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KR20220024825A - 강판 - Google Patents

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KR20220024825A
KR20220024825A KR1020227002151A KR20227002151A KR20220024825A KR 20220024825 A KR20220024825 A KR 20220024825A KR 1020227002151 A KR1020227002151 A KR 1020227002151A KR 20227002151 A KR20227002151 A KR 20227002151A KR 20220024825 A KR20220024825 A KR 20220024825A
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KR1020227002151A
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가쓰야 나카노
겐고 다케다
히로유키 가와타
아키히로 우에니시
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

금속 조직이, 체적률로, 템퍼드 마르텐사이트：85% 이상, 잔류 오스테나이트：5% 이상 15% 미만, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트의 합계가 10% 미만이며, 잔류 오스테나이트 중의 Mn량 및 C량을 각각 MnA 및 CA, 매트릭스 중의 Mn량 및 C량을 각각 MnM 및 CM으로 할 때, 하기의 (1)~(3)식을 만족하고, 원상당 반경 0.1μm 이상 탄화물 개수가, 20000μm2 당 100개 이하이며, 인장 강도가 1100MPa 이상인 강판. 이 강판은 높은 성형성과 우수한 내충돌 특성을 구비한다.
MnA/MnM≥1.2···(1)
CA/CM≤5.0···(2)
CA≤1.0···(3)

Description

강판
본 발명은, 강판에 관한 것이다.
자동차의 충돌 시의 안전성의 확보와 경량화를 위해, 자동차 구조 부재에는, 높은 강도와, 우수한 내충돌 특성의 양립이 요구된다.
특허 문헌 1(국제 공개 제2016/021193호)에는, 소정의 화학 조성을 가지는 강판이며, 금속 조직이, 면적률로, 페라이트와 베이니틱 페라이트의 합계가 59.2% 이상 80% 이하, 마르텐사이트가 3% 이상 20% 이하이며, 체적률로, 잔류 오스테나이트가 10% 이상이며, 잔부 조직이 면적률로 10% 이하이며, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2μm 이하이며, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 Mn량(질량%)이 강 중의 Mn량(질량%)의 1.2배 이상이며, 또한 강 중의 C량(질량%)의 2.1배 이상의 평균 C량(질량%)을 가지는 잔류 오스테나이트의 면적률이, 전체 잔류 오스테나이트의 면적률의 60% 이상인 강 조직을 가지는 고강도 강판에 관한 발명이 개시되어 있다.
특허 문헌 2(국제 공개 제2018/073919호)에는, 소정의 화학 조성을 가지며, 금속 조직이, 5.0체적% 초과의 잔류 오스테나이트, 5.0체적% 초과의 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트 중의 C량이 0.85질량% 이상인 도금 강판에 관한 발명이 개시되어 있다.
국제 공개 제2016/021193호 국제 공개 제2018/073919호
특허 문헌 1에 기재된 발명은, 연성이 풍부한 연질의 페라이트를 주체로 하는 조직에, 주로 연성을 담당하는 잔류 오스테나이트와, 강도를 담당하는 마르텐사이트를 분산시킨 복합 조직으로 이루어지는 강판에 관한 것이다. 그리고, 특허 문헌 1의 발명은, 820℃ 이상 950℃ 이하, 즉, 오스테나이트의 단상역에서의 열처리, 및 740℃ 이상 840℃ 이상, 즉, 페라이트 및 오스테나이트의 2상역에서의 열처리를 행함으로써, 오스테나이트에 탄소(C)를 농화시킴으로써, 잔류 오스테나이트의 양을 확보하는 것이다.
그러나, C 농도가 높은 잔류 오스테나이트는, 부품으로 가공할 때에 가공 유기 변태하여, 성형성을 향상시키는 조직이지만, 가공 유기 변태하여 마르텐사이트로 변태한 후에는, 초경질이 되어 파괴의 기점이 될 수 있기 때문에, 부품 가공 후의 부재 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 강판의 성형성을 열화시키는 경우가 있다.
특허 문헌 2에는, 강판에 대해, Ac1점 이상 또는 Ac3점 이상으로 가열하는 공정, 500℃ 이하까지 냉각하는 공정, 용융 아연 도금을 실시하는 공정, 300℃ 이하까지 냉각하는 공정, 조질 압연을 실시하는 공정, 200℃~600℃로 재가열, 유지하는 공정을 순서대로 행하는 것이 기재되어 있으며, 도금 후의 재가열 공정에 의해, C가 농화된 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하는 도금 강판을 얻는 것이 기재되어 있다.
그러나, 도금 전에 강판에 대해 행하는, Ac3점 이상의 가열이 1회 만으로는, 조대한 탄화물이 많이 잔존하여, 구멍 확장률이 저하된다.
본 발명은, 높은 강도(구체적으로는 1100MPa 이상의 인장 강도)와, 우수한 내충돌 특성을 구비하고, 또한 우수한 성형성도 구비하는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기의 목적을 달성하기 위해, C의 농화 만에 의지하는 것이 아니라, Mn의 농화에 의한 잔류 오스테나이트의 안정화를 검토했다. 일반적으로, Mn을 활용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강으로서, 5질량% 정도의 Mn을 포함하는 중 Mn 강이 알려져 있다. 그러나, Mn량의 증가는, 생산성 및 용접성의 관점에서는 불리하다.
본 발명자들은, 강판에 함유시키는 전체 Mn량(매트릭스 중의 Mn량)의 증가를 억제하면서 국소적으로 Mn 농도가 높은 영역을 만들어냄으로써, 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모할 수 있는 것은 아닌가라는 가설을 세웠다. 예를 들면, 열간 압연 후의 탄화물에 Mn을 농화시키기 위해서는, 열연 강판을 고온에서 권취하는 것이생각된다. 그러나, Mn이 농화된 탄화물은, 용해되기 어려워, 조대하게 형성되어 파괴의 기점이 될 수 있다. 통상의 열처리(1회의 열처리)에 의해, 이와 같은 조대한 탄화물을 용해시키는 것은 어렵다.
