KR100990772B1

KR100990772B1 - 초고강도 박강판

Info

Publication number: KR100990772B1
Application number: KR1020087015626A
Authority: KR
Inventors: 쥰이찌로오 기누가사; 후미오 유세; 요오이찌 무까이; 신지 고즈마; 히로시 아까미즈; 고오지 가스야; 무네아끼 이께다; 고오이찌 스기모또
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2005-12-28
Filing date: 2006-12-28
Publication date: 2010-10-29
Also published as: KR20080073763A; EP1975266A4; CN101351570B; EP1975266A1; CN101351570A; US20090238713A1; US7887648B2; WO2007077933A1; EP1975266B1

Abstract

본 발명은 중량％로, C : 0.10 내지 0.60％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고, 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에 당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인, 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판에 관한 것이다.

중량, 잔부, 불가피 불순물, 강판, 최인접 거리

Description

초고강도 박강판 {ULTRAHIGH-STRENGTH STEEL SHEET}

본 발명은 자동차용 강판, 수송기용 강판으로서 이용되는 초고강도 박강판에 관한 것으로, 특히 인장 강도 980MPa 이상의 강판에서 문제가 되는 지연 균열, 지연 파괴라는 수소 취성에 의한 파괴를 억제한 초고강도 박강판에 관한 것이다.

종래, 볼트, PC 강선이나 라인 파이프 등의 용도에는 고강도 강이 많이 사용되고 있으며, 980MPa 이상의 인장 강도가 되면 강 중에의 수소의 침입에 의해 수소 취화(산세 취성, 도금 취성, 지연 파괴 등)가 발생하는 것이 알려져 있다. 이에 대하여, 박강판은 판 두께가 얇기 때문에 수소가 침입해도 단시간에 방출되고, 가공성이나 용접성의 관점에서 780MPa 이상의 강판의 이용이 별로 없었기 때문에, 소위 수소 취화에 대하여 적극적인 대책은 이루어지지 않았다고 할 수 있다.

그러나, 최근에는 자동차의 경량화나 충돌 안전성 향상의 필요성 때문에, 980MPa 이상의 초고강도 강판에 프레스 성형이나 굽힘 가공 등을 실시하여, 범퍼나 임팩트 빔 등의 보강재나 시트 레일 등에 사용되는 경우가 급속하게 증가되어져 왔다. 또한 프레스 성형이나 굽힘 가공 등을 실시한 필러 등의 부품에도 고강도화가 요구되고 있다. 그에 수반하여 내수소 취화 감수성을 갖춘 초고강도 박강판의 필요성이 고양되고 있어, 이와 같은 필요성에 응하는 강판으로서, 특히 TRIP(TRans formation Induced Plasticity ; 변태 유기 소성) 강이 사용된 강판이 주목받고 있다.

TRIP 강은 오스테나이트 조직이 잔류하고 있어 가공 변형시키면 응력에 의해 잔류 오스테나이트(잔류γ)가 마르텐사이트로 유기 변태되어 큰 신장이 얻어지는 강판이다. 그 종류로서 몇 가지 예를 들면 폴리고널 페라이트를 모상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직 강(TPF 강), 템퍼링 마르텐사이트를 모상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 템퍼링 마르텐사이트 강(TAM강), 베이니틱 페라이트를 모상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트 강(TBF 강) 등이 알려져 있다. 이 중 TBF 강은 오래 전부터 알려져 있으며(예를 들어 비특허 문헌1 등), 경질의 베이니틱 페라이트에 의해 고강도가 얻어지기 쉽고, 또한 당해 조직 중에는 바늘 형상의 베이니틱 페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬워, 이와 같은 조직 형태가 매우 우수한 신장을 초래한다는 특징을 갖고 있다. 또한 TBF 강은 1회의 열처리(연속 어닐링 공정 또는 도금 공정)에 의해 용이하게 제조할 수 있다는 제조 상의 장점도 있다.

TRIP 강의 내수소 취성(내수소 취성화 특성)의 향상을 도모하는데 있어서, 강 중에 여러 원소 첨가를 행하는 조강·볼트용 강 등에 관한 기술을 전용(轉用)하는 것을 생각할 수 있는데, 예를 들어 비특허 문헌2에는 금속 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 하여서 Cr, Mo, V라고 하는 템퍼링 연화 저항성을 나타내는 첨가 원소가 내지연 파괴성 향상에 유효한 것이 보고되어 있다. 이는 강 중에 합금 탄 화물을 석출시켜 수소 트랩 사이트로서 활용함으로써 지연 파괴 형태를 입계로부터 입자 내 파괴로 이행시키는 기술이다. 또한, 특허 문헌1에는 Ti, Mg를 주체로 하는 산화물이 수소성 결함을 방지하는 것에 효과가 있다고 보고되어 있다. 또한, 특허 문헌2에는 Mg의 산화물, 황화물, 복합 석출 또는 석출된 화합물의 분산 형태 제어와 강판의 마이크로 조직 중의 잔류 오스테나이트와 강판 강도를 제어하여 연성(신장) 및 성형 가공 후의 내지연 파괴성을 양립시킨다고 보고되어 있다.

특허 문헌1 : 일본 특허 공개평11-293383호 공보

특허 문헌2 : 일본 특허 공개 제2003-166035호 공보

비특허 문헌1 : NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(닛신제강기보), No.43, Dec. 1980, p.1 내지 10)

비특허 문헌2 : 「지연 파괴 해명의 신전개」(일본철강협회, 1997년 1월 발행), p.111 내지 120)

그러나, 비특허 문헌1, 2의 기술에서는 강은 C양 0.4 질량％ 이상이고 합금 원소도 많이 포함하기 때문에, 박강판에서 요구되는 가공성이나 용접성이 열악하고, 또한 합금 탄화물 석출에는 수 시간 이상이라는 석출 열처리가 필요하기 때문에 제조성에도 문제가 있다.

또한, 특허 문헌1의 기술에서는 대상이 후강판이며, 특히 대입열의 용접후의 지연 파괴에 대해서는 고려되어 있으나, 박강판의 자동차용 부품에 있어서의 사용 환경을 충분히 고려한 것은 아니다. 또한, 특허 문헌2의 기술에서는 실제로 부식이 발생하여 수소가 존재하는 환경에서는 석출물의 트랩 효과만으로는 불충분하다.

또한, Cr를 첨가함으로써 TRIP 강 중(특히 입계 근방)에 조대 개재물(탄화물)이 생성되어 버리고, 또한 가공 시, 균열의 원인이 되는 매우 딱딱한 시멘타이트를 많이 석출시켜 버리고 잔류 오스테나이트의 생성을 방해하거나 하기 때문에 종래 TRIP 강에는 Cr가 첨가되는 일은 없었다. 또한 입계 근방에 조대 개재물(탄화물)이 생성되면 강판의 강도나 신장이 저하될 뿐만 아니라, 조대 개재물의 주변에 환경 내로부터 침입한 수소가 집적되어, 내수소 취성 저하의 원인이 되어 버린다.

