KR20240005883A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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준야 도바타
유키 도지
히데카즈 미나미
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

TS가 1320㎫ 이상, YR이 85％ 이상, 또한, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 특정의 성분을 함유하고, 특정의 조직이고, 이하의 (1) 및 (2)에서 규정하는 식을 충족하는 조직을 갖는 고강도 강판.
KAM(S)/KAM(C)＜1.00 ·····(1)
여기에서, KAM(S)는 강판 표층부의 KAM(Kernel Average Misorientation)값, KAM(C)는 강판 중심부의 KAM값을 나타낸다.
Hv(Q)－Hv(S)≥8 ·····(2)
여기에서, Hv(Q)는 판두께 1/4부의 경도, Hv(S)는 강판 표층부의 경도를 나타낸다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 인장 강도 및 내지연 파괴 특성(delayed fracture resistance)이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 강판은, 자동차용 부품 등의 구조 부재로서 적합하게 이용할 수 있다.
차량의 경량화에 의한 CO2 배출량 삭감과 차체의 경량화에 의한 내충돌 성능 향상의 양립을 목적으로, 자동차용 박강판의 고강도화가 진행되고 있고, 새로운 법규제의 도입도 잇따르고 있다. 그 때문에, 차체 강도의 증가를 목적으로 하여, 자동차를 형성하는 주요 구조 부품에서는, 인장 강도(TS)로 1320㎫급 이상의 고강도 강판의 적용 사례가 증가하고 있다.
자동차에 이용되는 고강도 강판에는, 부품의 퍼포먼스의 관점에서, 우수한 강판의 항복비(YR＝항복 강도 YS/인장 강도 TS)가 요구된다. 예를 들면, 자동차의 범퍼 등의 골격 부품에서는 충돌 시에 있어서의 충격 흡수성이 우수한 것이 요구되기 때문에, 충격 흡수성에 상관이 있는 YR이 우수한 강판을 이용하는 것이 적합하다.
또한, 자동차의 골격 부품에는 전단 가공에 의해 형성된 단면(end face)이 많이 존재한다. 전단 단면(sheared end face)의 형태는, 전단 클리어런스(shear clearance)에 의존한다. 전단 단면의 형태는, 내지연 파괴 특성에 영향을 준다. 여기에서, 지연 파괴란 성형 후의 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 부품을 구성하는 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 일으키게 함으로써 미소 균열(microcracks)이 발생하고, 그 미소 균열이 진전함으로써 파괴에 이르는 현상이다. 자동차에 이용되는 고강도 강판에는 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 넓은 것이 요구된다.
이들 요구에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에서는, 980㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공되고 있다. 그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위에 대해서는 고려하고 있지 않다. 또한, 특허문헌 1에 기재된 강판은 모두 YR≥85％ 이상을 달성하고 있지 않다.
예를 들면, 특허문헌 2에서는, 1320㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공되고 있다. 그러나, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위에 대해서는 고려하고 있지 않다.
예를 들면, 특허문헌 3에서는, 1100㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, YR, 표면 성상 및 용접성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 제공되고 있다. 그러나, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위에 대해서는 고려하고 있지 않다.
일본특허 제6354909호 공보 일본특허 제6112261호 공보 일본특허 제6525114호 공보
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 개발된 것으로, TS가 1320㎫ 이상, YR이 85％ 이상, 또한, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해, 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 발견했다.
(1) 템퍼링 마르텐사이트를 85％ 이상으로 함으로써, 1320㎫ 이상의 TS를 실현할 수 있다.
(2) 잔류 오스테나이트를 5％ 미만으로 하고, KAM(S)/KAM(C)를 1.00 미만으로 하고, 또한, Hv(Q)－Hv(S)를 8 이상으로 함으로써, 85％ 이상의 YR을 실현할 수 있다.
(3) KAM(S)/KAM(C)를 1.00 미만으로 하고, 또한, Hv(Q)－Hv(S)를 8 이상으로 함으로써, 우수한 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위를 실현할 수 있다.
본 발명은, 상기 인식에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.15％ 이상, 0.45％ 이하,
Si: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
Mn: 0.5％ 이상, 3.5％ 이하,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.010％ 이상, 1.000％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
H: 0.0020％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로 85％ 이상,
잔류 오스테나이트가 체적 분율로 5％ 미만,
페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계가 면적 분율로 10％ 이하,
이하의 (1) 및 (2)에서 규정하는 식을 충족하는 조직을 갖는 고강도 강판.
KAM(S)/KAM(C)＜1.00 ·····(1)
여기에서, KAM(S)는 강판 표층부의 KAM(Kernel Average Misorientation)값, KAM(C)는 강판 중심부의 KAM값을 나타낸다.
Hv(Q)－Hv(S)≥8 ·····(2)
여기에서, Hv(Q)는 판두께 1/4부의 경도, Hv(S)는 강판 표층부의 경도를 나타낸다.
