 가공 야기 마텐자이트로 변태하기 어려워진다. 이 때문에, 굽힘 압괴 및 축 압괴의 변형 후기까지 강판은 균열하지 않고 찌그러지고, 특히, 축 압괴에서는 강판은 균열되지 않고 아코디언상으로 찌그러져, 높은 충격 흡수 에너지가 얻어진다. 그 때문에, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상으로 한다. 바람직한 값은, 0.50 이상이다. 또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부는, 파단부로부터 0.1 ㎜ 들어간 인장 시험편 긴 쪽 (강판의 압연 방향에 평행한 방향) 의 판 두께 1/4 단면 위치를 말한다.
강 중 확산성 수소량 : 0.50 질량ppm 이하
양호한 굽힘성을 확보하기 위해서는, 강 중 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 것이 바람직하다. 강 중 확산성 수소량은, 보다 바람직하게는 0.30 질량ppm 이하의 범위 내이다. 또한, 강 중 확산성 수소량의 산출 방법은, 어닐링판으로부터 길이가 30 ㎜, 폭이 5 ㎜ 인 시험편을 채취하고, 도금층을 연삭 제거 후, 강 중의 확산성 수소량 및 확산성 수소의 방출 피크를 측정하였다. 방출 피크는 승온 탈리 분석법 (Thermal Desorption Spectrometry ; TDS) 으로 측정하고, 승온 속도는 200 ℃/hr 로 하였다. 또한, 300 ℃ 이하에서 검출된 수소를 강 중 확산성 수소량으로 하였다. 또한, 강 중 확산성 수소량 산출에 사용하는 시험편은, 자동차 부품 등 가공 후의 제품, 조립 후의 자동차 차체 등으로부터 채취해도 상관없고, 어닐링판으로 한정되지 않는다.
본 발명의 고강도 강판의 강 조직에는, 페라이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 이외에, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트, 시멘타이트 등의 탄화물이, 면적률로 8 ％ 이하의 범위로 포함되어도, 본 발명의 효과가 손상되는 경우는 없다.
본 발명의 고강도 강판은, 강판의 표면에 아연 도금층이나 알루미늄 도금층을 구비해도 된다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 조건에 대하여 설명한다.
강 슬래브의 가열 온도
특별히 한정은 하지 않지만, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역 내로 하는 것이 바람직하다. 강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강의 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 강 슬래브의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 탄화물의 충분한 고용이 곤란하고, 압연 하중의 증대에 의한 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대하는 등의 문제가 생길 가능성이 있다. 그 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소하고, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도 강 슬래브의 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강 슬래브의 가열 온도가 1300 ℃ 초과에서는, 산화량의 증가에 수반하여 스케일 로스가 증대하기 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1150 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 1250 ℃ 이하이다.
강 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해서, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박 슬래브 주조법 등에 의해 제조하는 것도 가능하다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각시키지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직송 압연이나 직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다. 또한, 강 슬래브는 통상적인 조건으로 조 (粗) 압연에 의해 시트 바가 된다. 가열 온도가 낮은 경우에는, 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다.
열간 압연의 마무리 압연 출측 온도
가열 후의 강 슬래브는, 조압연 및 마무리 압연에 의해 열간 압연되어 열연 강판이 된다. 이 때, 마무리 압연 출측 온도가 1000 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대하고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화할 가능성이 있다. 또한, 산세 후에 열연 스케일의 제거 잔여물 등이 일부에 존재하면, 강판의 연성이나 굽힘성에 악영향을 미칠 가능성이 있다. 한편, 마무리 압연 출측 온도가 750 ℃ 미만인 경우, 오스테나이트가 미재결정 상태에서의 압하율이 높아져, 비정상적인 집합 조직이 발달하여, 최종 제품에 있어서의 면내 이방성이 현저해져, 재질의 균일성 (재질 안정성) 이 손상될 가능성이 있다. 따라서, 열간 압연의 마무리 압연 출측 온도는, 750 ℃ 이상 1000 ℃ 이하의 온도역 내로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 800 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 950 ℃ 이하이다.