상기한 바와 같이 조강·볼트용 강 등의 기술에서는 TRIP 강의 내수소 취성의 향상을 도모할 수 없었다. 또한, TRIP 강판의 특징인 우수한 가공성을 발휘하는 동시에 자동차용 부품과 같이 후의 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경을 충분히 고려하여, 가공 후의 수소 취화에 관한 대책을 강구한 개발 사례는 거의 없다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 TRIP 강판의 특징인 우수한 연성(신장)을 손상시키지 않고, 인장 강도가 980MPa 이상인 초고강도 영역에서 내수소 취화 특성을 현저하게 높일 수 있는 TRIP형 초고강도 박강판을 제공하는 것에 있다.

또한, 그 목적은 강판을 부품으로 성형한 후, 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경 하에서 우수한 내수소 취화 특성을 발휘하는 동시에 가공성이 한층 높아진 인장 강도가 980MPa 이상인 TRIP형 초고강도 박강판을 제공하는 것에 있다.

또한, Cr 첨가를 실시해도 종래 기술과 같은 입계 근방에 조대 탄화물 등을 생성시키는 일 없이, 내수소 취화 특성을 비약적으로 향상시킨 980MPa 이상의 TRIP형 초고강도 박강판을 제공하는 것에 있다.

즉, 본 발명은

중량％로, C : 0.10 내지 0.60％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고,

잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에

당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한

당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인, 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판에 관한 것이다.

이하에 설명하는 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판에 의하면 강판의 성분 조성 및 잔류 오스테나이트를 제어함으로써 연성(신장)을 손상시키지 않고, 입계 근방에 조대 탄화물 등을 생성시키는 일 없이, 인장 강도가 980MPa 이상인 초고강도 영역에서 내수소 취화 특성이 현저하게 높아진다. 또한, Mo 함유량을 저감시키고, 또한 B를 첨가함으로써 도장 내식성이 향상된다.

또한, 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판을 생산성 좋게 제조할 수 있어, 지연 파괴 등이 매우 발생하기 어려운 초고강도 부품으로서의, 예를 들어 범퍼, 임팩트 빔 등의 보강재나 시트 레일, 필러, 레인포스, 멤버 등의 자동차 부품에 사용할 수 있다.

또한，이하에 설명하는 본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판에 의하면 강판의 성분 조성 및 잔류 오스테나이트를 제어함으로써 연성(신장)을 손상시키지 않고, 입계 근방에 조대 탄화물 등을 생성시키는 일 없이, 인장 강도가 980MPa 이상인 초고강도 영역에서 내수소 취화 특성이 현저하게 높아지는 동시에 가공성이 향상된다. 또한, Mo 함유량을 저감시키고, 또한 B를 첨가함으로써 도장 내식성이 향상된다.

또한, 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판을 생산성좋게 제조할 수 있어, 지연 파괴 등이 매우 발생하기 어려운 초고강도 부품으로서의, 예를 들어 범퍼, 임팩트 빔 등의 보강재나 시트 레일, 필러, 레인포스, 멤버 등의 자동차 부품에 사용할 수 있다.

도1은 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립을 모식적으로 도시한 도면이다.

도2는 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비와 수소 취화 위험도 평가 지수의 관계를 나타내는 그래프이다.

도3은 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립을 모식적으로 도시한 도면이다.

도4는 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서의 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비와 수소 취화 위험도 평가 지수의 관계를 나타내는 그래프이다.

도5는 실시예에 있어서의 내압괴성(crushresistance) 시험에 이용한 부품의 개략 사시도이다.

도6은 실시예에 있어서의 내압괴성 시험의 모습을 모식적으로 도시한 측면도이다.

도7은 실시예에 있어서의 내충격 특성 시험에 이용한 부품의 개략 사시도이다.

도8은 도7에 있어서의 A-A선 단면도이다.

도9는 실시예에 있어서의 내충격 특성 시험의 모습을 모식적으로 도시한 측면도이다.

<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>

1 : 내압괴성 시험용 부품(시험체)

2, 5 : 스폿 용접 위치

3 : 금형

4 : 내충격 특성 시험용 부품(시험체)

6 : 낙추

7 : 토대(내충격 특성 시험용)

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

본 발명의 바람직한 양태의 하나로서는 하기의 (1)을 들 수 있다(이하, 단순히 본 발명의 제1 실시 형태라고 하는 경우가 있다).

(1) 중량％로,

C : 0.10 내지 0.25％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤ 0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고,

상기 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고,

상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에

당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인, 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판.

여기서, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판은 중량％로, C : 0.10 내지 0.25％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고, 상기 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에 당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 C, Si, Mn, P, S, Al, Cr를 함유함으로써 강판의 강도가 향상되는 동시에 강판 중에 잔류 오스테나이트가 효과적으로 생성된다. 그 잔류 오스테나이트의 면적율, 분산 형태(평균 축비, 평균 단축 길이, 최인접 거리) 를 규정함으로써 강 중에 괴상이 아니라 미세 바늘 형상의 잔류 오스테나이트가 분산되게 된다. 이 미세 바늘 형상 오스테나이트는 강판 중의 탄화물보다도 압도적으로 큰 수소 트랩 능력을 발휘하기 때문에 대기 부식으로 침입하는 수소는 실질적으로 무해화된다. 또한, 특히 소정량의 Cr를 함유함으로써 강판 중에 조대 탄화물이 석출되지 않고, 미세 탄화물이 분산되게 되어 수소 트랩 능력이 향상되는 동시에 균열의 전파가 방지된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계 80％ 이상이며, 페라이트 및 펄라이트가 합계 9％ 이하(0％를 포함한다)인 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 강판의 모상이 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트로 구성되게 되어, 강판의 강도가 더욱 향상되는 동시에 입계 파괴의 기점이 없어진다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Cu : 0.003 내지 0.5％ 및/또는 Ni : 0.003 내지 1.0％를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Cu, Ni를 함유함으로써 열역학적으로 안정된 보호성 녹의 생성이 촉진되어, 가혹한 부식 환경에서도 수소에 의한 조장 균열 등이 충분히 억제되고 내식성이 향상되어, 결과적으로 내수소 취화 특성이 더욱 향상된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Ti 및/또는 V, Zr, W를 합계 0.003 내지 1.0％ 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Ti, V, Zr, W를 함유함으로써 강판의 강도가 더욱 향상된다. 또한, 강판의 조직이 세립화되어, 수소 트랩 능력이 더욱 향상된다. 또한, 열역학적으로 안정된 보호성 녹의 생성이 촉진되고 내식성이 향상되어, 결과적으로 내수소 취화 특성이 더욱 향상된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Mo : 1.0％ 이하 및/또는 Nb : 0.1％ 이하를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Mo, Nb를 함유함으로써 강판의 강도가 더욱 향상된다. 또한, 강판의 조직이 세립화되는 동시에 잔류 오스테나이트가 더욱 효과적으로 생성되기 때문에 수소 트랩 능력이 더욱 향상된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Mo : 0.2％ 이하 및/또는 Nb : 0.1％ 이하를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Mo, Nb를 함유함으로써 도장 전처리가 균일해져, 도막 밀착성이 향상된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, B : 0.0002 내지 0.01％를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 B를 함유함으로써 강판의 강도가 더욱 향상되는 동시에 B가 입계에 농화됨으로써 입계 균열이 방지된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로 B : 0.0005 내지 0.01％를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 B를 함유함으로써 도장 전처리가 균일해져, 도막 밀착성이 향상된다. 또한, Mo 저감에 의한 강도 부족을 보충하는 것이 가능하게 된다.