[2] 성분 조성으로서, 추가로, 질량％로,
Ti: 0.100％ 이하,
B: 0.0100％ 이하,
Nb: 0.100％ 이하,
Cu: 1.00％ 이하,
Cr: 1.00％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
Mo: 0.500％ 이하,
Ni: 0.50％ 이하,
Sb: 0.200％ 이하,
Sn: 0.200％ 이하,
As: 0.100％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ca: 0.0200％ 이하,
Mg: 0.0200％ 이하,
Zn: 0.020％ 이하,
Co: 0.020％ 이하,
Zr: 0.020％ 이하,
REM: 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 강판 표면에 도금층을 갖는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
강 슬래브(steel slab)에 열간 압연, 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 제작한 냉연 강판을,
온도 T1이 850℃ 이상 1000℃ 이하이고,
상기 T1에서의 보존 유지 시간 t1이 10초 이상 1000초 이하인 조건으로 어닐링한 후,
100℃ 이하까지 냉각하고,
100℃가 된 시점으로부터 경과 시간 t2가 1000초 이하 중에 가공을 개시하고,
상기 가공은 개시 온도 T2가 80℃ 이하이고,
상당 소성 변형(equivalent plastic strain)이 0.10％ 이상 5.00％ 이하인 조건으로 가공을 실시한 후,
온도 T3이 100℃ 이상 400℃ 이하이고,
상기 T3에서의 보존 유지 시간 t3이 1.0초 이상 1000.0초 이하인 조건으로 템퍼링하고,
상기 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1이 100℃/초 이하인 조건으로 냉각하는 고강도 강판의 제조 방법.
[5] 상기 템퍼링 전의 가공 공정에서 2회 이상으로 나누어 가공에 의한 변형 부여를 실시하고, 각 가공의 상기 상당 소성 변형의 합계가 0.10％ 이상인 조건으로 가공이 실시되는 [4]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[6] 어닐링 중 또는 어닐링 후에, 도금 처리를 실시하는 [4] 또는 [5]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, TS가 1320㎫ 이상, YR이 85％ 이상, 또한, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판을, 예를 들면, 자동차 구조 부재에 적용함으로써 차체 경량화에 의한 연비 향상을 도모할 수 있다. 따라서, 산업상의 이용 가치는 매우 크다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다.
우선, 고강도 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 강의 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 명기하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.15％ 이상, 0.45％ 이하
C는, 강의 중요한 기본 성분의 하나로서, 특히 본 발명에서는, TS에 영향을 주는 중요한 원소이다. C의 함유량이 0.15％ 미만에서는, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.15％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.16％ 이상이다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.17％ 이상이다. C 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.18％ 이상이다. C 함유량은, 가장 바람직하게는 0.19％ 이상이다. 한편, C의 함유량이 0.45％를 초과하면, 강의 극한 변형능을 저하하여, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, C 함유량은, 0.45％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이하이다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다. C 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다. C 함유량은, 가장 바람직하게는 0.26％ 이하이다.
Si: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하
Si는, 강의 중요한 기본 성분의 하나로서, 특히 본 발명에서는, TS 및 잔류 오스테나이트에 영향을 주는 중요한 원소이다. Si의 함유량이 0.10％ 미만에서는, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상이다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. Si 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이상이다. Si 함유량은, 가장 바람직하게는 0.40％ 이상이다. 한편, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 과도하게 증가하여, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은, 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.80％ 이하이다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 1.60％ 이하이다. Si 함유량은, 더욱 바람직하게는 1.50％ 이하이다. Si 함유량은, 가장 바람직하게는 1.20％ 이하이다.
Mn: 0.5％ 이상, 3.5％ 이하
Mn은, 강의 중요한 기본 성분의 하나로서, 특히 본 발명에서는, 페라이트 분율 및 베이나이트 분율에 영향을 주는 중요한 원소이다. Mn의 함유량이 0.5％ 미만에서는, 페라이트 분율 및 베이나이트 분율이 증가하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해지고, 또한, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 0.5％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.7％ 이상이다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이다. Mn 함유량은, 더욱 바람직하게는 1.1％ 이상이다. Mn 함유량은, 가장 바람직하게는 1.5％ 이상이다. 한편, Mn의 함유량이 3.5％를 초과하면, Mn의 매크로 편석이 발생하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Mn 함유량은, 3.5％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.3％ 이하이다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 3.1％ 이하이다. Mn 함유량은, 더욱 바람직하게는 3.0％ 이하이다. Mn 함유량은, 가장 바람직하게는 2.8％ 이하이다.
P: 0.100％ 이하
P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계(grain boundaries)에 P가 편석하여 강판을 취화(brittle)시키기 때문에, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, P 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이하이다. P 함유량은, 보다 바람직하게는 0.060％ 이하이다. 또한, P의 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 0.001％ 이상이 바람직하다.
S: 0.0200％ 이하
S 함유량이 0.0200％를 초과하면, 황화물로서 존재하여 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이다. S 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 또한, S의 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터 0.0001％ 이상이 바람직하다.
Al: 0.010％ 이상, 1.000％ 이하
Al을 함유함으로써, 강판의 강도가 상승하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 용이해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.012％ 이상이다. Al 함유량은 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이다. Al 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 페라이트 분율 및 베이나이트 분율이 증가하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해지고, 또한, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, Al 함유량은, 1.000％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.500％ 이하이다. Al 함유량은 보다 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
N: 0.0100％ 이하
N 함유량이 0.0100％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 균열이 생기기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하이다. N 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0070％ 이하이다. N 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.0060％ 이하이다. N 함유량은, 가장 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 또한, N의 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터 0.0010％ 이상이 바람직하다.
H: 0.0020％ 이하
H 함유량이 0.0020％ 이하를 초과하면, 강의 극한 변형능을 저하하여, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, H 함유량은 0.0020％ 이하로 한다. H 함유량은, 바람직하게는 0.0015％ 이하이다. H 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이하이다. 또한, H의 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, H 함유량이 적을수록 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위도 향상하기 때문에, 0％라도 좋다.