열간 압연 후의 권취 온도
열간 압연 후의 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 열연 강판 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 최종 어닐링판의 양호한 굽힘성의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 또한, 최종재의 표면 품질이 저하할 가능성이 있다. 한편, 열간 압연 후의 권취 온도가 300 ℃ 미만인 경우, 열연 강판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대하거나, 판 형상의 불량이 발생하기 때문에, 생산성이 저하할 가능성이 있다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도는, 300 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 온도역 내로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 400 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 650 ℃ 이하이다.
또한, 열연시에 조압연 강판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또한, 조압연 강판을 일단 권취해도 상관없다. 또한, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상 및 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세를 실시한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 것으로부터, 최종 제품의 고강도 강판의 양호한 화성 처리성이나 땜납 품질의 확보를 위해서 중요하다. 또한, 1 회의 산세를 실시해도 되고, 복수회로 나누어 산세를 실시해도 된다.
산세 후, 열연 강판에 대하여 이하의 조건으로 열 처리를 실시한다.
열연 강판에 대한 열 처리 : Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지
Ac1 변태점 미만의 온도역, (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 를 초과하는 온도역, 및 21600 초 이하에서 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 충분히 진행되지 않아, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보나, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하로 하는 것이나, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상으로 하는 것이 곤란해져, 강판의 연성, 특히, 균일 연성이나 굽힘성이 저하할 가능성이 있다. 또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값을 0.40 이상으로 확보하기 어려워질 가능성이 있다. 바람직하게는 (Ac1 변태점 ＋ 30 ℃) 이상이고, 바람직하게는 (Ac1 변태점 ＋ 130 ℃) 이하로 한다. 또한, 유지 시간은 259200 초 이하가 바람직하다. 259200 초를 초과하여 유지하는 경우, 오스테나이트 중으로의 Mn 의 농화가 포화하고, 최종 어닐링 후의 연성, 특히, 균일 연성에 대한 효능 영역이 작아질 뿐만 아니라, 비용 상승으로 연결될 가능성이 있다.
열연 강판에 대한 열 처리 후의 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도 : 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하
열연 강판의 어닐링 처리 중에 Mn 이 농화한 오스테나이트에 있어서도, 장시간 유지에 의해 조대화한 오스테나이트는 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도가 200 ℃/시간 초과인 경우, 펄라이트 변태를 억제하게 된다. 이 펄라이트의 적당량의 활용은, 냉간 압연 후의 어닐링 처리로 미세한 페라이트 및 미세한 잔류 오스테나이트가 되기 때문에, 1.0 ％ 이상의 항복 신장 (YP-EL) 의 확보나, 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 확보에 유효하다. 또한, 이 펄라이트의 적당량의 활용에 의해, 최종 조직의 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트 (라스상 잔류 오스테나이트) 가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상의 확보가 용이해지기 때문에, 연성, 특히, 균일 연성 그리고 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성을 향상시킨다. 따라서, 열연 강판의 어닐링 처리 후의 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도는 200 ℃/시간 이하로 한다. 한편, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도가 5 ℃/시간 미만인 경우, 최종 어닐링 후에 충분한 잔류 오스테나이트의 체적률의 확보가 곤란, 또한 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 결정 입경이 커져, 1.0 ％ 이상의 항복 신장 (YP-EL) 의 확보가 어렵다. 그 결과, 양호한 연성, 특히, 양호한 균일 연성, 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 바람직하게는 10 ℃/시간 이상이고, 바람직하게는 170 ℃/시간 이하이다. 또한, 열연 강판의 어닐링 처리 후의 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내의 평균 냉각 속도는, (550 ℃ - 400 ℃)/(550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지 온도 강하하는 데에 필요로 한 시간), 으로 하여 구하였다.