본 발명의 제1 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Ca : 0.0005 내지 0.005％, Mg : 0.0005 내지 0.01％, 및 REM : 0.0005 내지 0.01％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Ca, Mg, REM을 함유함으로써 강판 표면의 부식에 수반하는 계면 분위기의 수소 이온 농도의 상승이 억제되기 때문에 내식성이 향상되어, 결과적으로 내수소 취화 특성이 더욱 향상된다.

이하에, 본 발명의 제1 실시 형태에 관하여 상세하게 설명한다.

고강도 강재로서 종래부터 일반적으로 채용되고 있는 템퍼링 마르텐사이트 강이나, 마르텐사이트+페라이트 강의 경우, 수소에 기인한 지연 파괴는 구 오스테나이트 입계 등에 수소가 집적되어 보이드 등이 형성되어, 상기 부분이 기점으로 되어 발생하는 것으로 생각되고 있으며, 지연 파괴의 감수성을 내리기 위해서는 탄화물 등의 수소의 트랩 사이트를 균등하면서 미세하게 분산시키고, 상기 부분에서 수소를 트랩시켜 확산성 수소 농도를 내리는 것이 일반적인 해결 수단으로서 생각되어져 왔다. 그러나, 탄화물 등을 수소의 트랩 사이트로서 다수 분산시켜도 트랩 능력에 한계가 있기 때문에, 수소에 기인하는 지연 파괴를 충분히 억제할 수 없다.

또한, 강 중(특히 입계 근방)에 조대 개재물이 존재하면 개재물에 변형 등에 의한 응력이 집중됨으로써 균열을 조장한다고 생각된다. 이것을 억제하기 위해서는 조직 형태를 궁리하여, 강 중에 조대한 개재물이 없는 쪽이 응력 집중되지 않기 때문에 바람직하다.

따라서, 본 발명자들은 초고강도 박강판(이하, 강판이라고 칭한다)에 있어서의 사용 환경을 충분히 고려한 보다 고도의 내수소 취화 특성(내지연 파괴성)을 달성하기 위해, 수소의 무해화(수소 트랩 능력 강화)에 주목하여 그 구체적 수단을 검토했다.

그 결과, 수소 트랩 능력, 수소 흡장 능력이 매우 높은 잔류 오스테나이트를 형성하는 것이 유효한 것을 발견했다. 그러나，이 수소 흡장 능력이 높은 잔류 오스테나이트는 조대한 덩어리로서 존재하면 응력 부하에 있어서 보이드를 형성하기 쉬워져 파괴의 기점으로 되어 버린다. 잔류 오스테나이트의 수소 트랩 작용을 충분히 발휘시켜, 파괴의 기점으로 하지 않기 위해서는 미세한 바늘 형상으로 형태를 제어해야 한다. 일반적인 TRIP 강 내에 있는 잔류 오스테나이트는 마이크론 오더의 괴상이나, 본 발명의 제1 실시 형태에서는 서브 마이크론 오더의 미세 바늘 형상인 것에 특징이 있다.

그리고, 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고, 그 분산 형태로서

잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하

를 모두 만족하도록, 잔류 오스테나이트를 강판 중에 분산시켜 존재시킴으로써 특별한 합금 원소를 첨가하지 않아도 강판에 있어서의 내수소 취화 특성(내지연 파괴성, 내조장 균열성 등)을 충분히 높일 수 있는 것을 발견하여, 본 발명의 제1 실시 형태에 상도했다. 이하, 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적율, 분산 형태에 대하여 설명한다.

<잔류 오스테나이트를 면적율로 1％ 이상>

잔류 오스테나이트의 수소 흡장능 및 강판의 신장의 확보의 관점에서, 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서는 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트가 1％ 이상인 것이 필요하다. 그 면적율로서 바람직하게는 2％ 이상, 보다 바람직하게는 3％ 이상이다. 또한, 15％ 이상 존재하면 강도의 확보가 곤란해진다는 등의 문제가 발생하기 때문에, 바람직하게는 그 상한을 15％로 한다. 그 면적율로서 보다 바람직하게는 14％ 이하, 더욱 바람직하게는 13％ 이하로 한다.

또한, 잔류 오스테나이트의 안정성의 관점에서, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.8 중량％ 이상인 것이 추천된다. 또한, 이 C_γR를 0.8 중량％ 이상으로 제어하면 신장 등을 유효하게 높일 수 있다. 바람직하게는 1.0 중량％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.2 중량％ 이상이다. 또한, 상기 C_γR은 높을수록 바람직하나, 실제 조업 상 조정 가능한 상한은 대체로 1.6 중량％라고 생각된다.

<잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상>

도2는 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서, 후기하는 방법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(도2에서는 잔류γ축비)와, 내수소 취화 특성의 지표인 수소 취화 위험도 평가 지수(후기하는 실시예에 기재하는 방법으로 측정한 것이며, 수치가 낮을수록 내수소 취화 특성이 우수한 것을 의미한다)의 관계를 나타내는 그래프이다.

도2로부터, 특히 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비가 5 이상으로 되면 수소 취화 위험도 평가 지수가 급격하게 저감되는 것을 알 수 있다. 이것은 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비가 5 이상으로 높아짐으로써, 잔류 오스테나이트가 원래 갖는 수소 흡장능이 충분히 발휘되어, 수소 트랩 능력이 탄화물보다도 압도적으로 커져, 소위 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질적으로 무해화하여 내수소 취화 특성의 현저한 향상 효과를 발휘하기 때문이라고 생각되어진다.

한편, 상기 평균 축비의 상한은 내수소 취화 특성을 높이는 관점에서 특별히 규정되지 않으나, TRIP 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 잔류 오스테나이트의 두께가 어느 정도 필요하게 된다. 그 때문에 그 상한을 30으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20 이하로 한다.

<잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하>

도1은 (바늘 형상) 잔류 오스테나이트의 결정립을 모식적으로 도시한 도면이다. 도1에 도시한 바와 같이 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이로서 1㎛ 이하의 것을 분산시킴으로써 내수소 취화 특성을 향상시키는 것을 알았다. 이것은 평균 단축 길이가 짧은 미세한 잔류 오스테나이트 결정립이 다수 분산되어 있는 편이 잔류 오스테나이트의 표면적이 커져, 수소 트랩 능력이 증대하기 때문이라고 생각된다. 또한, 평균 단축 길이는 바람직하게는 0.5㎛ 이하, 보다 바람직하게는 0.25㎛ 이하이다.

<잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하>

도1에 도시한 바와 같이 잔류 오스테나이트 결정립의 최인접 거리를 제어함으로써 한층 더 내수소 취성을 향상시키는 것을 알았다. 이것은 미세한 바늘 형상 잔류 오스테나이트 결정립이 미세하게 분산됨으로써 파괴의 전파가 억제되기 때문이라고 생각된다. 또한, 최인접 거리는 바람직하게는 0.8㎛ 이하, 보다 바람직하게는 0.5㎛ 이하이다.

잔류 오스테나이트는 EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern) 검출기를 구비한 FE-SEM(Field Emission type Scanning Electron Microscope)에 의해 FCC(면심 입방 격자)로서 관찰되는 영역을 의미한다. EBSP는 시료 표면에 전자선을 입사시키고, 이 때에 발생하는 반사 전자로부터 얻어진 기쿠치 패턴을 해석함으로써 전자선 입사 위치의 결정 방위를 결정하는 것이며, 전자선을 시료 표면에 2차원으로 주사시켜, 소정의 피치마다 결정 방위를 측정하면 시료 표면에서의 방위 분포를 측정할 수 있다.

측정의 일례를 든다. 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 면적(약 50×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 측정 대상으로 한다. 또한, 당해 측정면까지 연마할 때는 잔류 오스테나이트의 변태를 방지하기 위해 전해 연마한다. 다음에, 상기 「EBSP 검출기를 구비한 FE-SEM」을 이용하여 EBSP 화상을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터에 화상으로서 저장한다. 화상 해석을 행하여, 기지의 결정계(잔류 오스테나이트의 경우에는 FCC(면심 입방 격자))를 이용한 시뮬레이션에 의한 패턴과의 비교에 의해 결정한 FCC상을 컬러맵한다. 이와 같이 하여, 맵핑된 영역의 면적율을 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트 조직의 면적율로 한다. 또한, 상기 해석에 관한 하드웨어 및 소프트로서, TexSEM Laboratoriese Inc.의 OIM(Orientation Imaging Microscoo ^TM) 시스템을 이용할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이 및 결정립 사이의 최인접 거리의 측정 방법은 다음과 같다. 우선, 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비는 TEM으로 관찰하여(배율은 예를 들어 1.5만배), 임의로 선택한 3시야에 있어서, 존재하는 잔류 오스테나이트 결정립의 장축과 단축(도1 참조)을 측정하여 축비를 구하고, 그 평균값을 산출하여 평균 축비로 한다. 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이는 상기한 대로 측정한 단축의 평균값을 산출하여 구한다. 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리는 TEM로 관찰하여(배율은 예를 들어 1.5만배), 임의로 선택한 3시야에 있어서, 도1에서 (a)로서 나타낸, 장축 방향으로 정렬된 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 거리를 측정하여, 그 최소값을 최인접 거리로 하고, 3시야의 최인접 거리를 평균하여 구한다. 또한, 도1에서 도시한 (b)와 같은 거리는 최인접 거리로 하지 않는다.

본 발명자들은 강판의 내수소 취화 특성(내지연 파괴성)의 가일층의 향상을 달성하기 위해, 입계 파괴의 기점을 없애는 것에 주목하여 그 구체적 수단을 검토했다.

그 결과, 강판의 모상을 마르텐사이트 단상 조직으로 하는 것이 아니라, 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직으로 하는 것이 유효한 것을 발견했다. 마르텐사이트에서는 입계에 탄화물, 예를 들어 필름 형상 시멘타이트 등이 석출되어, 입계 파괴되기 쉽다. 한편, 베이니틱 페라이트는 일반적인 (폴리고널)페라이트와 달리, 판 형상의 페라이트로 전위 밀도가 높고, 조직 전체의 강도가 높고, 또한 입계 파괴의 기점으로 되는 탄화물이 없어, 수소 트랩 능력이 높으므로 강판의 모상으로서 최적이다.

본 발명의 제1 실시 형태에 있어서, 이러한 수소 트랩 능력을 유효하게 발휘시키기 위해서는 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트를 합계 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 85％ 이상이다. 한편, 그 상한은 다른 조직(잔류 오스테나이트)과의 밸런스에 의해 결정될 수 있어, 페라이트 조직 등을 함유하지 않는 경우에는 그 상한이 99％로 제어된다.

본 발명의 제1 실시 형태의 강판은 상기 조직만(즉, 베이니틱 페라이트+마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직)으로 구성되어 있어도 되나, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 다른 조직으로서 폴리고널 페라이트나 펄라이트를 갖고 있어도 된다. 이들은 본 발명의 제조 과정에서 필연적으로 잔존할 수 있는 조직이나, 적으면 적을수록 바람직한데, 본 발명의 제1 실시 형태에서는 전체 조직에 대한 면적율로 9％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 5％ 미만, 더욱 바람직하게는 3％ 미만이다.

본 발명에서 말하는 베이니틱 페라이트는 판 형상의 페라이트로서, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 의미한다. 한편, 폴리고널 페라이트나 펄라이트는 전위가 없거나, 혹은 매우 적은 하부 조직을 갖고, 다각형의 형상이며, 내부에 잔류 오스 테나이트나 마르텐사이트를 포함하지 않는다.

(베이니틱 페라이트+마르텐사이트), (폴리고널 페라이트+펄라이트)의 면적율은 다음과 같이 하여 구한다. 즉, 강판을 나이탈로 부식시켜 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 면적(약 50×50㎛)을 전기한 FE-SEM로 관찰(배율 : 1500배)하여, 색조차에 의해 상기 조직을 식별하여, 그 면적율을 산출한다. 또한, 베이니틱 페라이트나 마르텐사이트는 SEM 사진에서는 짙은 회색을 나타내나(SEM의 경우, 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 분리 구별할 수 없는 경우도 있다), 폴리고널 페라이트나 펄라이트는 SEM 사진에 있어서 흑색으로, 명확하게 구별된다.

본 발명은 상기한 바와 같이 잔류 오스테나이트의 면적율 및 그 분산 형태를 제어하는 점에 특징이 있으나, 이와 같이 잔류 오스테나이트의 면적율 및 그 분산 형태를 제어하고, 또한 규정의 강도를 발휘하는 강판을 얻기 위해서는 아래와 같이 성분 조성을 제어하는 것이 필요하다.

C는 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서는, 특히 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서는 필수적인 원소이며, 980MPa 이상의 강도를 얻기 위해 0.10 중량％ 이상이 필요하다. 바람직하게는 0.12 중량％ 이상, 더 바람직하게는 0.15 중량％ 이상이다. 단, 내식성이나 용접성을 확보하는 관점에서, 본 발명의 제1 실시 형태에서는 C양을 0.25 중량％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.23 중량％ 이하이다.