그래서, 본 발명자들은, Mn이 농화된 탄화물을 용해하는 방법에 대해서 예의 검토를 행하여, 다단계의 열처리를 발견했다. 즉, 1회째의 열처리에 의해, 담금질 상태의 마르텐사이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 조직을 형성한다. 마르텐사이트는 립계나 전위를 많이 포함하는 조직이다. 립계를 확산 패스로 하는 립계 확산이나 전위를 확산 패스로 하는 전위 확산은, 립내를 확산하는 립내 확산보다 원소의 확산이 빠르다. 탄화물의 용해는 원소의 확산에 기인하는 현상이지만, 다단계의 열처리에 있어서의 1회째의 열처리 후에 재료 중에 립계나 전위를 다량으로 포함하는 상태로 하여, 2번째의 가열을 행하면 립계 확산이나 전위 확산이 일어나기 쉬워진다. 이것에 의해 다단계의 열처리에서는 탄화물이 용해되기 쉬워진다고 생각된다. 그리고, 2번째의 열처리에 의해, Mn이 농화된 탄화물을 충분히 용해시킨다. 이 때, Mn은 C에 비해 확산 속도가 늦기 때문에, Mn이 농화되어 있던 탄화물이 용해된 후에도, 당해 탄화물이 형성되어 있던 위치에 Mn 중 적어도 일부가 농화된 채로 잔존한다. 이와 같이 Mn이 농화된 영역에는 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽다. 그 때문에, C 농도를 과도하게 높이지 않고 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 즉, 가공 유기 변태 후에도 파괴의 기점이 되기 어려운 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킬 수 있다. 또, 다단계의 열처리 전에 보다 탄화물은 충분히 용해되기 때문에, 탄화물을 기점으로 하는 내충돌 특성의 열화도 억제할 수 있다. 그 결과, 우수한 내충돌 특성 및 성형성을 구비하는 고강도 강판이 얻어진다.
본 발명은, 이와 같은 지견에 의거하여 이루어진 것이며, 하기의 강판을 요지로 한다.
금속 조직이, 체적률로,
템퍼드 마르텐사이트：85% 이상, 잔류 오스테나이트：5% 이상 15% 미만, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트의 합계가 10% 미만이며,
상기 강판의 화학 조성이,질량%로,
C：0.18% 이상, 0.38% 이하,
Si：0.80% 이상, 2.50% 이하,
Mn：0.6% 이상, 5.0% 이하,
P：0.0200% 이하,
S：0.0200% 이하,
N：0.0200% 이하,
O：0.0200% 이하,
Al：0% 이상, 1.000% 이하,
Cr：0% 이상, 2.0% 이하,
Mo：0% 이상, 0.50% 이하,
Ti：0% 이상, 0.10% 이하,
Nb：0% 이상, 0.10% 이하,
B：0% 이상, 0.0100% 이하,
V：0% 이상, 0.50% 이하,
Cu：0% 이상, 0.50% 이하,
W：0% 이상, 0.100% 이하,
Ta：0% 이상, 0.100% 이하,
Ni：0% 이상, 1.00% 이하,
Co：0% 이상, 0.50% 이하,
Sn：0% 이상, 0.050% 이하,
Sb：0% 이상, 0.050% 이하,
As：0% 이상, 0.050% 이하,
Mg：0% 이상, 0.050% 이하,
Ca：0% 이상, 0.050% 이하,
Y：0% 이상, 0.050% 이하,
Zr：0% 이상, 0.050% 이하,
La：0% 이상, 0.050% 이하,
Ce：0% 이상, 0.050% 이하,
잔부：Fe 및 불순물이며,
잔류 오스테나이트 중의 Mn의 함유량 및 C의 함유량을 각각 MnA 및 CA, 매트릭스 중의 Mn의 함유량 및 C의 함유량을 각각 MnM 및 CM으로 할 때, 하기의 (1)~(3)식을 만족하고,
상기 강판의 표면으로부터 t/4(단, t는 강판의 두께)의 위치를 중심으로 하는 20000μm2의 범위 내를 관찰했을 때에, 원상당 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수가 100개 이하이며, 인장 강도가 1100MPa 이상인 강판.
MnA/MnM≥1.2···(1)
CA/CM≤5.0···(2)
CA≤1.0···(3)
상기 강판은, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 표면에 구비하고 있어도 된다.
본 발명에 의하면, 높은 강도(구체적으로는 1100MPa 이상의 인장 강도)와, 우수한 내충돌 특성을 구비하고, 또한 우수한 성형성도 구비하는 강판이 얻어진다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다.
(금속 조직)
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 체적률로, 템퍼드 마르텐사이트：85% 이상, 잔류 오스테나이트：5% 이상 15% 미만, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트의 합계가 10% 미만이다.
템퍼드 마르텐사이트의 체적률을 85% 이상으로 함으로써, 강판의 강도가 충분해질 수 있다. 템퍼드 마르텐사이트의 체적률은 87% 이상인 것이 바람직하다. 단, 강판의 성형성의 열화를 억제하는 관점에서, 템퍼드 마르텐사이트의 체적률은 95% 이하인 것이 바람직하다.
잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태에 의해 강판의 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률은 5% 이상이 된다.
금속 조직의 잔부는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 및 담금질 상태의 마르텐사이트 중 적어도 일종이다. 이들 합계가 10% 미만임으로써, 템퍼드 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트의 부족에 의한 강판의 인장 강도나 성형성의 열화가 억제될 수 있다.
(잔류 오스테나이트 중의 Mn량)
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn의 함유량을 MnA, 강판 중 잔류 오스테나이트를 제외한 매트릭스 중에 있어서의 Mn의 함유량을 MnM으로 할 때, 「MnA/MnM」은 1.2 이상이며, 1.5 이상인 것이 바람직하다. 「MnA/MnM」은, 잔류 오스테나이트로의 Mn의 농화를 나타내는 지표라고 생각된다. 「MnA/MnM」이 1.2 이상인 것에 의해, 잔류 오스테나이트로 Mn이 충분히 농화되어 있다고 생각된다. Mn의 농화가 불충분한 잔류 오스테나이트는, C의 농화에 의해 안정성을 확보하고 있는 경우가 있다. C가 과도하게 농화된 잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태하여 마르텐사이트로 변태했을 때에 경질이 되어 파괴의 기점이 될 수 있다.