상기 열간 압연 후, 열 처리한 강판은, 필요에 따라, 통상적인 방법에 따라, 산세 처리를 실시하고, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다. 특별히 한정은 하지 않지만, 냉간 압연의 압하율은, 20 ％ 이상 85 ％ 이하의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. 압하율이 20 ％ 미만에서는, 미재결정 페라이트가 잔존하여, 강판의 연성의 저하를 초래할 가능성이 있다. 한편, 압하율이 85 ％ 를 초과하면, 냉간 압연에 있어서의 부하가 증대하여, 통판 트러블이 발생할 가능성이 있다.
다음으로, 얻어진 냉연 강판에 대하여 이하의 열 처리를 실시한다.
400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온
400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 미만의 평균 승온 속도로 승온하는 경우, 회복·재결정의 과도한 진행에 의해, 조직이 조대화한다. 이 때문에, 최종 조직의 페라이트의 결정 입경이 커져, 항복 신장 (YP-EL) 의 발현과, 양호한 굽힘성의 확보가 어렵다. 또한, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 50 ℃/초 초과의 평균 승온 속도로 승온하는 경우, 용해 잔여물의 펄라이트가 다량으로 잔존하여, 냉연 강판의 2 회째 어닐링 처리 후에 마텐자이트의 체적률이 과대해진다. 이 때문에, 양호한 연성, 특히, 균일 연성의 확보가 곤란해져, 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 확보가 곤란해진다.
냉연 강판에 대한 1 회째의 열 처리 : Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지
Ac1 변태점 미만의 온도역 및 20 초 미만으로 유지하는 경우, 승온 중에 형성되는 탄화물이 용해되어 잔존하여, 충분한 체적률의 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 확보가 곤란해져, 강판의 인장 강도가 저하할 가능성이 있다. 또한, Ac1 변태점 미만의 온도역에서 유지하는 경우, 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트 (괴상 잔류 오스테나이트) 가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 를 초과하는 온도역에서는, 마텐자이트의 체적률이 과대해진다. 또한, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대해지고, 1.0 ％ 이상의 항복 신장 (YP-EL) 이 얻어지지 않아, 양호한 연성, 특히, 균일 연성, 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 유지하는 온도역은, 바람직하게는 Ac1 변태점 이상이고, 바람직하게는 (Ac1 변태점 ＋ 130 ℃) 이하이다. 또한, 3600 초를 초과하여 유지하는 경우, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 조대해져, 1.0 ％ 이상의 항복 신장 (YP-EL) 이 얻어지지 않아, 양호한 연성, 특히, 균일 연성, 각종 굽힘성이나 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 보다 바람직하게는 50 초 이상이고, 보다 바람직하게는 1800 초 이하이다.
냉연 강판에 대한 1 회째의 열 처리 후, 실온까지 냉각시킨다. 실온까지 냉각 후, 필요에 따라, 통상적인 방법에 따라 산세 처리를 실시해도 된다. 또한, 냉연 강판에 대한 1 회째의 열 처리 후, 실온까지 냉각시키고, 필요에 따라, 이하의 조건으로 2 회째의 열 처리를 실시해도 된다.
냉연 강판에 대한 2 회째의 열 처리 : 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지
50 ℃ 미만의 온도역 또는 1800 초 미만으로 유지하는 경우, 강 중 확산성 수소가 강판으로부터 방출되지 않기 때문에, 강판의 각종 굽힘성이 저하할 가능성이 있다. 한편, 300 ℃ 초과의 온도역 또는 259200 초 초과로 유지하는 경우, 잔류 오스테나이트의 분해에 의해 충분한 체적률의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 강판의 연성, 특히, 균일 연성이 저하할 가능성이 있다. 또한, 냉연 강판에 대한 2 회째의 열 처리 후에는, 실온까지 냉각시키면 된다. 또한, 도금 처리를 실시했을 경우, 냉연 강판에 대한 2 회째의 열 처리는, 후술하는 도금 처리 후에 실시한다. 보다 바람직하게는, 70 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 200 ℃ 이하이다. 또한, 보다 바람직하게는 3600 초 이상이고, 보다 바람직하게는 216000 초 이하이다.