본 발명의 고강도 강판은, 상기의 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로,
Ti: 0.100％ 이하, B: 0.0100％ 이하, Nb: 0.100％ 이하, Cu: 1.00％ 이하, Cr: 1.00％ 이하, V: 0.100％ 이하, Mo: 0.500％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Sb: 0.200％ 이하, Sn: 0.200％ 이하, As: 0.100％ 이하, Ta: 0.100％ 이하, Ca: 0.0200％ 이하, Mg: 0.0200％ 이하, Zn: 0.020％ 이하, Co: 0.020％ 이하, Zr: 0.020％ 이하, REM: 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소가 함유되는 것이 바람직하다.
Ti: 0.100％ 이하
Ti의 함유량이 0.100％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 균열이 생기기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.075％ 이하이다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다. Ti 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.050％ 미만이다. 한편, Ti를 함유함으로써, 강판의 강도가 상승하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 용이해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량은 0.001％ 이상이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다. Ti 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
B: 0.0100％ 이하
B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 균열이 생기기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, B를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하이다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 한편, B를 함유함으로써, 강판의 강도가 상승하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 용이해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0002％ 이상이다.
Nb: 0.100％ 이하
Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 조(粗)주조 슬래브가 취화하여 균열이 생기기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.090％ 이하이다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다. Nb 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 한편, Nb를 함유함으로써, 강판의 강도가 상승하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 용이해진다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이다.
Cu: 1.00％ 이하
Cu의 함유량이 1.00％를 초과하면, 주조 슬래브가 취화하여 균열이 생기기 쉬워져, 생산성이 현저하게 저하한다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우, Cu 함유량은, 1.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하이다. 한편, Cu를 함유함으로써, 강판으로의 수소 침입을 억제하여, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 개선된다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다.
Cr: 1.00％ 이하
Cr의 함유량이 1.00％를 초과하면, 조대한(coarse) 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이하이다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다. 한편, Cr은, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하여, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다.
V: 0.100％ 이하
V의 함유량이 각각 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형(hole expanding deformation)에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, V를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.060％ 이하이다. 한편, V는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다. V 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
Mo: 0.500％ 이하
Mo의 함유량이 0.500％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.450％ 이하이다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.400％ 이하이다. 한편, Mo는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하여, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다.
Ni: 0.50％ 이하
Ni의 함유량이 0.50％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.45％ 이하이다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다. 한편, Ni는, 연속 어닐링 시의 냉각 과정에서, 오스테나이트를 안정화하여, 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 점에서, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다.
Sb: 0.200％ 이하
Sb의 함유량이 0.200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Sb를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Sb 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하이다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다. 한편, Sb는, 표층 연화의 형성을 억제하여, 강판 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sb 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
Sn: 0.200％ 이하
Sn의 함유량이 0.200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Sn을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Sn 함유량이, 바람직하게는 0.100％ 이하이다. Sn 함유량이, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다. 한편, Sn은, 표층 연화의 형성을 억제하여, 강판 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sn 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Sn 함유량이, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
As: 0.100％ 이하
As의 함유량이 각각 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, As를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. As 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하이다. As 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다. As는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, As의 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. As 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
Ta: 0.100％ 이하
Ta의 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Ta를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Ta 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하이다. Ta 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 한편, Ta는, 강판의 강도를 상승시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta 함유량은, 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Ta 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
Ca: 0.0200％ 이하
Ca의 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. Ca 함유량은 0.0100％ 이하가 바람직하다. 한편, Ca는, 탈산에 이용하는 원소인 것과 함께, 황화물의 형상을 구(spherical)형상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상하고, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위를 향상하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.
Mg: 0.0200％ 이하
Mg의 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 한편, Mg는, 탈산에 이용하는 원소인 것과 함께, 황화물의 형상을 구형상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상하고, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위를 향상하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.
Zn: 0.020％ 이하, Co: 0.020％ 이하, Zr: 0.020％ 이하
Zn, Co 및 Zr의 함유량이 각각 0.020％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, Zn, Co 및 Zr을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 각각 0.020％ 이하로 한다. 한편, Zn, Co 및 Zr은, 모두 개재물의 형상을 구형상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상하고, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위를 향상하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co 및 Zr의 함유량은, 각각 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.
REM: 0.0200％ 이하
REM의 함유량이 0.0200％를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성하여, 강의 극한 변형능을 저하시키는 점에서, 구멍 확장 변형에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, REM을 첨가하는 경우, 그의 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 한편, REM은, 개재물의 형상을 구형상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상하고, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위를 향상하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.
상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 성분에 대해서, 함유량이 하한값 미만인 경우에는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 임의 원소를 하한값 미만 포함하는 경우는, 이들 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.
템퍼링 마르텐사이트: 면적 분율로 85％ 이상
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 마르텐사이트를 주상으로 함으로써, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 가능해진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트를 면적 분율로 85％ 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, 템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로 85％ 이상으로 한다. 템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로, 바람직하게는 90％ 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로, 보다 바람직하게는 92％ 이상이다. 더욱 바람직하게는 95％ 이상이다. 한편, 상한은 특별히 한정하지 않지만, 템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로 100％라도 좋다.