(잔류 오스테나이트 중의 C량)
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 C의 함유량을 CA, 강판 중 잔류 오스테나이트를 제외한 매트릭스 중의 C의 함유량을 CM으로 할 때, 「CA/CM」은 5.0 이하, CA는 1.0 이하이다. 「CA/CM」이 5.0 이하, 또한, CA가 1.0 이하인 경우, 잔류 오스테나이트로의 C의 과도한 농화가 억제되어 있다고 생각된다. 따라서, 상기와 같이 가공 유기 변태하여 마르텐사이트로 변태했을 때에 경질이 되어 파괴의 기점이 될 수 있는 잔류 오스테나이트가 억제되어 있다고 생각된다. 「CA/CM」은 4.5 이하인 것이 바람직하다. 「CA/CM」의 하한은 특별히 한정되지 않는다.
(탄화물의 개수)
본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 그 표면으로부터 t/4(단, t는 강판의 두께)의 위치를 중심으로 하는 20000μm2의 범위 내를 관찰했을 때에, 원상당 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수가 100개 이하이다. 원상당 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수가 과잉하게 많은 경우에는, 충분한 구멍 확장성을 확보하지 못하여, 내충돌 특성을 열화시킨다. 이 때문에, 20000μm2의 면적당 탄화물의 개수는 100개 이하로 한다. 바람직한 개수는, 80개 이하이며, 보다 바람직한 것은 70개 이하이다. 더욱 바람직한 것은 50개 이하이다.
또한, 탄화물의 개수의 측정은, 주사형 전자현미경으로 촬영한 조직 화상에 의거하여 행한다. 관찰에 앞서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리 페이퍼에 의한 습식 연마 및 1μm의 평균 입자 사이즈를 가지는 다이아몬드 지립에 의해 연마하여, 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 포화 피크린산 알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 5000배로 하고, 판두께 t/4의 위치를 중심으로 하는 시야를 관찰하여, 총면적이 20000μm2가 되도록 복수 개소 랜덤으로 촬영한다. 미타니 상사 주식회사제(WinROOF)로 대표되는 화상 해석 소프트를 이용하여, 얻어진 촬상을 해석하여, 20000μm2의 영역 중에 포함되는 각 탄화물의 면적을 상세하게 측정한다. 각 탄화물에 대해서, 형상을 원으로 가정하고, 화상 해석으로부터 구해진 면적으로부터 탄화물의 반경(원상당 반경)을 구하여, 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수를 산출한다.
(인장 강도)
본 실시 형태에 따른 강판은, 인장 강도가 1100MPa 이상이다. 또한, 본 발명의 강판의 인장 강도는, 인장 시험에 의해 구해진다. 구체적으로는, JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 강판의 압연 방향에 직각으로 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 행하고, 측정되는 인장 최대 강도를 강판의 인장 강도로 한다.
(화학 조성)
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 대해서 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량에 대한 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C：0.18% 이상, 0.38% 이하
C는, 소정량의 마르텐사이트를 확보하여, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C의 함유량을 0.18% 이상으로 함으로써, 소정량의 마르텐사이트를 형성하여 강판의 강도를 1100MPa 이상으로 하기 쉬워진다. C의 함유량은, 0.22% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 강도가 과도하게 상승하여 취화(脆化)되는 것을 억제하는 관점에서는, C의 함유량은 0.38% 이하로 한다.
Si：0.80% 이상, 2.50% 이하
Si는, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Si는, 탄화물의 형태, 및, 열처리 후의 잔류 오스테나이트의 생성에 영향을 미치는 원소이다. 또한, Si는, 잔류 오스테나이트를 활용하여 강판의 고강도화를 도모하기 때문에 유효한 원소이다. 탄화물의 생성을 억제하여, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻고 강판의 가공성을 확보하기 위해서는, Si의 함유량을 0.80% 이상으로 한다. 한편, 강판이 취화되어 강판의 가공성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서는, Si의 함유량을 2.50% 이하로 한다.
Mn：0.6% 이상, 5.0% 이하
Mn은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Mn은, 담금질성을 향상시키는 원소이다. Mn에 의해 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해서는, Mn의 함유량을 0.6% 이상으로 한다. 한편, 프레스 성형 시에 파괴의 기점이 되는 조대한 Mn 산화물이 형성되는 것을 억제하는 관점에서는, Mn의 함유량을 5.0% 이하로 한다.
P：0.0200% 이하
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판두께 중앙부에 편석되어 인성을 저하시키거나, 용접부를 취화시키는 원소이다. 강판의 가공성이나 내충돌 특성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, P의 함유량은 적을 수록 바람직하다. 구체적으로는, P의 함유량은, 0.0200% 이하로 한다. P의 함유량은, 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 단, 실용 강판에서 P의 함유량을 0.00010% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, P의 함유량은 0.00010% 이상이어도 된다.
S：0.0200% 이하
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저해하거나, 주조시와 열연시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또, S는, 조대한 MnS를 형성하여, 구멍 확장성을 저해하는 원소이기도 하다. 용접성의 저하, 제조성의 저하, 및, 내충돌 특성의 저하를 억제하는 관점에서, S의 함유량은 적을 수록 바람직하다. 구체적으로는, S의 함유량은, 0.0200% 이하로 한다. S의 함유량은, 0.0100% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 실용 강판에서 S의 함유량을 0.000010% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, S의 함유량은 0.000010% 이상이어도 된다.
N：0.0200% 이하
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 성형성이나 내충돌 특성을 열화시키거나, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 이 때문에, N의 함유량은 0.0200% 이하가 되는 것이 바람직하다.
O：0.0200% 이하
O는, 조대한 산화물을 형성하여, 강판의 성형성이나 내충돌 특성을 열화시키거나, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 이 때문에, O의 함유량은 0.0200% 이하인 것이 바람직하다.
Al：0% 이상, 1.000% 이하
Al은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 필요에 따라 강판에 첨가된다. Al를 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.02% 이상인 것이 바람직하다. 단, 조대한 Al 산화물이 생성되어 강판의 가공성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Al의 함유량은 1.000% 이하인 것이 바람직하다.
Cr：0% 이상, 2.0% 이하
Cr은, Mn과 마찬가지로 담금질성을 높여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. Cr의 함유량은 0%여도 되지만, Cr을 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Cr 탄화물이 형성되어 냉간 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Cr의 함유량은 2.0% 이하인 것이 바람직하다.