도금 처리를 실시하는 것
상기와 같이 하여 얻은 냉연판에, 용융 아연 도금 처리나 전기 아연 도금 처리나 용융 알루미늄 도금 처리와 같은 도금 처리를 실시함으로써, 강판 표면에 아연 도금층이나 알루미늄 도금층을 구비하는 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 「용융 아연 도금」 에는, 합금화 용융 아연 도금도 포함하는 것으로 한다. 또한, 도금 처리를 실시하는 경우, 상기 서술한 바와 같이, 냉연 강판에 대한 2 회째의 열 처리는 도금 처리 후에 필요에 따라 실시하면 된다.
예를 들어, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 어닐링 처리를 실시한 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도역 내의 용융 아연 도금욕 중에 침지하여, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 또한, 용융 아연 도금욕으로는, Al 의 함유량이 0.08 ％ 이상 0.18 ％ 이하의 범위 내에 있는 용융 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 용융 아연 도금 처리 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다. 600 ℃ 를 초과하는 온도에서 합금화 처리를 실시하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하고, 원하는 잔류 오스테나이트의 체적률을 확보할 수 없어, 강판의 연성, 특히, 균일 연성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역 내에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 전기 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 특별히 한정하지 않지만, 피막 두께가 5 ㎛ 내지 15 ㎛ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
또한, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시할 때에는, 냉연판 어닐링을 실시하여 얻은 냉연판을 660 ∼ 730 ℃ 의 알루미늄 도금욕 중에 침지하여, 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정한다. 또한, 알루미늄 도금욕 온도가 Ac1 변태점 이상 Ac1 변태점 ＋ 100 ℃ 이하의 온도역에 적합한 강은, 용융 알루미늄 도금 처리에 의해, 더욱 미세하고 안정적인 잔류 오스테나이트가 생성되기 때문에, 추가적인 연성, 특히, 균일 연성의 향상이 가능해진다.
또한, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 처리를 제조할 때에는, 도금 직전의 열 처리보다 전 (예를 들어 열간 압연 권취 후와 1 회째의 열 처리 사이, 도금 직전의 열 처리 (3 회째의 열 처리) 와 그 1 개 전의 열 처리 (2 회째의 열 처리) 사이) 에, 산세 처리를 실시함으로써, 최종적으로 양호한 도금 품질이 얻어진다. 이것은, 도금 처리 직전의 표면에 산화물이 존재하는 것이 억제되어, 그 산화물에 의한 불도금이 억제되기 때문이다. 더욱 상세하게 서술하면, 열 처리시에 산화 용이 원소 (Mn, Cr, Si 등) 가 강판 표면에 산화물을 만들어 농화하기 때문에, 열 처리 후의 강판 표면 (산화물 바로 아래) 에 산화 용이 원소의 결핍층이 형성된다. 그 후의 산세 처리로 산화 용이 원소에 의한 산화물을 제거하면, 강판 표면에는 산화 용이 원소의 결핍층이 나타나고, 그 후의 3 회째 열 처리시에 산화 용이 원소의 표면 산화가 억제된다.
그 밖의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링은, 연속 어닐링 설비에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 어닐링, 용융 아연 도금, 용융 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL (Continuous Galvanizing Line) 에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 상기의 「고강도 용융 아연 도금 강판」 에, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 ％ 이상이 바람직하고, 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 0.1 ％ 미만의 압하율에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하다. 또한, 압하율이 2.0 ％ 를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하된다. 또한, 스킨 패스 압연은, 온라인으로 실시해도 되고, 오프 라인으로 실시해도 된다. 또한, 한 번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 실시해도 되고, 수 회로 나누어 실시해도 상관없다. 또한, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시할 수도 있다.
본 발명의 고강도 강판은, 자동차에 있어서의 충격 흡수 부재의 충격 흡수부로서 사용할 수 있다. 구체적으로는, 굽힘 압괴하여 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재나, 축 압괴하여 아코디언상으로 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재에 있어서의 충격 흡수부에, 본 발명의 고강도 강판을 사용할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판으로 이루어지는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 980 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 를 갖고, 또한 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성을 가지고 있고, 충격 흡수가 우수하다.