Si는 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 중요한 원소이며, 또한 재질을 크게 경질화하는 치환형 고용체 강화 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 1.0 중량％이상 함유하는 것이 필요하나(바람직하게는 1.2 중량％ 이상, 더 바람직하게는 1.5 중량％ 이상), 3.0 중량％를 초과하면 열간 압연에서의 스케일 형성이 현저해지고, 흠집 제거에 비용이 들어 경제적으로 불리하기 때문에, 이것을 상한으로 한다(바람직하게는 2.5 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0 중량％ 이하).

Mn은 오스테나이트의 안정화, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위하여 필요한데, 1.0 중량％ 이상이 필요하다(바람직하게는 1.2 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 중량％ 이상). 반대로 많으면 편석이 현저하게 되어, 가공성이 열화되는 경우가 있기 때문에 3.5 중량％를 상한으로 한다(바람직하게는 3.0 중량％ 이하).

P는 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소로서, 낮을수록 바람직하기 때문에 상한을 0.15 중량％로 한다. 바람직하게는 0.10 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 중량％ 이하로 한다.

S는 부식 환경 하에서의 수소 흡수를 조장하는 원소로서, 낮을수록 바람직하기 때문에 상한을 0.02 중량％로 한다.

Al은 탈산을 위해 0.01 중량％ 이상을 첨가해도 된다. 강 중에 수소가 침입하는 것을 억제하는 효과가 있어, 0.02 중량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다(바람직하게는 0.2 중량％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.5 중량％ 이상). 또한, Al은 탈산 작용뿐만 아니라 내식성 향상 작용과 내수소 취화 특성 향상의 작용을 갖는다. Al 첨가에 의해 내식성이 향상되어, 결과적으로 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어, 그 결과, 내수소 취화 특성이 향상될 것으로 생각된다. 또한, Al 첨가에 의해 바늘 형상 잔류 오스테나이트의 안정도가 증가하여 내수소 취화 특성의 향상에 기여한다고 생각할 수 있다. 그러나, 첨가량이 증가하면 알루미나 등의 개재물이 증가하여, 가공성이 열화되기 때문에 1.5 중량％를 상한으로 한다.

Cr은 0.003 내지 2.0 중량％를 함유시키는 것이 대단히 유효하다. Cr을 첨가함으로써 켄칭성이 향상되어 강판의 강도 확보가 용이해지고, 또한 내식성 향상 작용에 의해 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어, 그 결과 내수소 취화 특성이 향상될 것으로 생각된다. 또한, 본 발명은 열처리 조건 등의 검토에 의해 Cr 첨가에 의해서도 강 중에 조대 탄화물을 석출시키지 않고, 미세 탄화물을 강 중에 분산시키고, 또한 조성 범위를 검토함으로써 잔류 오스테나이트를 효과적으로 생성시키는 것을 발견했다. 이에 의해 수소 트랩 능력의 향상 및 균열의 전파의 방지에 기여할 것으로 생각된다. 상기 효과는, 특히 후술하는 Cu, Ni와 공존함으로써 더욱 유효하게 작용한다.

이들 효과를 발휘시키기 위해서는 첨가량의 하한값을 0.003 중량％ 이상으로 할 필요가 있다(바람직하게는 0.1 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.3 중량％ 이상). 또한, 너무 첨가하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 가공성이 열화되기 때문에 상한값을 2.0 중량％로 하였다(바람직하게는 1.5 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0 중량％ 이하). 또한，Cr은 도막하 부식을 촉진하는 작용도 갖는다. 그로 인해, 도장 후 내식성을 향상시키기 위해서는 상기 범위 내에서 가능한 한 소량 첨가하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 규정하는 성분 조성은 상기한 바와 같으며, 잔류 성분은 실질적으로 Fe이지만, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 불가피 불순물로서, 0.001 중량％ 이하의 N 등이 포함되는 것이 허용되는 것은 물론, 본 발명의 작용에 악영향을 끼치지 않는 범위에서 이하의 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

Cu : 0.003 내지 0.5 중량％, Ni : 0.003 내지 1.0 중량％를 함유시키는 것이 대단히 유효하다. 상세하게 설명하면 Cu, Ni의 존재에 의해 강판 자체의 내식성이 향상되기 때문에, 강판의 부식에 의한 수소 발생을 충분히 억제할 수 있다. 또한 이들 원소는 대기 중에서 생성되는 녹 중에서도 열역학적으로 안정되어 보호성이 있다고 하는 산화철 : α-FeOOH의 생성을 촉진시키는 효과도 갖고 있으며, 상기 녹의 생성 촉진을 도모함으로써 발생된 수소의 강판으로의 침입을 억제할 수 있어, 가혹한 부식 환경 하에서 수소에 의한 조장 균열을 충분히 억제할 수 있다. 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 Cu, Ni를 함유시킬 경우, 각각의 함유량을 0.003 중량％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05 중량％ 이상, 더 바람직하게는 0.1 중량％ 이상이다. 또한, 어느 원소든 너무 함유시키면 가공성이 열화되기 때문에 각각 상한을 0.5 중량％, 1.0 중량％로 한다.

<Ti, V, Zr, W : 합계 0.003 내지 1.0 중량％>

Ti는 상기 Cu, Ni, Cr와 마찬가지로 보호성 녹의 생성 촉진 효과를 갖는다. 상기 보호성 녹은, 특히 염화물 환경 하에서 생성되어 내식성(결과적으로 내수소 취화 특성)에 악영향을 미치는 β-FeOOH의 생성을 억제한다는 매우 유익한 작용을 갖고 있다. 이와 같은 보호성 녹의 형성은, 특히 Ti와 V(또는 Zr, W)를 복합 첨가함으로써 촉진된다. Ti는 매우 우수한 내식성을 부여하는 원소이기도 하고, 강을 청정화하는 이점도 더불어 갖는다.

또한 V는 상기한 바와 같이 Ti와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과를 갖는 것 외에 강판의 강도 상승, 세립화에 유효한 원소이며, 또한 탄질화물의 형태 제어에 의해 수소의 트랩으로서 유효한 기능을 완수한다. Ti, Zr와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과가 있다.

Zr은 강판의 강도 상승, 세립화에 유효한 원소이며, Ti와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과가 있다.

W는 강판의 강도 상승에 유효하고, 석출물은 수소 트랩으로서도 유효하다. 또한, 생성된 녹은 염화물 이온을 반발하는 성능을 갖기 때문에, 내식성 향상에도 기여한다. Ti나 Zr와 공존하여, 내식성과 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과가 있다.