Mo：0% 이상, 0.50% 이하
Mo는, Mn, Cr과 마찬가지로 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. Mo의 함유량은 0%여도 되지만, Mo를 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo를 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어 냉간 가공성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Mo의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Ti：0% 이상, 0.10% 이하
Ti는, 탄화물의 형태 제어에 중요한 원소이다. Ti에 의해 페라이트의 강도 증가가 촉진될 수 있다. 또, Ti는, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN을 형성하여 강판의 가공성을 저하시킬 우려가 있는 원소이다. 따라서, 강판의 가공성을 확보하는 관점에서는, Ti의 함유량은, 적을 수록 바람직하고, 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0%여도 된다. 단, Ti의 함유량을 0.001% 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 과도한 증가를 초래하기 때문에, Ti의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
Nb：0% 이상, 0.10% 이하
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화하여 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 Nb를 함유시켜도 된다. Nb의 함유량은 0%여도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 열화되는 것을 억제하는 관점에서, Nb의 함유량은, 0.10% 이하인 것이 바람직하다.
B：0% 이상, 0.0100% 이하
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또, B는, 강판의 고강도화에 유익한 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 B를 함유시켜도 된다. B를 강판에 함유시키는 경우, B의 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 0.0001% 미만의 B의 동정에는 분석에 세심한 주위를 기울일 필요가 있음과 함께, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 도달한다. 한편, 강판의 프레스 성형 시에 있어서 보이드의 발생 기점이 될 수 있는 조대한 B 질화물이 생성되는 것을 억제하는 관점에서, B의 함유량은 0.0100% 이하인 것이 바람직하다.
V：0% 이상, 0.50% 이하
V는, Ti나 Nb와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화함으로써 강판의 인성 향상에도 효과적인 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 V를 함유시켜도 된다. V를 강판에 함유시키는 경우, V의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 미세한 V 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 열화되는 것을 억제하는 관점에서, V의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Cu：0% 이상, 0.50% 이하
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Cu의 함유량은 0%여도 되지만, Cu를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 열간 압연에서의 적열 취성에 의한 생산성의 저하를 억제하는 관점에서, Cu의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
W：0% 이상, 0.100% 이하
W는, Nb, V와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도의 증가에 유효한 원소이다. W의 함유량은 0%여도 되지만, W를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 미세한 W 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 열화되는 것을 억제하는 관점에서, W의 함유량은 0.100% 이하인 것이 바람직하다.
Ta：0% 이상, 0.100% 이하
Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도의 증가에 유효한 원소이다. Ta의 함유량은 0%여도 되지만, Ta를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하고, 0.002% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 열화되는 것을 억제하는 관점에서, Ta의 함유량은 0.100% 이하인 것이 바람직하고, 0.080% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ni：0% 이상, 1.00% 이하
Ni는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni의 함유량은 0%여도 되지만, Ni를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 연성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Ni의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다.
Co：0% 이상, 0.50% 이하
Co는, Ni와 마찬가지로 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Co의 함유량은 0%여도 되지만, Co를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 연성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Co의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Sn：0% 이상, 0.050% 이하
Sn은, 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강판에 함유할 수 있는 원소이다. Sn의 함유량은, 적을 수록 바람직하고, 0%여도 된다. 페라이트의 취화에 의한 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Sn의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, Sn의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
Sb：0% 이상, 0.050% 이하
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강판에 함유할 수 있는 원소이다. Sb의 함유량은, 적을 수록 바람직하고, 0%여도 된다. 강판의 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Sb의 함유량은, 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, Sb의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
As：0% 이상, 0.050% 이하
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강판에 함유할 수 있는 원소이다. As의 함유량은, 적을 수록 바람직하고, 0%여도 된다. 강판의 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, As의 함유량은, 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, As의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
Mg：0% 이상, 0.050% 이하
Mg는, 황화물이나 산화물의 형태를 제어하여, 강판의 굽힘 가공성의 향상에 기여하는 원소이다. Mg의 함유량은 0%여도 되지만, Mg를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 조대한 개재물의 형성에 의한 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Mg의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ca：0% 이상, 0.050% 이하
Ca는, Mg와 마찬가지로 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca의 함유량은 0%여도 되지만, Ca를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Ca 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Ca의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Y：0% 이상, 0.050% 이하
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Y의 함유량은 0%여도 되지만, Y를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Y의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Y 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Y의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Zr：0% 이상, 0.050% 이하
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Zr의 함유량은 0%여도 되지만, Zr를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Zr산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Zr의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
La：0% 이상, 0.050% 이하
La는, 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. La의 함유량은 0%여도 되지만, La를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, La의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 La 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, La의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ce：0% 이상, 0.050% 이하
Ce는, La와 마찬가지로 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. Ce의 함유량은 0%여도 되지만, Ce를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ce의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ce 산화물이 생성되어 강판의 성형성이 저하되는 것을 억제하는 관점에서, Ce의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 강 원료 혹은 스크랩으로부터 불가피적으로 혼입되는 원소 또는 제강 과정에서 불가피적으로 혼입되는 원소이며, 본 발명의 강판이 상기 본 발명의 효과를 나타낼 수 있는 범위에서 함유가 허용되는 원소를 예시할 수 있다.
(도금 강판)
본 실시 형태에 따른 강판은, 도금층을 표면에 구비하는 것이어도 된다. 당해 도금층은, 예를 들면, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층 중 어느 것이어도 된다.
(제조 방법)
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 이하에 설명하는 제조 방법은, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법의 일례이며, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 이하에 설명하는 방법에 한정되지 않는다.
상기의 화학 조성을 가지는 강편을 제조하고, 얻어진 강편을 이용하여, 하기의 제조 방법에 의해 본 실시 형태에 따른 강판을 제조할 수 있다.
「주조 공정」
상기의 화학 조성을 가지는 용강으로부터 강편을 제조하는 방법에 대해서는, 특별히 제약은 없고, 예를 들면, 연속 주조 슬래브, 박(薄)슬래브 캐스터 등이 일반적인 방법으로 강편을 제조하면 된다.
「열간 압연 공정」
열간 압연 조건에도 특별히 제약은 없다. 예를 들면, 열간 압연 공정에서는, 우선, 상기의 강편을 1100℃ 이상에서 가열하여 20분 이상의 균열 처리를 행하는 것이 바람직하다. 조대 개재물의 재용해를 진행시키기 위해서이다. 가열 온도는 1200℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 균열 유지 시간은 25분 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 가열 온도는 1350℃ 이하인 것이 바람직하고, 균열 유지 시간은 60분 이하인 것이 바람직하다.