실시예
표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로로 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 열간 압연한 후 산세하고, 이어서 표 2-1, 2-2 에 나타내는 조건으로 열연 강판의 열 처리, 냉각, 냉간 압연, 냉연 강판의 열 처리를 각각 실시한 후, 고강도 냉연 강판 (CR) 을 얻었다. 또한, 일부의 것에 대해서는, 추가로 용융 아연 도금 처리 (용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시하는 것도 포함한다), 용융 알루미늄 도금 처리 또는 전기 아연 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI), 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA), 용융 알루미늄 도금 강판 (Al), 전기 아연 도금 강판 (EG) 으로 하였다. 용융 아연 도금욕은, 용융 아연 도금 강판 (GI) 에서는, Al : 0.19 질량％ 함유 아연욕을 사용하였다. 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 에서는, Al : 0.14 질량％ 함유 아연욕을 사용하고, 욕 온도는 465 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은 편면 당 45 g/㎡ (양면 도금) 으로 하고, GA 는, 도금층 중의 Fe 농도를 9 질량％ 이상 12 질량％ 이하의 범위 내가 되도록 조정하였다. 또한, 용융 알루미늄 도금 강판용의 용융 알루미늄 도금욕의 욕 온도는 680 ℃ 로 하였다. 얻어진 강판의 강 조직, 인장 특성, 굽힘성, 굽힘 압괴 특성 및 축 압괴 특성을 평가하였다. 또한, Ac1 변태점은 이하의 식을 사용하여 구하였다.
Ac1 변태점 (℃)
= 751 - 16 × (％C) ＋ 11 × (％Si) - 28 × (％Mn) - 5.5 × (％Cu)
- 16 × (％Ni) ＋ 13 × (％Cr) ＋ 3.4 × (％Mo)
강판의 강 조직에 대해서는, 상기 서술한 방법에 의해 관찰하여 구하였다.
인장 특성에 대해서는, 이하의 방법에 의해 구하였다.
실온에서의 인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 (2011 년) 에 준거하여 실시하여, 실온에서의 TS (인장 강도), EL (전체 신장), YP-EL (항복 신장), U. EL (균일 신장) 을 측정하였다. 또한, 인장 특성은 하기의 경우를 양호라고 판단하였다.
＜TS 가 980 ㎫ 이상 1180 ㎫ 미만＞
YP-EL ≥ 1.0 ％, EL ≥ 22 ％, U. EL ≥ 18 ％
＜TS 가 1180 ㎫ 이상＞
YP-EL ≥ 1.0 ％, EL ≥ 18 ％, U. EL ≥ 14 ％
또한, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험은, 인장 방향이 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 샘플을 채취한 JIS 5 호 시험편을 사용하여, JIS G 0567 (2012 년) 에 준거하여 실시하였다. 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 와, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 는, 모두 X 선 회절에 의해 산출하였다.
세로 벽부 굽힘 균열을 평가하는 재료 시험으로서, U 굽힘 시험 후에 밀착 굽힘 시험을 실시하였다. 폭 양단면을 연삭으로 마무리한 60 ㎜C (C 방향 : 강판의 압연 방향과 직각 방향을 따른 방향) × 30 ㎜L (L 방향 : 압연 방향을 따른 방향) 의 사이즈의 시험편을 사용하였다. U 굽힘 가공은, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 어느 공시재에 있어서도 균열이 발생하지 않는 펀치의 굽힘 반경을 R = 4 ㎜, 스트로크 속도를 1500 ㎜/min (고속) 로, 긴 쪽 C 방향 굽힘 (굽힘 능선 길이 : 30 ㎜L) 으로 실시하였다. 이어서, U 굽힘 가공 후의 시험편에 대하여 밀착 굽힘 가공을 실시하였다. 밀착 굽힘 가공은, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 사이에 끼우는 스페이서의 판 두께를 변화시켜, 스트로크 속도를 20 ㎜/min (저속) 과 1500 ㎜/min (고속) 로, 가압 하중을 10 ton, 가압 시간을 3 초, U 굽힘 가공 후의 시험편의 굽힘 능선과 가압 방향이 직각에서 실시하였다. 또한, 스페이서는 그 판 두께를 0.5 ㎜ 피치로 변화시키고, 굽힘 능선을 따라 0.5 ㎜ 이상의 균열이 발생하지 않는 균열 한계의 스페이서 판 두께로 하였다. 균열 한계의 스페이서 판 두께가 5.0 ㎜ 이하를 양호라고 판단하였다.