상기 Ti, V, Zr, W의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 합계 0.003 중량％ 이상(바람직하게는 0.01 중량％ 이상) 함유시키는 것이 필요하다. 너무 첨가하면 탄질화물의 석출이 많아져 가공성의 저하를 초래한다. 따라서 합계 1.0 중량％ 이하의 범위 내에서 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.5 중량％ 이하이다.

Mo는 오스테나이트의 안정화, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요하며, 수소 침입을 억제하여 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과나, 강판의 켄칭성을 높이기 위해서도 유효한 원소일뿐만 아니라, 입계를 강화하여 수소 취성의 발생을 억제하는 효과가 있다. 단，1.0 중량％ 초과에서는 이들 효과가 포화되기 때문에 상한값으로 하나, 바람직하게는 0.8 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.5 중량％ 이하이다.

또한, Mo를 일정 이상 첨가하면 도장 전처리를 불균일하게 하여, 도장 후 내식성을 저하시키는 측면도 갖고 있다. 덧붙여, 열연재의 강도가 매우 높아져, 압연하기 어렵다는 등의 제조 상의 문제가 현재화된다. 또한, Mo는 경제적으로는 매우 고가의 원소이기 때문에 비용면에서도 불리해진다. 이와 같은 것에 의해 도장 후 내식성도 기대하는 경우에는 Mo의 첨가량은 0.2 중량％ 이하가 필요하다. 바람직하게는 0.03 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005 중량％ 이하이다.

Nb는 강판의 강도 상승 및 세립화에 매우 유효한 원소이다. 특히 Mo와의 복 합 효과로 효과를 발휘한다. 단，0.1 중량％ 초과에서는 성형성이 저하되기 때문에 상한값으로 하나, 바람직하게는 0.08 중량％ 이하이다. 또한 하한값은 설정하지 않으나, 0.005 중량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01 중량％ 이상이다.

B는 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서, 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0002 중량％ 이상(바람직하게는 0.0005 중량％ 이상) 함유시키는 것이 필요하다. 0.0002 중량％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한값으로 한다. 반대로 0.01 중량％ 초과 함유하면 열간 가공성이 열화되기 때문에 상한값으로 하나, 보다 바람직하게는 0.005 중량％ 이하이다.

또한, 본 발명의 제1 실시 형태에 있어서, 강판의 도장 후 내식성을 향상시키기 위하여 Mo를 저감시킨 경우에는 Mo 저감의 강도 부족을 B 첨가로 보충할 필요가 있다. 강도를 향상시키기 위해서는 B를 0.0005 중량％ 이상(바람직하게는 0.0008 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0015 중량％ 이상) 함유시킬 필요가 있다. 또한, B는 인산염 처리 등 도장 전처리를 균일하게 하여, 도장 밀착성(도장 후 내식성)을 향상시키는 작용을 갖는다. 메카니즘은 해명되지 않았으나, 이 효과는 강 중에 Ti가 0.01 중량％ 이상 첨가되어 있으면 더 발휘된다. 또한, Ti를 0.03 중량％ 이상 함유하고, 또한 B를 0.0005 중량％이상 함유하고 있는 것이 보다 바람직하다. 또한, B는 입계를 강화하여, 내지연 파괴성을 향상시키는 작용도 갖는다.

<Ca : 0.0005 내지 0.005 중량％,

Mg : 0.0005 내지 0.01 중량％ 및

REM : 0.0005 내지 0.01 중량％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상>

이들의 원소는 강판 표면의 부식에 수반하는 계면 분위기의 수소 이온 농도의 상승을 억제하는데, 즉 pH의 저하를 억제하는데 유효한 원소이다. 또한, 강 중 황화물의 형태를 제어하여, 가공성 향상에 유효하다. 그러나, 각각 0.0005 중량％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한값으로 한다. 또한, 너무 포함되어 있으면 가공성이 열화되기 때문에, 각각 상한값을 0.005 중량％, 0.01 중량％, 0.01 중량％로 한다.

본 발명은 제조 조건까지 규정하는 것은 아니나, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 이용하여 초고강도이면서 우수한 내수소 취화 특성을 발휘하는 상기 조직을 형성하기 위해서는 열간 압연에 있어서의 마무리 온도를, 페라이트가 생성되지 않는 과냉각 오스테나이트 영역 온도로서 최대한 저온으로 하는 것이 추천된다. 상기 온도에서 마무리 압연을 행함으로써 열연 강판의 오스테나이트를 미세화할 수 있어, 결과적으로 최종 제품의 조직이 미세하게 되기 때문이다.

또한, 열간 압연 후 또는 그 후에 행하는 냉간 압연 후에, 하기의 요령으로 열처리를 행하는 것이 추천된다. 즉, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을 Ac₃점(페라이트 오스테나이트 변태 완료 온도) 내지 (Ac₃점+50℃)의 가열 유지 온도(T1)에서 10 내지 1800초간(t1) 가열 유지 후, 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로(Ms점(마르텐 사이트 변태 개시 온도) -100℃) 내지 Bs점(베이나이트 변태 개시 온도)의 가열 유지 온도(T2)까지 냉각하고, 상기 온도역에서 60 내지 1800초간(t2) 가열 유지하는 것이 추천된다.

상기 가열 유지 온도(T1)가 (Ac₃점+50℃)를 초과하거나, 가열 유지 시간(t1)이 1800초를 초과하면 오스테나이트의 입자 성장을 초래하여, 가공성(신장 플랜지성)이 악화되므로 바람직하지 못하다. 한편, 상기 (T1)이 Ac₃점의 온도보다 낮아지면 소정의 베이니틱 페라이트 조직을 얻을 수 없다. 또한, 상기 (t1)이 10초 미만인 경우에는 오스테나이트화를 충분히 행할 수 없어, 시멘타이트나 그 밖의 합금 탄화물이 잔존되어 버리므로 바람직하지 못하다. 상기 (t1)은 바람직하게는 30초 이상 600초 이하, 더 바람직하게는 60초 이상 400초 이하이다.

이어서 상기 강판을 냉각하는데, 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것은 펄라이트 변태 영역을 피하여 펄라이트 조직의 생성을 방지하기 위해서이다. 이 평균 냉각 속도는 클수록 좋으나, 바람직하게는 5℃/s 이상, 더 바람직하게는 10℃/s 이상으로 하는 것이 추천된다.

다음에, 가열 유지 온도(T2)까지 상기 냉각 속도로 급냉한 후, 항온 변태시킴으로써 소정의 조직을 도입할 수 있다. 여기에서의 가열 유지 온도(T2)가 Bs점을 초과하면 본 발명에서 바람직하지 못한 펄라이트가 다량으로 생성되어 베이니틱 페라이트 조직을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 상기 (T2)가 (Ms점-100℃)을 하회하면 잔류 오스테나이트가 감소되므로 바람직하지 못하다.