여기에서, 템퍼링 마르텐사이트의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 L 단면을 연마 후, 3vol.％ 나이탈(nital)로 부식하여, 판두께 1/4부(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)를, SEM을 이용하여 2000배의 배율로 10시야 관찰한다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트는 조직 내부가 미세한 요철을 가진 조직이고, 또한, 내부에 탄화물을 갖는 조직이다. 그들 값의 평균값으로부터, 템퍼링 마르텐사이트를 구할 수 있다.
잔류 오스테나이트: 체적 분율로 5％ 미만
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 잔류 오스테나이트가 체적 분율로 5％ 이상인 경우, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. YR의 저하의 원인은, 잔류 오스테나이트의 증가에 의해 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태에 의한 YS 저하가 일어나기 때문이다. 따라서, 잔류 오스테나이트는 5％ 미만으로 한다. 바람직하게는 4％ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 잔류 오스테나이트는 낮을수록 바람직하고, 0％라도 좋다.
여기에서, 잔류 오스테나이트의 측정 방법은, 이하와 같다. 잔류 오스테나이트는, 강판을 판두께 1/4부에서 0.1㎜의 면까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1㎜ 연마한 면에 대해서, X선 회절 장치로 CoKα선을 이용하여, fcc철의 {200}, {220}, {311}면 및, bcc철의 {200}, {211}, {220}면의 회절 피크의 각각의 적분 강도비를 측정하여, 얻어진 9개의 적분 강도비를 평균화하여 구했다.
페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계: 면적 분율로 10％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계가 10％를 초과하면, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해지고, 또한, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. YR의 저하의 원인은, 페라이트 및 베이니틱 페라이트는 연질인 조직이기 때문에, 조기에 항복이 일어나기 때문이다. 따라서, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계는 10％ 이하로 한다. 바람직하게는 8％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 5％ 이하로 한다. 또한, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 이들은 적은 쪽이 바람직하고, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계의 하한은 0％라도 좋다.
여기에서, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 L 단면을 연마 후, 3vol.％ 나이탈로 부식하여, 판두께 1/4부(강판 표면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4에 상당하는 위치)를, SEM을 이용하여 2000배의 배율로 10시야 관찰한다. 또한, 상기의 조직 화상에 있어서, 페라이트 및 베이니틱 페라이트는 오목부에서 조직 내부가 평탄한 조직이다. 그들 값의 평균값으로부터, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계를 구할 수 있다.
상기 전체 조직 이외의 조직으로서, 펄라이트, 프레시 마르텐사이트나 침 형상 페라이트 등을 생각할 수 있다. 이들 조직은, 5％를 초과하지 않는 범위이면 특성에 영향을 주지 않기 때문에, 포함되어 있어도 상관없다.
KAM(S)/KAM(C)＜1.00
KAM(S)는 강판 표층부의 KAM(Kernel Average Misorientation)값, KAM(C)는 강판 중심부의 KAM값
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 강판 표층부란, 강판 표면으로부터 판두께 중심부측으로 100㎛ 이동한 위치이다. 강판 중심부란 판두께 1/2부의 위치이다. 발명자의 조사의 결과, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위의 개선에는 표층부로부터 내부에 걸쳐 전위 분포 상태를 변화시켜, KAM(S)/KAM(C)를 1.00 미만으로 하는 것이 유효하다고 확인되었다. 따라서, KAM(S)/KAM(C)는 1.00 미만으로 한다. 또한, KAM(S)/KAM(C)의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 0.80 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, KAM값의 측정 방법은, 이하와 같다. 우선, 냉연 강판으로부터, 조직 관찰용의 시험편을 채취했다. 이어서, 채취한 시험편을, 압연 방향 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록, 콜로이달 실리카 진동 연마에 의해 연마했다. 관찰면은 경면으로 했다. 이어서, 전자선 후방 산란 회절(EBSD) 측정을 실시하여, 국소 결정 방위 데이터를 얻었다. 이 때, SEM 배율은 3000배, 스텝 사이즈는 0.05㎛, 측정 영역은 20㎛ 평방, WD는 15㎜로 했다. 해석 소프트: OIM Analysis7을 이용하여, 얻어진 국소 방위 데이터의 해석을 행했다. 해석은, 목적의 판두께부에 대하여 각 10시야에 대해서 행하여, 그의 평균값을 이용했다.
데이터 해석에 앞서, 해석 소프트의 Grain Dilation 기능(Grain Tolerance Angle: 5, Minimum Grain Size: 2, Single Iteration: ON) 및, Grain CI Standarization 기능(Grain Tolerance Angle: 5, Minimum Grain Size: 5)에 의한 클린 업 처리를 순서대로 1회씩 실시했다. 그 후, CI값＞0.1의 측정점만을 이용하여 해석에 사용했다. KAM값의 차트를 표시하여, bcc상(相)의 평균 KAM값을 구했다. 그 때의 해석은, 이하의 조건으로 실시했다.
Nearest neighbor: 1st
Maximum misorientation: 5
Perimeter only
Set 0－point kernels to maximum misorientation에 체크
Hv(Q)－Hv(S)≥8
Hv(Q)는 판두께 1/4부의 경도, Hv(S)는 강판 표층부의 경도
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 강판 표층부란, 강판 표면으로부터 판두께 중심부측으로 100㎛ 이동한 위치이다. 발명자의 조사의 결과, YR, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위의 개선에는 표층부로부터 내부에 걸쳐 경도를 변화시켜, Hv(Q)－Hv(S)를 8 이상으로 하는 것이 유효하다고 확인되었다. 따라서, Hv(Q)－Hv(S)는 8 이상으로 한다. Hv(Q)－Hv(S)의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 30 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Hv(Q) 및 Hv(S)의 바람직한 범위는 각각 400∼600, 400∼600이다.