4 개 절곡 균열을 평가하는 재료 시험으로서, 손수건 굽힘 가공을 실시하였다. 전체 단면을 연삭으로 마무리한 60 ㎜C × 100 ㎜L 의 사이즈의 시험편을 사용하였다. U 굽힘 가공은, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 펀치의 굽힘 반경이 어느 공시재에 있어서도 균열이 발생하지 않는 R = 4 ㎜ 이고, 스트로크 속도를 1500 ㎜/min (고속) 로, 긴 쪽 L 방향 굽힘 (굽힘 능선 길이 : 60 ㎜C) 을 실시하였다. 이어서, U 굽힘 가공 후의 시험편에 대하여 밀착 굽힘 가공을 실시하였다. 밀착 굽힘 가공은, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 어느 공시재에 있어서도 균열이 발생하지 않는 스페이서 두께 : 5 ㎜ 이고, 스트로크 속도를 비교적 고속의 1500 ㎜/분으로, 가압 하중을 10 ton, 가압 시간을 3 초, U 굽힘 가공 후의 시험편의 굽힘 능선과 가압 방향이 직각이 되도록 실시하였다. 이어서, 4 개 접기로 하기 위한 U 굽힘 가공은, 얻어진 절반으로 접힌 밀착 굽힘 가공 후의 샘플을 90° 회전시키고, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 펀치의 굽힘 반경 : R 을 변화시켜, 스트로크 속도를 비교적 고속의 1500 ㎜/min 로, 긴 쪽 C 방향 굽힘 (굽힘 능선 길이 : 50 ㎜L) 으로 하고, 밀착 굽힘 가공 후의 시험편의 굽힘 능선과 4 개 접기로 하기 위한 U 굽힘 가공의 능선이 직각이 되도록 실시하였다. 4 개 접기로 하기 위한 U 굽힘 가공에 있어서, 굽힘 정점 내/외부에서 0.5 ㎜ 이상의 균열이 발생하지 않는 균열 한계의 R/t (t : 판 두께) 를 평가하고, R/t ≤ 5.0 을 양호라고 판단하였다.
능선부 굽힘 균열을 평가하는 재료 시험으로서, V 굽힘 가공 후에 시험편을 90°회전시켜, U 굽힘 가공을 실시하였다. 시험편에 대해서는, 전체 단면을 연삭으로 마무리한 75 ㎜C × 55 ㎜L 의 사이즈의 시험편을 사용하였다. V 굽힘 가공은, 시마즈 제작소사의 오토 그래프를 사용하여, 어느 공시재에 있어서도 균열이 발생하지 않는 펀치의 굽힘 반경을 R = 5 ㎜, 펀치의 굽힘 각도를 90°, 펀치의 스트로크 속도를 20 ㎜/분으로 압입하고, 가압 하중을 10 ton, 가압 시간을 3 초로, 긴 쪽 L 방향 굽힘 (굽힘 능선 길이 : 75 ㎜C) 을 실시하였다. 이어서, V 굽힘 가공 후의 시험편을 되돌려 굽히기 가공에 의해 평탄화하였다. 이어서, V 굽힘 가공의 굽힘 능선과 U 굽힘 가공의 능선이 90°가 되도록 U 굽힘 가공을 실시하였다. 90°회전 U 굽힘 가공은, 유압식 굽힘 시험기를 사용하여, 펀치의 굽힘 반경을 변화시켜, 스트로크 속도를 비교적 고속의 1500 ㎜/분으로, 긴 쪽 C 방향 굽힘 (굽힘 능선 길이 : 55 ㎜L) 으로 실시하였다.