또, 열간 압연 공정에서는, 상기와 같이 가열한 강편을 열간 압연하는데 있어서, 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도역에 있어서 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 온도의 바람직한 하한은 860℃이며, 바람직한 상한은 950℃이다.
「권취 공정」
상기 마무리 압연한 열연 강판을 550℃ 초과 700℃ 이하에서 코일로 권취한다. 이것에 의해, 권취 공정 시에 생성하는 탄화물 중으로의 Mn이나 Cr 등의 합금 원소의 농화를 촉진할 수 있다. 권취 온도를 550℃ 초과로 함으로써, 후단에서 설명하는 다단계 열처리를 실시한 후에 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도를 높이기 쉬워진다. 또, 생산성의 관점에서, 권취 온도를 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기의 열연 강판에 대해, 필요에 따라 연질화를 목적으로 한 재가열 처리를 실시해도 된다.
「산세정 공정」
권취한 열연 강판을 풀어, 산세정에 제공한다. 산세정을 행함으로써, 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산세정은, 1회여도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다.
「냉간 압연 공정」
산세정한 열연 강판을 압하율 30% 이상 80% 이하에서 냉간 압연한다. 압하율을 30% 이상으로 함으로써, 강판의 형상을 평탄하게 유지하기 쉽고, 최종 제품의 연성 저하를 억제하기 쉽다. 한편, 압연율을 80% 이하로 함으로써, 냉연 하중이 너무 커지는 것을 억제할 수 있어, 냉연이 용이해진다. 압연율의 바람직한 하한은 45%이며, 바람직한 상한은 70%이다. 압연 패스의 회수, 각 패스에서의 압하율에 대해서는 특별히 제약은 없다.
「다단계 열처리 공정」
본 발명의 강판은, 상기 냉간 압연 공정 후에 적어도 2회의 열처리가 실시되어 제조된다.
(1회째의 열처리)
1회째의 열처리에서는, 우선, 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 10초 이상 유지하는 가열 공정을 행한다. 그 후, 하기 1) 또는 2)의 조건에 따라서 강판을 냉각하는 냉각 공정을 행한다.
1) 강판을, 20℃／초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 온도역으로 냉각한다.
2) 강판을, 0.5℃／초 이상 20℃／초 미만의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고(1단째의 냉각), 다음에, 20℃／초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다.
또한, Ac3점은 하기 식 (a)에 의해 구해진다. (a)식 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 강 중에 포함되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입한다.
Ac3점(℃)=901-203×√C―15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W··식 (a)
이 1회째의 열처리 공정에 의해, 강판의 금속 조직을, 담금질 상태의 마르텐사이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 한다. 마르텐사이트는 립계나 전위를 많이 포함하는 조직이다. 립계를 확산 패스로 하는 립계 확산이나 전위를 확산 패스로 하는 전위 확산에서는, 립내를 확산하는 립내 확산보다 원소의 확산이 빠르다. 1회째의 열처리 후에는 다수의 탄화물이 잔존하고 있다. 그러나, 탄화물의 용해는 원소의 확산에 기인하는 현상이기 때문에, 립계가 많을 수록, 2회째의 열처리에 있어서 탄화물은 용해되기 쉽다.
가열 온도가 Ac3점 이상이 됨으로써, 가열 시에 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 또, 가열 시의 유지 시간이 10초 이상이 됨으로써, 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다.
상기 1)의 냉각 공정에 있어서, 평균 냉각 속도를 20℃／초 이상으로 함으로써, 충분히 담금질하여 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 1회째의 열처리 후에는 그 때문에, 후술하는 2번째의 열처리에 있어서 탄화물의 용해를 충분히 진행할 수 있다. 냉각 정지 온도를 25℃ 이상으로 함으로써, 생산성의 저하가 억제될 수 있다. 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 충분한 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 후술하는 2번째의 열처리에 있어서 탄화물의 용해를 충분히 진행할 수 있다.
상기 2)의 냉각 공정은, 예를 들면, 서냉대를 거쳐 강판을 급냉하는 경우에 행해진다. 1단째의 냉각에 있어서 평균 냉각 속도를 20℃／초 미만으로 함으로써, 페라이트 및 펄라이트가 생성될 수 있다. 단, 상기 화학 조성으로 하는 경우, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태는 일어나기 어려워, 페라이트 및 펄라이트의 과도한 생성을 용이하게 억제할 수 있다. 1단째의 냉각 속도가 20℃／초 이상이 되는 경우는, 상기 1)의 냉각 공정을 행한 경우와 동일한 결과가 되는 것 뿐이며, 강판의 재질이 열화되는 것은 아니다. 한편, 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.5℃／초 이상으로 함으로써, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되어, 소정량의 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다.
(2회째의 열처리)
2회째의 열처리에서는, 우선, 강판을 다시 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 10초 이상 600초 이하로 유지하는 가열 공정을 행한다. 그 후, 하기 1) 또는 2)의 조건에 따라서 강판을 냉각하는 냉각 공정을 행한다.
1) 강판을, 20℃／초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 온도역으로 냉각한다.
2) 강판을, 0.5℃／초 이상 20℃／초 미만의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고(1단째의 냉각), 다음에, 20℃／초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다.
상기 1회째의 열처리 공정에 의해, 담금질 상태의 마르텐사이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 조직이 형성되어 있어, 원소가 확산되기 쉬워져 있다. 또한 2회째의 열처리 공정을 행함으로써, 금속 조직을 조정함과 함께, 강판 중의 Mn이 농화된 조대 탄화물(구체적으로는, 원상당 반경이 0.1μm 이상인 탄화물)을 충분히 용해할 수 있다. 이 때, Mn은 C에 비해 확산 속도가 늦기 때문에, Mn이 농화되어 있던 탄화물이 용해된 후에도, 당해 탄화물이 형성되어 있던 위치에 Mn의 적어도 일부가 농화된 채로 잔존한다. 이와 같이 Mn이 농화된 영역에는 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽다. 그 때문에, C 농도를 과도하게 높이는 일 없이 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 즉, 가공 유기 변태 후에도 파괴의 기점이 되기 어려운 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킬 수 있다. 또, 다단계의 열처리 전에 보다 탄화물은 충분히 용해되기 때문에, 탄화물을 기점으로 하는 내충돌 특성의 열화도 억제할 수 있다. 그 결과, 우수한 내충돌 특성 및 성형성을 구비하는 고강도 강판이 얻어진다.