또한, 가열 유지 시간(t2)이 1800초를 초과하면 베이니틱 페라이트의 전위 밀도가 작아져 수소의 트랩량이 적어지는 것 외에, 소정의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 한편, 상기 가열 유지 시간(t2)이 60초 미만이어도 소정의 베이니틱 페라이트 조직을 얻을 수 없다. 바람직하게는 상기 가열 유지 시간(t2)을 90초 이상 1200초 이하, 더 바람직하게는 120초 이상 600초 이하로 한다. 또한, 가열 유지 후의 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 공냉, 급냉, 기수 냉각 등을 행할 수 있다. 또한, 강판 중의 잔류 오스테나이트의 존재 형태는 제조 시의 냉각 속도, 가열 유지 온도(T2) 및 가열 유지 시간(t2) 등에 의해 제어할 수 있다. 예를 들어, 가열 유지 온도(T2)를 저온측으로 함으로써 평균 축비가 작은 잔류 오스테나이트를 형성시킬 수 있다.

실제 조업을 고려하면 상기 열처리(어닐링 처리)는 연속 어닐링 설비 또는 일괄식 어닐링 설비를 이용하여 행하는 것이 간편하다. 또 냉간 압연판에 도금을 실시하여 용융 아연 도금으로 할 경우에는 도금 조건이 상기 열처리 조건을 만족하도록 설정하여, 상기 도금 공정에서 상기 열처리를 행해도 된다.

또한，상기한 연속 어닐링 처리하기 전의 열연 공정(필요에 따라 냉연 공정)은 상기 열연 마무리 온도 이외에는 특별히 한정되지 않고, 통상 실시되는 조건을 적절하게 선택하여 채용할 수 있다. 구체적으로는 상기 열연 공정으로서는 예를 들어 Ar₃점(오스테나이트-페라이트 변태 개시 온도) 이상에서 열연 종료 후, 평균 냉각 속도 약 30℃/s로 냉각하고, 약 500 내지 600℃의 온도에서 권취하는 등의 조 건을 채용할 수 있다. 또한, 열연 후의 형상이 나쁠 경우에는 형상 수정의 목적으로 냉간 압연을 행해도 된다. 여기서, 냉연율은 1 내지 70％로 하는 것이 추천된다. 냉연율 70％를 초과하는 냉간 압연은 압연 하중이 증대되어 압연이 곤란하게 된다.

본 발명은 강판(박강판)을 대상으로 하는 것이나, 제품 형태는 특별히 한정되지 않고, 열간 압연한 강판, 또한 냉간 압연한 강판, 열연 혹은 냉연을 행한 후에 어닐링을 실시한 강판에, 화성 처리, 용융 도금, 전기 도금, 증착 등의 도금이나 각종 도장, 도장 하지 처리, 유기 피막 처리 등을 행하는 것도 가능하다.

또한, 도금은 통상의 아연 도금, 알루미늄 도금 등 중 어느 것이어도 괜찮다. 도금은 용융 도금 및 전기 도금 중 어느 것이어도 되고, 또한 도금 후에 합금화 열처리를 실시해도 되고, 복층 도금이어도 된다. 또한, 도금을 실시하지 않는 강판상이나 도금 강판 상에 필름 라미네이트 처리를 한 강판도 본 발명을 일탈하는 것은 아니다.

도장의 경우, 각종 용도에 따라 인산염 처리 등의 화성 처리를 실시하거나, 전착 도장을 실시해도 된다. 도료는 공지의 수지가 사용 가능하며, 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘 아크릴 수지, 폴리우레탄 수지, 아크릴 수지, 폴리에스테르 수지, 페놀 수지, 알키드 수지, 멜라민 수지 등을 공지의 경화제와 함께 사용 가능하다. 특히 내식성의 관점에서 보면 에폭시, 불소, 실리콘 아크릴 수지의 사용이 추천된다. 그 외, 도료에 첨가되는 공지의 첨가제, 예를 들어 착색용 안료, 커플링제, 레벨링제, 증감제, 산화 방지제, 자외선 안정제, 난연제 등을 첨가해도 된다.

또한, 도료 형태도 특별히 한정되지 않고, 용제계 도료, 분체 도료, 수계 도료, 물 분산형 도료, 전착 도료 등 용도에 따라 적절하게 선택할 수 있다. 상기 도료를 이용하여 원하는 피복층을 강재에 의해 형성시키기 위해서는 디핑법, 롤 코터법, 스프레이법, 카텐플로우코터법 등의 공지의 방법을 이용하면 된다. 피복층의 두께는 용도에 따라 공지의 적절한 값을 이용하면 된다.

본 발명의 초고강도 박강판은 자동차용 강도 부품(예를 들어 범퍼나 도어 임팩트 빔 등의 보강 부재), 시트 레일 등의 실내 부품 등에 적용할 수 있다. 이와 같이 형성 가공하여 얻어지는 부품에 있어서도, 충분한 재질 특성(강도, 강성 등), 충격 흡수성을 갖고, 우수한 내수소 취화 특성(내지연 파괴성)을 발휘한다.

또한, 본 발명의 다른 바람직한 양태로서는 하기의 (2)를 들 수 있다(이하, 단순히 본 발명의 제2 실시 형태라고 하는 경우가 있다).

(2) 중량％로,

C : 0.25 초과 내지 0.60％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고,

상기 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이,

이 금속 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고,

여기서, 본 발명의 제2 실시 형태에 관한 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판은 중량％로, C : 0.25 초과 내지 0.60％, Si : 1.0 내지 3.0％, Mn : 1.0 내지 3.5％, P : ≤0.15％, S : ≤0.02％, Al : ≤1.5％, Cr : 0.003 내지 2.0％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고, 상기 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 이 금속 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고, 상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에 당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 C, Si, Mn, P, S, Al, Cr를 함유함으로써 강판의 강도가 향상되는 동시에 강판 중에 잔류 오스테나이트가 효과적으로 생성된다. 그 잔류 오스테나이트의 가공율 3％의 인장 가공 후의 면적율, 분산 형태(평균 축비, 평균 단축 길이, 최인접 거리)를 규정함으로써 강 중에 괴상이 아니라 미세 바늘 형상의 잔류 오스테나이트가 분산되게 된다. 이 미세 바늘 형상 오스테나이트는 강판 중의 탄화물보다도 압도적으로 큰 수소 트랩 능력을 발휘하기 때문에, 대기 부식에 기인하여 발생하여, 강 중에 침입하는 수소는 실질 무해화된다. 또한, 특히, 소정량의 Cr를 함유함으로써 강판 중에 조대 탄화물이 석출되지 않고, 미세 탄화물이 분산되게 되어, 수소 트랩 능력이 향상되는 동시에 균열(크랙)의 전파가 방 지된다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 이 금속 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계 80％ 이상이며, 페라이트 및 펄라이트가 합계 9％ 이하(0％를 포함한다)인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Cu : 0.003 내지 0.5％ 및/또는 Ni : 0.003 내지 1.0％를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로 Ti 및/또는 V, Zr, W를 합계 0.003 내지 1.0％ 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량 ％로, Mo : 1.0％ 이하 및/또는 Nb : 0.1％ 이하를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Mo, Nb을 함유함으로써 강판의 강도가 더욱 향상된다. 또한, 강판의 조직이 세립화되는 동시에 잔류 오스테나이트가 더욱 효과적으로 생성되기 때문에, 수소 트랩 능력이 더욱 향상된다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로 Mo : 0.2％ 이하 및/또는 Nb : 0.1％ 이하를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Mo, Nb를 함유함으로써 도장 전처리가 균일해져 도막 밀착성이 향상된다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, B : 0.0002 내지 0.01％를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제2 실시 형태에 관한 초고강도 박강판은 상기 강판이 또한 중량％로, Ca : 0.0005 내지 0.005％, Mg : 0.0005 내지 0.01％ 및 REM : 0.0005 내지 0.01％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 한다.