능선부 굽힘 균열의 평가는, 산 굽힘 시험, 및 골 굽힘 시험의 2 종류의 굽힘 시험에 의해 실시하였다. 산 굽힘 시험은, 먼저 실시하는 V 굽힘 가공의 정점측과 나중에 실시하는 90°회전 U 굽힘 가공의 정점측이 동일하고, 90°회전 U 굽힘 시험편의 외측에 굽힘 능선 위치가 존재한다. 골 굽힘 시험은, 먼저 실시하는 V 굽힘 가공의 정점측과 나중에 실시하는 90°회전 U 굽힘 가공의 정점측이 상이하고, 각각 90°회전 U 굽힘 시험편의 내측과 외측에 굽힘 능선 위치가 존재한다.
90° 회전 U 굽힘 가공 후의 시험편에 있어서, 2 회 굽힘 가공이 가해지는 굽힘 능선 위치에서 굽힘 선단의 균열의 유무를 확인하였다. 구체적으로는, 산 굽힘 후의 시험편 및 골 굽힘 후의 시험편의 2 종류의 굽힘 시험의 균열 한계의 R/t 를 각각 구하였다. R/t 값이 동일한 경우에는, 그 R/t 를 능선부 굽힘 균열의 평가 결과로 하고, R/t 값이 상이한 경우에는, 어느 쪽의 큰 값의 R/t 를 능선부 굽힘 균열의 평가 결과로 하였다. 0.5 ㎜ 이상의 균열이 발생하지 않는 균열 한계의 R/t 를 평가하고, R/t ≤ 5.0 을 양호라고 판단하였다.
압괴 특성은, 이하에 나타내는 굽힘 압괴 시험을 실시하고, 그 변형 상황으로 판정하였다. 굽힘 가공에 의해 해트형의 단면 형상으로 성형하고, 동일한 종류의 강판을 배판으로 하여 스폿 용접에 의해 접합하였다. 다음으로, 폭 방향으로 시속 36 km 상당의 속도로 100 kgf 의 추를 충돌시켜, 압괴하였다. 그 후, 부재의 변형 상황을 육안으로 관찰하고, 균열되지 않고 찌그러진 경우를 ○, 균열이 발생했을 경우를 × 라고 판정하였다.
압괴 특성에 대하여, 이하에 나타내는 축 압괴 시험을 실시하고, 그 변형 형태로 판정하였다. 굽힘 가공에 의해 해트형의 단면 형상으로 성형하고, 동일한 종류의 강판을 배판으로 하여 스폿 용접에 의해 접합하였다. 다음으로, 축 방향으로 시속 36 km 상당의 속도로 300 kgf 의 중추를 충돌시켜, 압괴하였다. 그 후, 부재의 변형 상황을 육안으로 관찰하고, 균열되지 않고 찌그러졌을 경우를 ○, 균열이 발생했을 경우를 × 라고 판정하였다.
평가 결과를 이하의 표 3-1, 3-2 에 나타낸다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
[표 3-1]
Figure pct00004
[표 3-2]
Figure pct00005
본 발명의 강판은, 모두 980 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 우수한 균일 연성, 굽힘성 및 압괴 특성도 우수하였다. 이에 반하여, 비교예에서는, TS, EL, YP-EL, U. EL, 각종 굽힘성, 압괴 형태의 어느 특성이 뒤떨어져 있다.