여기에서, 경도의 측정 방법은, 이하와 같다. 우선, 냉연 강판으로부터, 조직 관찰용의 시험편을 채취했다. 이어서, 채취한 시험편을, 압연 방향 단면(L 단면)이 관찰면이 되도록 연마했다. 관찰면은 경면으로 했다. 이어서, 하중 1㎏의 비커스 시험기로 경도를 구했다. 경도는, 목적의 판두께부에 대하여 각 10점을 20㎛ 간격으로 측정하여, 최대 경도 및 최소 경도를 제외한 8점의 평균값을 이용했다.
다음으로, 본 발명의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter)나 전기로(electric arc furnace) 등, 공지의 용제 방법 어느것이나 적합하다. 강 슬래브(슬래브)는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 열간 압연에 있어서의 슬래브 가열 온도, 슬래브 균열 보존 유지 시간 및 권취 온도는 특별히 한정되지 않는다. 강 슬래브를 열간 압연하는 방법으로서는, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하는 일 없이 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등을 들 수 있다. 열간 압연에 있어서의 슬래브 가열 온도, 슬래브 균열 보존 유지 시간, 마무리 압연 온도 및 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 가열 온도는 1100℃ 이상이 바람직하다. 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하가 바람직하다. 슬래브 균열 보존 유지 시간은 30min 이상이 바람직하다. 슬래브 균열 보존 유지 시간은 250min 이하가 바람직하다. 마무리 압연 온도는 Ar3 변태점 이상이 바람직하다. 또한, 권취 온도는 350℃ 이상이 바람직하다. 권취 온도는 650℃ 이하가 바람직하다.
이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산 세정을 행한다. 산 세정은 강판 표면의 산화물의 제거가 가능한 점에서, 최종 제품의 고강도 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또한, 산 세정은, 1회라도 좋고, 복수회로 나누어도 좋다. 또한, 열연 후 산 세정 처리판 그대로 냉간 압연을 실시해도 좋고, 열처리를 실시한 후에 냉간 압연을 실시해도 좋다.
냉간 압연에 있어서의 압하율 및 압연 후의 판두께는 특별히 한정하지 않지만, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30％ 이상이 바람직하다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 패스의 횟수, 각 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.
상기와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에, 어닐링을 행한다. 어닐링 조건은 이하와 같다.
어닐링 온도 T1: 850℃ 이상 1000℃ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 어닐링 온도 T1이 850℃ 미만인 경우, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계가 면적 분율로 10％를 초과하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해지고, 또한, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 어닐링 온도 T1은 850℃ 이상으로 한다. T1은 바람직하게는 860℃ 이상이다. T1은 보다 바람직하게는 870℃ 이상이다. 한편, 어닐링 온도 T1이 1000℃ 초과인 경우, 구(prior)오스테나이트 입경이 과잉으로 증대하여, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 어닐링 온도 T1은 1000℃ 이하로 한다. 어닐링 온도 T1은, 바람직하게는 970℃ 이하이다. T1은, 보다 바람직하게는 950℃ 이하이다.
어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1: 10초 이상 1000초 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1이 10초 미만인 경우, 오스테나이트화가 불충분해지고, 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계가 면적 분율로 10％를 초과하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해지고, 또한, 85％ 이상의 YR을 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1은 10초 이상으로 한다. 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1은 바람직하게는 30초 이상이다. t1은, 보다 바람직하게는 45초 이상이다. t1은, 더욱 바람직하게는 60초 이상이다. t1은, 가장 바람직하게는 100초 이상이다. 한편, 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간이 1000초 초과인 경우, 구오스테나이트 입경이 과잉으로 증대하여, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1은 1000초 이하로 한다. 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 시간 t1은 바람직하게는 800초 이하이다. t1은, 보다 바람직하게는 500초 이하이다.
어닐링 후 100℃ 이하까지 냉각
100℃ 이하까지의 냉각 공정에서, 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시킨다. 85％ 이상의 마르텐사이트를 얻기 위해서는, 어닐링 후 100℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 따라서, 어닐링 후 100℃ 이하까지 냉각한다. 냉각 완료 온도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 0℃ 이상이 바람직하다.
100℃가 된 시점에서 가공 개시까지의 경과 시간 t2: 1000초 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 100℃가 된 시점에서 가공 개시까지의 경과 시간 t2가 1000초 초과인 경우, 마르텐사이트 조직의 시효가 진행하여, 가공에 의한 강판 표층부와 강판 중심부에 도입되는 변형량이 변화하기 때문에, KAM(S)/KAM(C)가 1.00 이상이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 100℃가 된 시점에서 가공 개시까지의 경과 시간 t2는 1000초 이하로 한다. 100℃가 된 시점에서 가공 개시까지의 경과 시간 t2는, 바람직하게는, 900초 이하이다. t2는, 보다 바람직하게는 800초 이하이다. 또한, 100℃가 된 시점에서 가공 개시까지의 경과 시간 t2의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 5초 이상이 바람직하다. 또한, 발명자의 조사의 결과, 100℃가 된 시점에서 가공 종료까지의 경과 시간은, 가공에 의한 강판 표층부와 강판 중심부에 도입되는 변형량에 영향을 주지 않는 것이 명확해졌다.