가열 온도를 Ac3점 이상으로 함으로써, 가열 시에 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 가열 시의 유지 시간을 10초 이상으로 함으로써, 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 또, 가열 시의 유지 시간을 600초 이하로 함으로써, 조대 탄화물이 용해된 후에 Mn이 확산되어 Mn의 농화 영역이 소실되는 것을 억제할 수 있다. 그 때문에, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻기 쉬워진다.
상기 1)의 냉각 공정에 있어서, 평균 냉각 속도를 20℃／초 이상으로 함으로써, 충분히 담금질하여 원하는 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다. 냉각 정지 온도를 25℃ 이상으로 함으로써, 생산성의 저하를 억제할 수 있다. 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 원하는 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다.
상기 2)의 냉각 공정은, 예를 들면, 서냉대를 거쳐 강판을 급냉하는 경우에 행해진다. 1단째의 냉각에 있어서 평균 냉각 속도를 20℃／초 미만으로 함으로써, 페라이트 및 펄라이트가 생성될 수 있다. 단, 상기 화학 조성으로 하는 경우, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태는 일어나기 어려워, 페라이트 및 펄라이트의 과도한 생성을 용이하게 억제할 수 있다. 1단째의 냉각 속도가 20℃／초 이상이 되는 경우는, 상기 1)의 냉각 공정을 행한 경우와 동일한 결과가 될 뿐이며, 강판의 재질이 열화되는 것은 아니다. 한편, 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.5℃／초 이상으로 함으로써, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되어, 소정량의 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다.
또한, 다단계 열처리 공정에 의한 효과는, 상기 2회의 열처리를 행함으로써 충분히 발휘되지만, 상기 1회째의 열처리 공정 후에 상기 2회째의 열처리 공정을 복수회 행함으로써 합계 3회 이상의 열처리 공정이 실시되어도 된다.
「정류 공정」
상기 다단계 열처리 공정에 있어서의 마지막 열처리 공정의 냉각 후에는, 200℃ 이상 450℃ 이하의 온도역에서, 10초 이상 600초 이하, 강판을 정류시킨다. 이 정류 공정에서는, 같은 온도에서 강판을 유지해도 되고, 도중에 가열, 냉각을 적절히 행해도 된다. 이 정류 공정에 의해, 냉각 시에 얻어진 담금질 상태의 마르텐사이트를 템퍼링함과 함께, 잔류 오스테나이트 중에 탄소를 농화시킬 수 있다. 정류 온도를 200℃ 이상으로 함으로써, 템퍼링이 충분히 진행되어 충분한 양의 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 정류 온도를 450℃ 이하로 함으로써, 과도한 템퍼링의 진행이 억제될 수 있다. 정류 시간을 10초 이상으로 함으로써, 충분히 템퍼링이 진행할 수 있다. 또, 정류 시간을 600초 이하로 함으로써, 과도한 템퍼링의 진행이 억제될 수 있다.
[템퍼링 공정]
정류 공정 후, 강판에 템퍼링을 행해도 된다. 이 템퍼링 공정은, 실온으로의 냉각 도중에 소정의 온도로 유지하거나, 재가열하는 공정이어도 되고, 실온으로의 냉각이 끝난 후에 소정의 온도로 재가열하는 공정이어도 된다. 템퍼링 공정에 있어서의 가열의 방법은 특별히 한정되지 않는다. 단, 강판의 강도 저하를 억제하는 관점에서는, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 온도 또는 가열 온도는 500℃ 이하인 것이 바람직하다.
「도금 공정」
강판에는, 전기 도금 처리, 증착 도금 처리 등의 도금 처리를 행해도 되고, 또한, 도금 처리 후에 합금화 처리를 행해도 된다. 강판에는, 유기 피막의 형성, 필름 래미네이트, 유기 염류 또는 무기 염류 처리, 논크롬 처리 등의 표면 처리를 행해도 된다.
도금 처리로서 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 강판을, (아연 도금욕의 온도 -40℃)~(아연 도금욕의 온도 +50℃)의 온도로 가열 또는 냉각하여, 아연 도금욕에 침지한다. 용융 아연 도금 처리에 의해, 표면에 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 용융 아연 도금층은, 예를 들면, Fe：7질량% 이상 15질량% 이하, 및 잔부：Zn, Al 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 가지는 것을 이용할 수 있다. 또, 용융 아연 도금층은, 아연 합금이어도 된다.
용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 용융 아연 도금 강판을 460℃ 이상 600℃ 이하의 온도로 가열한다. 이 가열 온도가 460℃ 이상이 됨으로써, 충분히 합금화할 수 있다. 또, 가열 온도가 600℃ 이하로 됨으로써, 과잉하게 합금화하여 내식성이 열화되는 것을 억제할 수 있다. 이와 같은 합금화 처리에 의해, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
실시예 1
다음에, 본 발명의 실시예에 대해서 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1~4에 나타내는 화학 조성을 가지는 강편을, 표 5~8에 기재된 조건에서 열간 압연에 제공하고, 권취했다. 얻어진 열연 강판을 표 5~8에 기재된 조건에서 냉간 압연에 제공했다. 계속해서, 얻어진 냉연 강판에, 표 5~8에 기재된 조건에서 열처리를 실시했다. 일부의 강판에는, 상법에 의해 도금을 실시하고, 도금을 실시한 강판 중 일부의 강판에 대해서는, 상법에 의해 합금화 처리를 실시했다. 이와 같이 하여 얻어진 강판에 대해, 하기 방법에 의해, 금속 조직, 잔류 오스테나이트 중의 Mn량 및 C량, 인장 강도, 및, 내충돌 특성을 측정했다. 그 결과를 표 9~12에 나타낸다. 또한, 매트릭스 중의 Mn량 및 C량은, 강편의 화학 조성과 대략 동일하기 때문에, 강편의 화학 조성을 매트릭스 중의 Mn량 및 C량으로 간주한다.
본 발명에 있어서, 각 금속 조직의 동정 및 체적률의 산출은, 이하와 같이 행해진다.