Claims (14)

  1. 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
    Si : 2.00 ％ 이하,
    Mn : 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하,
    P : 0.100 ％ 이하,
    S : 0.0200 ％ 이하,
    N : 0.0100 ％ 이하,
    Al : 1.200 ％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    강 조직은, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.030 ％ 이상 0.250 ％ 이하,
    Si : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하,
    Mn : 3.10 ％ 이상 6.00 ％ 이하,
    P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
    S : 0.0001 ％ 이상 0.0200 ％ 이하,
    N : 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하,
    Al : 0.001 ％ 이상 1.200 ％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    강 조직은, 면적률로, 페라이트가 30.0 ％ 이상 80.0 ％ 미만, 마텐자이트가 3.0 ％ 이상 30.0 ％ 이하, 체적률로 잔류 오스테나이트가 12.0 ％ 이상이고, 또한, 상기 페라이트의 평균 결정 입경이 5.0 ㎛ 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하이고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 을 강 중의 Mn 의 함유량 (질량％) 으로 나눈 값이 1.50 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 3.0 이상인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 또한, 상기 잔류 오스테나이트 중에서 애스펙트비가 2.0 미만인 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트의 15 ％ 이상이고, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 후의 인장 시험편의 파단부의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγa 를, 150 ℃ 에서의 온간 인장 시험 전의 잔류 오스테나이트의 체적률 : Vγb 로 나눈 값이 0.40 이상인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Ti : 0.200 ％ 이하,
    Nb : 0.200 ％ 이하,
    V : 0.500 ％ 이하,
    W : 0.500 ％ 이하,
    B : 0.0050 ％ 이하,
    Ni : 1.000 ％ 이하,
    Cr : 1.000 ％ 이하,
    Mo : 1.000 ％ 이하,
    Cu : 1.000 ％ 이하,
    Sn : 0.200 ％ 이하,
    Sb : 0.200 ％ 이하,
    Ta : 0.100 ％ 이하,
    Zr : 0.0050 ％ 이하,
    Ca : 0.0050 ％ 이하,
    Mg : 0.0050 ％ 이하,
    REM : 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  4. 제 3 항에 있어서, 성분 조성이, 질량％ 로, Ti : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
    Nb : 0.005 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
    V : 0.005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,
    W : 0.0005 ％ 이상 0.500 ％ 이하,
    B : 0.0003 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
    Ni : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
    Cr : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
    Mo : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
    Cu : 0.005 ％ 이상 1.000 ％ 이하,
    Sn : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
    Sb : 0.002 ％ 이상 0.200 ％ 이하,
    Ta : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
    Zr : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
    Ca : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
    Mg : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
    REM : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 강 중 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 강판의 표면에 아연 도금층을 갖는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 강판의 표면에 알루미늄 도금층을 갖는, 항복 신장 (YP-EL) 이 1.0 ％ 이상, 인장 강도 (TS) 가 980 ㎫ 이상을 갖는 고강도 강판.
  8. 굽힘 압괴하여 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재로서, 상기 충격 흡수부가 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판으로 이루어지는 충격 흡수 부재.
  9. 축 압괴하여 아코디언상으로 변형함으로써 충격 에너지를 흡수하는 충격 흡수부를 갖는 충격 흡수 부재로서, 상기 충격 흡수부가 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판으로 이루어지는 충격 흡수 부재.
  10. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
  11. 제 6 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하고, 계속해서 용융 아연 도금 처리 혹은 전기 아연 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
  12. 제 7 항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서, 열연 강판에 산세 처리를 실시하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 21600 초 초과 259200 초 이하 유지 후, 550 ℃ 로부터 400 ℃ 까지의 온도역 내를 5 ℃/시간 이상 200 ℃/시간 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서, 냉간 압연하고, 얻어진 냉연 강판을, 400 ℃ 로부터 Ac1 변태점까지의 온도역 내를 8 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 평균 승온 속도로 승온하고, Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지하고, 계속해서 용융 알루미늄 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.
  13. 제 10 항에 있어서,
    상기 Ac1 변태점 이상 (Ac1 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도역 내에서 20 초 이상 3600 초 이하 유지 후, 계속해서 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
  14. 제 11 항 또는 제 12 항에 있어서,
    상기 도금 처리 후, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 1800 초 이상 259200 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
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