가공 개시 온도 T2가 80℃ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 가공 개시 온도 T2가 80℃ 초과인 경우, 강판이 연질이기 때문에, 가공에 의한 강판 표층부와 강판 중심부에 도입되는 변형량이 변화하고, KAM(S)/KAM(C)가 1.00 이상이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 가공 개시 온도 T2는 80℃ 이하로 한다. 가공 개시 온도 T2는 바람직하게는, 60℃ 이하이다. T2는 보다 바람직하게는 50℃ 이하이다. 또한, 가공 개시 온도 T2의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 0℃ 이상이 바람직하다.
상당 소성 변형: 0.10％ 이상 5.00％ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 상당 소성 변형이 0.10％ 미만인 경우, 가공량이 부족하고, KAM(S)/KAM(C)가 1.00 이상이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 상당 소성 변형은 0.10％ 이상으로 한다. 소성 상당 변형은, 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 소성 상당 변형은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 상당 소성 변형이 5.00％ 초과에서는, 가공의 영향이 강판 표층부와 강판 중심부에서 동일해지고, KAM(S)/KAM(C)가 1.00 이상이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 또한, 상당 소성 변형의 상한은, 생산 기술상의 제약으로부터, 5.00％ 이하로 한다. 따라서, 상당 소성 변형은 5.00％ 이하로 한다. 상당 소성 변형은, 바람직하게는, 4.00％ 이하이다. 상당 소성 변형은, 보다 바람직하게는 2.00％ 이하이다. 상당 소성 변형은, 더욱 바람직하게는 1.00％ 이하이다.
상기 템퍼링 전의 가공 공정에서 2회 이상으로 나누어 가공에 의한 변형 부여를 실시하고, 각 가공의 상기 상당 소성 변형의 합계가 0.10％ 이상이 되는 조건으로 실시되는 것이 바람직하다.
1회째의 가공의 상당 소성 변형이 0.10％ 미만이라도, 2회째 이후의 가공에 의해 상당 소성 변형의 합계가 0.10％ 이상이 되는 경우, KAM(S)/KAM(C)가 1.00 미만이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 향상한다. 따라서, 상기 템퍼링 전의 가공 공정에서 2회 이상으로 나누어 가공에 의한 변형 부여를 실시해도 좋고, 각 가공의 상당 소성 변형의 합계가 0.10％ 이상이 되면 좋다. 또한, 100℃가 된 시점으로부터 2회째 이후의 가공 개시 시간에서의 시간은 특별히 한정되지 않는다. 이는, 1회째의 가공에 의해 마르텐사이트 내의 전위의 이동 용이도가 저하하기 때문이다.
여기에서, 상기의 가공의 대표적인 가공 방법은 조질 압연(temper rolling)과 텐션 레벨러(tension leveling)가 있다. 조질 압연에서의 상당 소성 변형은 강판의 신장률이고, 가공 전과 가공 후의 강판의 길이 변화로부터 구할 수 있다. 레벨러 가공 시에 있어서의 강판의 상당 소성 변형의 산출 방법은, 이하의 참고 문헌 1의 방법으로 산출했다. 계산에서는 이하의 데이터 입력값을 이용하여, 재료의 가공 경화 거동은 직선 경화의 탄소성체로 하고, 바우싱거 경화(Bausinger hardening)는 무시 및, 벤드 로스(bend loss)에 의한 장력 저하는 무시했다. 또한, 가공 곡률식으로서는 미사카의 식(Misaka's formula)을 이용했다.
·판두께 분할수: 31
·영률: 21000kgf/㎟
·푸아송비: 0.3
·항복 응력: 111kgf/㎟
·소성 계수: 1757kgf/㎟
[참고 문헌 1] 미사카 요시스케, 마스이 타케시: 소성과 가공, 17(1976), 988.
또한, 상기의 가공은 상기 이외의 일반적인 변형의 부여 방법이면 좋고, 예를 들면, 연속식 스트레처 레벨러(continuous stretcher leveler), 롤러 레벨러로도 실시 가능하다.
템퍼링 온도 T3: 100℃ 이상 400℃ 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 템퍼링 온도 T3이 100℃ 미만인 경우, 탄소의 확산 거리가 짧기 때문에, 강판 표면과 강판 내부의 경도가 작아지고, Hv(Q)－Hv(S)가 8 미만이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 템퍼링 온도 T3은 100℃ 이상으로 한다. 템퍼링 온도 T3은 바람직하게는 150℃ 이상이다. T3은, 보다 바람직하게는 170℃ 이상이다. T3은, 더욱 바람직하게는 200℃ 이상이다. 한편, 템퍼링 온도 T3이 400℃ 초과인 경우, 마르텐사이트의 템퍼링이 진행하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 온도 T3은 400℃ 이하로 한다. 템퍼링 온도 T3은, 바람직하게는 350℃ 이하이다. T3은, 보다 바람직하게는 300℃ 이하이다. T3은, 더욱 바람직하게는 280℃ 이하이다.