「페라이트」
우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 가지는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100μm×100μm의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 주사형 전자현미경에 의해 1000~50000배로 하여 관찰함으로써 볼 수 있는 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립의 결정 방위차를 콘트라스트의 차로서 표시하는 상이다. 이 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서 균일한 콘트라스트의 부분이 페라이트이다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 페라이트의 면적률을 포인트 카운팅법(ASTM E562 준거)에 의해 산출한다. 이와 같이 산출되는 페라이트의 면적률을 페라이트의 체적률로 간주한다.
「펄라이트」
우선, 상기 관찰면을 나이탈 시약으로 부식시킨다. 부식된 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100μm×100μm의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 광학 현미경으로 1000~50000배로 하여 관찰하고, 관찰상에 있어서 어두운 콘트라스트의 영역을 펄라이트로 한다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 펄라이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다. 이와 같이 산출되는 펄라이트의 면적률을 펄라이트의 체적률로 간주한다.
「베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트」
상기와 같이 나이탈 시약으로 부식된 관찰 영역을 전계 방사형 주사형 전자현미경(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의해 1000~50000배로 하여 관찰한다. 이 관찰 영역에 있어서, 조직 내부에 포함되는 세멘타이트의 위치 및 세멘타이트의 배열로부터, 이하와 같이 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 동정한다.
베이나이트의 존재 상태로서는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 계면에 세멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우나, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 내부에 세멘타이트가 존재하고 있는 경우가 있다. 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 계면에 세멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우는, 베이니틱 페라이트의 계면을 알 수 있기 때문에, 베이나이트를 동정할 수 있다. 또, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 내부에 세멘타이트가 존재하고 있는 경우, 베이니틱 페라이트와 세멘타이트의 결정 방위 관계가 1종류이며, 세멘타이트가 동일한 배리언트를 가지는 점에서, 베이나이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 베이나이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다. 그 베이나이트의 면적률을 베이나이트의 체적률로 간주한다.
템퍼드 마르텐사이트에서는, 마르텐사이트 라스의 내부에 세멘타이트가 존재하지만, 마르텐사이트 라스와 세멘타이트의 결정 방위가 2종류 이상 있고, 세멘타이트가 복수의 배리언트를 가지는 점에서, 템퍼드 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다. 그 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 템퍼드 마르텐사이트의 체적률로 간주한다.
「담금질 상태의 마르텐사이트」
우선, 상기 페라이트의 동정에 이용한 관찰면과 동일한 관찰면을 레페라액으로 에칭하여, 상기 페라이트의 동정과 동일한 영역을 관찰 영역으로 한다. 레페라액에 의한 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않는다. 그 때문에, 레페라액에 의해 부식된 관찰 영역을 FE-SEM으로 관찰하여, 부식되어 있지 않은 영역을 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 한다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출하고, 그 면적률을 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 체적률로 간주한다.
다음에, 이하와 같이 하여 산출되는 잔류 오스테나이트의 체적률을 상기 합계 체적률로부터 뺌으로써, 담금질 상태의 마르텐사이트의 체적률을 산출할 수 있다.
「잔류 오스테나이트」
본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 측정에 의해 이하와 같이 하여 결정된다. 우선, 강판의 표면으로부터 판두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 다음에, 당해 화학 연마한 면에 대해, 특성 X선으로서 MoKα선을 이용한 측정을 행한다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 이용하여 잔류 오스테나이트의 면적률 Sγ를 산출한다. 이와 같이 산출하는 잔류 오스테나이트의 면적률 Sγ를 잔류 오스테나이트의 체적률로 간주한다.
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
여기서, I200f, I220f 및 I311f는, 각각 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 강도를 나타내고, I200b 및 I211b는, 각각 bcc상의 (200) 및 (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.
(잔류 오스테나이트 중의 Mn량의 측정)
잔류 오스테나이트 중의 Mn량은, 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA：Electron Probe Micro Analyzer)로 측정한다. 우선, 측정 영역 내의 잔류 오스테나이트의 위치를 파악하기 위해, 전자 후방 산란 회절법(EBSD：Electron Back Scattering Diffraction법)에 의해, 관찰 영역의 결정 방위 정보를 취득한다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 에머리 페이퍼에 의한 습식 연마 및 1μm의 평균 입자 사이즈를 가지는 다이아몬드 지립에 의한 연마, 다음에, 화학 연마를 실시한다. 관찰 영역을 결정하기 위해, 비커스 경도 시험으로 판두께의 1/4부를 중심으로 하는 50×50μm2에 압흔을 만들고, 그 압흔을 표지로 한다. 다음에, 전계 방출형 주사 전자현미경을 이용하여, 표지가 되는 압흔으로 둘러싸인 영역의 결정 방위를 0.05μm 간격으로 취득한다. 이 때에, 결정 방위의 데이터 취득 소프트로서, 주식회사 TSL 솔루션즈 제조의 소프트웨어 「OIM Data Collection TM(ver.7)」를 이용한다. 취득한 결정 방위 정보는, 주식회사 TSL 솔루션즈 제조의 소프트웨어 「OIM Analysis TM(ver.7)」로 BCC상과 FCC상으로 분리한다. 이 FCC상이 잔류 오스테나이트이다. 다음에, EPMA를 이용하여 잔류 오스테나이트 중의 Mn량을 측정한다. 측정에 이용하는 기기는, 일본 전자사(JEOL) 제조의 JXA-8500F이다. 가속 전압 7kV, 측정점 간격이 80nm인 조건에서 결정 방위 정보를 취득하여 영역 내의 FCC로 판단된 부분을 측정한다. 이와 같이 측정하여 얻어진 데이터로부터, 검량선법을 이용하여 잔류 오스테나이트 중의 Mn량을 구한다.
(잔류 오스테나이트 중의 C량의 측정)
잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도“Cγ”는, X선 회절에 의해 구할 수 있다. 우선, 강판의 표면으로부터 판두께의 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 다음에, 당해 화학 연마한 면에 대해, 특성 X선으로서 MoKα선을 이용한 측정을 행한다. fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 위치로부터, 잔류 오스테나이트의 격자 상수“dγ”를 구한다. 이에 더하여, 화학 분석에 의하여 얻어진 각 샘플의 화학 성분값을 이용하여, 다음식에 의해 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ를 산출할 수 있다. 또한, 하기 식 중의 각 원소 기호는, 샘플에 포함되는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.