템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3: 1.0초 이상 1000.0초 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3이 1.0초 미만인 경우, 탄소의 확산 거리가 짧기 때문에, 강판 표면과 강판 내부의 경도가 작아지고, Hv(Q)－Hv(S)가 8 미만이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3은 1.0초 이상으로 한다. 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3은, 바람직하게는 5.0초 이상이다. t3은, 보다 바람직하게는 50.0초 이상이다. t3은, 더욱 바람직하게는 100.0초 이상이다. 한편, 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3이 1000.0초 초과인 경우, 마르텐사이트의 템퍼링이 진행하여, 1320㎫ 이상의 TS를 실현하는 것이 곤란해진다. 따라서, 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3은 1000.0초 이하로 한다. 템퍼링 온도 T3에서의 보존 유지 시간 t3은, 바람직하게는 800.0초 이하이다. t3은, 보다 바람직하게는 600.0초 이하이다. t3은, 더욱 바람직하게는 500.0초 이하이다.
템퍼링 온도 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1: 100℃/초 이하
본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 템퍼링 온도 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1이 100℃/초 초과인 경우, 탄소의 확산 거리가 짧기 때문에, 강판 표면과 강판 내부의 경도가 작아지고, Hv(Q)－Hv(S)가 8 미만이 되어, YR 및 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 저하한다. 따라서, 템퍼링 온도 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1은 100℃/초 이하로 한다. 템퍼링 온도 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1은, 바람직하게는, 50℃/초 이하이다. 또한, 템퍼링 온도 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
80℃ 미만의 냉각은, 특별히 규정할 필요가 없고, 임의의 방법에 의해 소망하는 온도로 냉각해도 좋다. 또한, 상기 소망하는 온도는, 실온 정도가 바람직하다.
또한, 상기의 고강도 강판에 재차 0.10％ 이상 5.00％ 이하의 상당 소성 변형량이 되는 조건으로 가공을 실시해도 좋다. 또한, 한 번에 목적하는 상당 소성 변형량이 되는 가공을 행해도 좋고, 수 회로 나누어 행해도 상관없다.
또한, 고강도 강판이 거래 대상이 되는 경우에는, 통상, 실온까지 냉각된 후, 거래 대상이 된다.
어닐링 중 또는 어닐링 후에, 고강도 강판에 도금 처리를 실시해도 좋다. 어닐링 중이란, 어닐링 온도 T1에서의 t1 보존 유지 종료 후부터, 템퍼링 온도 T3에서의 t3 보존 유지 종료 후에 실온까지 냉각이 완료하는 시점까지, 를 의미한다. 어닐링 후란, 실온까지의 냉각이 종료한 후를 의미한다.
어닐링 중의 도금 처리로서 예를 들면, 어닐링 온도 T1에서의 보존 유지 후 100℃ 이하까지 냉각 중에 용융 아연 도금 처리, 용융 아연 도금 후에 합금화를 행하는 처리를 예시할 수 있다. 또한, 어닐링 후의 도금 처리로서 예를 들면, 템퍼링 온도 T3에서의 t3 보존 유지 종료 후의 실온까지의 냉각에 의해 실온까지의 냉각의 종료 후에 Zn-Ni 전기 합금 도금 처리, 또는, 순Zn 전기 도금 처리를 예시할 수 있다. 전기 도금에 의해, 도금층을 형성해도 좋고, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금을 실시해도 좋다. 또한, 상기의 도금 처리에서는, 아연 도금의 경우를 중심으로 설명했지만, Zn 도금, Al 도금 등의 도금 금속의 종류는 특별히 한정되지 않는다. 그 외의 제조 방법의 조건은, 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 상기의 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 용융 아연 도금 라인인 CGL(Continuous Galvanizing Line)에서 행하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금 후는, 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해, 와이핑이 가능하다. 또한, 상기한 조건 이외의 도금 등의 조건은, 용융 아연 도금의 상법에 의존할 수 있다.
어닐링 중 또는 어닐링 후의 도금 처리 후에 재차 0.10％ 이상 5.00 이하의 상당 소성 변형량이 되는 조건으로 가공을 실시해도 좋다. 또한, 한 번에 목적하는 상당 소성 변형량이 되는 가공을 행해도 좋고, 수 회로 나누어 행해도 상관없다.
실시예
표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 전로에서 용제하여, 연속 주조법으로 슬래브로 했다. 이어서, 얻어진 슬래브를 가열하고, 열간 압연 후에 산 세정 처리를 실시한 후, 냉간 압연을 실시하여, 표 2-1, 표 2-2 및 표 2-3에 나타내는 어닐링 처리, 가공 및 템퍼링 처리를 실시하여, 판두께가 0.6∼2.2㎜인 고강도 냉연 강판을 얻었다. 또한, 일부의 강판에 대해서는 어닐링 후 도금 처리를 실시하여 제조하고 있다.
실시예 No. 77, 82, 85, 88, 91은 주조 공정에 있어서 슬래브가 파단했기 때문에 시험을 중단했다.
이상과 같이 하여 얻어진 고강도 냉연 강판을 공시강으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성 및 내지연 파괴 특성을 평가했다.
(조직 관찰)
전술한 방법에 따라, 템퍼링 마르텐사이트 면적 분율, 잔류 오스테나이트 체적 분율, 페라이트 면적 분율 및 베이니틱 페라이트 면적 분율의 합계를 구했다.
(KAM값)
전술한 방법에 따라, 강판 표층부의 KAM값 및 강판 중심부의 KAM값을 구했다.
(경도 시험)
전술한 방법에 따라, 판두께 1/4부의 경도 및 강판 표층부의 경도를 구했다.