Cγ=(100×dγ-357.3-0.095×Mn+0.02×Ni-0.06×Cr-0.31×Mo-0.18×V-2.2×N-0.56×Al+0.04×Co-0.15×Cu-0.51×Nb-0.39×Ti-0.18×W)/3.3
또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도 Cγ에는, 탄화물로서 존재하는 탄소의 양은 카운트되지 않는다.
(탄화물의 개수의 측정)
탄화물의 개수의 측정은, 주사형 전자현미경으로 촬영한 조직 화상에 의거하여 행한다. 관찰에 앞서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리 페이퍼에 의한 습식 연마 및 1μm의 평균 입자 사이즈를 가지는 다이아몬드 지립에 의해 연마하여, 관찰면을 경면으로 마무리한 후, 포화 피크린산 알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 5000배로 하고, 판두께 t/4의 위치를 중심으로 하는 시야를 관찰하여, 총면적이 20000μm2가 되도록 복수 개소 랜덤으로 촬영한다. 미타니 상사 주식회사제(WinROOF)로 대표되는 화상 해석 소프트를 이용하여, 얻어진 촬상을 해석하여, 20000μm2의 영역 중에 포함되는 각 탄화물의 면적을 상세하게 측정한다. 각 탄화물에 대해서, 형상을 원으로 가정하고, 화상 해석으로부터 구해진 면적으로부터 탄화물의 반경(원상당 반경)을 구하여, 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수를 산출한다.
(인장 강도 TS 및 연신율 El의 측정)
JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 강판의 압연 방향에 직각으로 채취한 5호 시험편을 이용하여, 인장 강도 TS(MPa) 및 연신율 El(%)를 구했다.
(굽힘 시험)
굽힘성에 대해서는, 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 의거하여 이하의 측정 조건에서 평가를 행했다. 본 발명에서는 굽힘 시험에서 얻어지는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하여, 최대 굽힘각 α을 구했다. 최대 굽힘각 α(deg)이, 2.37t2-14t+65 이상인 것을 합격으로 판단했다. 여기서 t는 판두께(mm)이다.
시험편 치수：60mm(압연 방향)×60mm(압연 직각 방향)
굽힘 능선：굽힘 능선이 압연 직각 방향이 되도록 펀치로 압입
시험 방법：롤 지지, 펀치 압입
롤 직경：φ30mm
펀치 형상：선단 R=0.4mm
롤간 거리：2.0×판두께(mm)+0.5mm
압입 속도：20mm/min
시험기：SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
(구멍 확장률의 측정)
구멍 확장률(λ)의 측정에서는, 우선, 한 변의 길이가 90mm±10mm인 단판을 잘라 내어, 단판의 중앙에 직경 10mm의 구멍을 뚫어 구멍 확장용의 시험편을 제작했다. 펀칭의 클리어런스는 12.5%로 했다. 원뿔 형상의 구멍 확장 지그의 정점과, 펀칭 구멍의 중앙부의 거리가 ±1mm 이내인 위치에 시험편을 설치하고, JIS Z 2256(2010)에 준거하여 구멍 확장값을 측정했다.
(내충돌 특성의 평가)
내충돌 특성의 평가에 대해서는, 최대 굽힘각 α(deg)이 2.37t2-14t+65 이상이며, TS×El가 15000 이상, 또한, TS×λ가 33000 이상인 것을 「○」으로 하고, 어느 1개라도 만족하지 않는 것은 「×」로 했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
표 9~12에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 규정을 만족하는 시험 No.1~32는, 높은 강도와 우수한 내충돌 특성을 가지고 있었지만, 본 발명의 금속 조직, 화학 조성, 매크로 경도 및 미크로 경도 중 어느 일종 이상을 만족하지 않는 시험 No.33~88은, 적어도 내충돌 특성이 떨어져 있었다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 의하면, 높은 강도(구체적으로는 1100MPa 이상의 인장 강도) 및 높은 가공성과 우수한 내충돌 특성을 구비한 강판이 얻어진다.

Claims (2)

  1. 금속 조직이, 체적률로,
    템퍼드 마르텐사이트：85% 이상, 잔류 오스테나이트：5% 이상 15% 미만, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트의 합계가 10% 미만이며,
    화학 조성이, 질량%로,
    C：0.18% 이상, 0.38% 이하,
    Si：0.80% 이상, 2.50% 이하,
    Mn：0.6% 이상, 5.0% 이하,
    P：0.0200% 이하,
    S：0.0200% 이하,
    N：0.0200% 이하,
    O：0.0200% 이하,
    Al：0% 이상, 1.000% 이하,
    Cr：0% 이상, 2.0% 이하,
    Mo：0% 이상, 0.50% 이하,
    Ti：0% 이상, 0.10% 이하,
    Nb：0% 이상, 0.10% 이하,
    B：0% 이상, 0.0100% 이하,
    V：0% 이상, 0.50% 이하,
    Cu：0% 이상, 0.50% 이하,
    W：0% 이상, 0.100% 이하,
    Ta：0% 이상, 0.100% 이하,
    Ni：0% 이상, 1.00% 이하,
    Co：0% 이상, 0.50% 이하,
    Sn：0% 이상, 0.050% 이하,
    Sb：0% 이상, 0.050% 이하,
    As：0% 이상, 0.050% 이하,
    Mg：0% 이상, 0.050% 이하,
    Ca：0% 이상, 0.050% 이하,
    Y：0% 이상, 0.050% 이하,
    Zr：0% 이상, 0.050% 이하,
    La：0% 이상, 0.050% 이하,
    Ce：0% 이상, 0.050% 이하,
    잔부：Fe 및 불순물이며,
    잔류 오스테나이트 중의 Mn의 함유량 및 C의 함유량을 각각 MnA 및 CA, 매트릭스 중의 Mn의 함유량 및 C의 함유량을 각각 MnM 및 CM으로 할 때, 하기의 (1)~(3)식을 만족하고,
    상기 강판의 표면으로부터 t/4(단, t는 강판의 두께)의 위치를 중심으로 하는 20000μm2의 범위 내를 관찰했을 때에, 원상당 반경이 0.1μm 이상인 탄화물의 개수가 100개 이하이며, 인장 강도가 1100MPa 이상인, 강판.
    MnA/MnM≥1.2···(1)
    CA/CM≤5.0···(2)
    CA≤1.0···(3)
  2. 청구항 1에 있어서,
    용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 표면에 구비하는, 강판.
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