(인장 시험)
인장 시험은, 압연 방향과 수직 방향이 시험편의 길이가 되도록, JIS5호 시험편(표점 거리 50㎜, 평행부 폭 25㎜)을 채취하여, JIS Z 2241에 따라서 시험했다. 크로스 헤드 속도(crosshead speed)가 1.67×10－1㎜/초의 조건으로 인장 시험을 행하여, YS 및 TS를 측정했다. 또한, 본 발명에서는, TS로 1320㎫ 이상을 합격이라고 판단했다. 항복비(YR)가 85％ 이상을 합격이라고 판단했다. 또한, YR은 다음식 (3)으로 구해진다.
YR＝100×YS/TS ····(3)
(지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위)
지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위는 하기의 방법으로 구했다. 압연 방향과 수직인 방향을 길이로 하여 16㎜×75㎜로 전단하여 시험편을 작성했다. 전단 시의 레이크각(rake angle)은 0°로 통일하고, 전단 클리어런스는 5, 10, 15, 20, 25, 30, 35％로 변화시켰다. ASTM(G39－99)에 따라 4점 굽힘을 행하여, 굽힘 정점부에 1000㎫의 응력을 부하했다. 응력이 부하된 상태의 시험편을 25℃, pH3의 염산 중에 100시간 침지했다. 균열이 생기지 않는 전단 클리어런스 범위가 10％ 미만인 것을 「×」, 10％ 이상 15％ 미만인 것을 「○」, 균열이 생기지 않은 전단 클리어런스 범위가 15％ 이상인 것을 「◎」라고 평가하고, 균열이 생기지 않은 전단 클리어런스 범위가 10％ 이상인 것을 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 우수하다고 판단했다.
표 3-1, 표 3-2 및 표 3-3에 나타내는 바와 같이, 본 발명예에서는, TS가 1320㎫ 이상, YR이 85％ 이상, 또한, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위가 우수하다. 한편, 비교예에서는, TS, YR, 또는, 지연 파괴에 대한 적정 클리어런스 범위의 어느 하나 이상이 뒤떨어져 있다.
(표 1-1)
(표 1-2)
(표 2-1)
(표 2-2)
(표 2-3)
(표 3-1)
(표 3-2)
(표 3-3)

Claims (6)

  1. 질량％로,
    C: 0.15％ 이상, 0.45％ 이하,
    Si: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
    Mn: 0.5％ 이상, 3.5％ 이하,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 0.010％ 이상, 1.000％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    H: 0.0020％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    템퍼링 마르텐사이트가 면적 분율로 85％ 이상,
    잔류 오스테나이트가 체적 분율로 5％ 미만,
    페라이트 및 베이니틱 페라이트의 합계가 면적 분율로 10％ 이하,
    이하의 (1) 및 (2)에서 규정하는 식을 충족하는 조직을 갖는 고강도 강판.
    KAM(S)/KAM(C)＜1.00 ·····(1)
    여기에서, KAM(S)는 강판 표층부의 KAM(Kernel Average Misorientation)값, KAM(C)는 강판 중심부의 KAM값을 나타낸다.
    Hv(Q)－Hv(S)≥8 ·····(2)
    여기에서, Hv(Q)는 판두께 1/4부의 경도, Hv(S)는 강판 표층부의 경도를 나타낸다.
  2. 제1항에 있어서,
    성분 조성으로서, 추가로, 질량％로,
    Ti: 0.100％ 이하,
    B: 0.0100％ 이하,
    Nb: 0.100％ 이하,
    Cu: 1.00％ 이하,
    Cr: 1.00％ 이하,
    V: 0.100％ 이하,
    Mo: 0.500％ 이하,
    Ni: 0.50％ 이하,
    Sb: 0.200％ 이하,
    Sn: 0.200％ 이하,
    As: 0.100％ 이하,
    Ta: 0.100％ 이하,
    Ca: 0.0200％ 이하,
    Mg: 0.0200％ 이하,
    Zn: 0.020％ 이하,
    Co: 0.020％ 이하,
    Zr: 0.020％ 이하,
    REM: 0.0200％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하는 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강판 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    강 슬래브에 열간 압연, 산 세정 및 냉간 압연을 실시하여 제작한 냉연 강판을,
    온도 T1이 850℃ 이상 1000℃ 이하이고,
    상기 T1에서의 보존 유지 시간 t1이 10초 이상 1000초 이하인 조건으로 어닐링한 후,
    100℃ 이하까지 냉각하고,
    100℃가 된 시점으로부터 경과 시간 t2가 1000초 이하 중에 가공을 개시하고,
    상기 가공은 개시 온도 T2가 80℃ 이하이고,
    상당 소성 변형이 0.10％ 이상 5.00％ 이하인 조건으로 가공을 실시한 후,
    온도 T3이 100℃ 이상 400℃ 이하이고,
    상기 T3에서의 보존 유지 시간 t3이 1.0초 이상 1000.0초 이하인 조건으로 템퍼링하고,
    상기 T3에서 80℃까지의 냉각 속도 θ1이 100℃/초 이하인 조건으로 냉각하는 고강도 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 템퍼링 전의 가공 공정에서 2회 이상으로 나누어 가공에 의한 변형 부여를 실시하고, 각 가공의 상기 상당 소성 변형의 합계가 0.10％ 이상인 조건으로 가공이 실시되는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    어닐링 중 또는 어닐링 후에, 도금 처리를 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.

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