이렇게 구성하면 소정량의 Ca, Mg, REM을 함유함으로써 강판 표면의 부식에 수반하는 계면 분위기의 수소 이온 농도의 상승이 억제되기 때문에, 내식성이 향상되어, 결과적으로 내수소 취화 특성이 더욱 향상된다.

이하에, 본 발명의 제2 실시 형태에 관하여 상세하게 설명한다.

고강도 강재로서 종래부터 일반적으로 채용되고 있는 템퍼링 마르텐사이트 강이나, 마르텐사이트+페라이트 강의 경우, 수소에 기인한 지연 파괴는 구 오스테나이트 입계 등에 수소가 집적되어 보이드 등이 형성되어, 상기 부분이 기점으로 되어 발생하는 것으로 생각되고 있으며, 지연 파괴의 감수성을 내리기 위해서는 탄화물 등의 수소의 트랩 사이트를 균등하면서도 미세하게 분산시키고, 상기 부분에서 수소를 트랩시켜 확산성 수소 농도를 내리는 것이 일반적인 해결 수단으로서 생각되어져 왔다. 그러나, 탄화물 등을 수소의 트랩 사이트로서 다수 분산시켜도 트랩 능력에 한계가 있기 때문에, 수소에 기인하는 지연 파괴를 충분히 억제할 수 없다.

또한, 강 중(특히 입계 근방)에 조대 개재물이 존재하면 개재물에 변형 등에 의한 응력이 집중됨으로써 균열을 조장한다고 생각된다. 이것을 억제하기 위해서는 조직 형태를 궁리하여, 강 중에 조대한 개재물을 없애는 편이 응력 집중이 일어나지 않기 때문에 바람직하다.

그 결과, 수소 트랩 능력, 수소 흡장 능력이 매우 높은 잔류 오스테나이트를 형성하는 것이 유효한 것을 발견했다. 그러나，이 수소 흡장 능력이 높은 잔류 오스테나이트는 조대한 덩어리로서 존재하면 응력 부하에 있어서 보이드를 형성하기 쉬워져 파괴의 기점으로 되어 버린다. 잔류 오스테나이트의 수소 트랩 작용을 충 분히 발휘시켜, 파괴의 기점으로 하지 않기 위해서는 미세한 바늘 형상으로 형태를 제어해야 한다. 일반적인 TRIP 강 내에 있는 잔류 오스테나이트는 마이크론 오더의 괴상이나, 본 발명의 제2 실시 형태에서는 서브 마이크론 오더의 미세 바늘 형상인 것에 특징이 있다. 잔류 오스테나이트를 미세 바늘 형상으로 존재시킴으로써 가공 시에 필요 이상으로 변태하지 않기 때문에, 가공 후에도 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 또한, 가공 시의 잔류 오스테나이트의 안정화는 TRIP 강의 변태 유기 가공성의 저하에 영향을 미치지 않는다.

그리고, 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 이 금속 조직(강판의 전체 조직)에 관한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1％ 이상 갖고, 그 분산 형태로서, 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하를 모두 만족하도록, 잔류 오스테나이트를 강판 중에 분산시켜 존재시킴으로써 특별한 합금 원소를 첨가하지 않아도 강판에 있어서의 내수소 취화 특성(내지연 파괴성, 내조장 균열성 등)을 충분히 높일 수 있는 것을 발견하여, 본 발명의 제2 실시 형태에 상도했다.

여기서 가공율 3％로 규정한 것은 실제의 부품의 가공 상황을 상정하여 여러 실험을 행한 결과, 가공율 3％로 인장 가공한 경우에 상기 다양한 실험과 실제의 부품 균열의 상관이 가장 양호했기 때문이다.

이하, 본 발명의 제2 실시 형태에서의 잔류 오스테나이트의 면적율, 분산 형태에 대하여 설명한다.

<잔류 오스테나이트를 면적율로 1％ 이상>

잔류 오스테나이트의 수소 흡장능의 관점에서, 또한 내수소 취성(내수소 취화 특성)의 관점, 즉 부품 후의 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경 하에서도 우수한 내수소 취화 특성을 발휘하기 위해, 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서는 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 이 금속 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트가 1％ 이상인 것이 필요하다. 그 면적율로서 바람직하게는 2％ 이상, 보다 바람직하게는 3％ 이상이다. 또한, 15％ 이상 존재하면 강도의 확보가 곤란해지는 등의 문제가 발생하기 때문에, 바람직하게는 그 상한을 15％로 한다. 그 면적율로서 보다 바람직하게는 14％ 이하, 더욱 바람직하게는 13％ 이하로 한다.

또한, 잔류 오스테나이트의 안정성의 관점에서, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.8 중량％ 이상인 것이 추천된다. 또한, 이 C_γR을 0.8 중량％ 이상으로 제어하면 신장 등을 유효하게 높일 수 있다. 바람직하게는 1.0 중량％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.2 중량％ 이상이다. 또한, 상기 C_γR는 높을수록 바람직하나, 실제 조업 상, 조정 가능한 상한은 대체로 1.6 중량％라고 생각된다.

도4는 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서, 후기하는 방법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(도4에서는 잔류γ축비)와, 내수소 취화 특성의 지표인 수소 취화 위험도 평가 지수(후기하는 실시예에 기재하는 방법으로 측정한 것으로, 수치가 낮을수록 내수소 취화 특성이 우수한 것을 의미한다)의 관계를 나타내는 그래프이다.

도4로부터 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직에 있어서, 특히 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비가 5 이상으로 되면 수소 취화 위험도 평가 지수가 급격하게 저감되는 것을 알 수 있다. 이것은 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비가 5 이상으로 높아짐으로써, 잔류 오스테나이트가 원래 갖는 수소 흡장능이 충분히 발휘되어, 수소 트랩 능력이 탄화물보다도 압도적으로 커져, 소위 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질적으로 무해화하여 내수소 취화 특성의 현저한 향상 효과를 발휘하기 때문이라고 생각된다.

<잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하>

도3은 (바늘 형상) 잔류 오스테나이트의 결정립을 모식적으로 도시한 도면이다. 도3에 도시한 바와 같이 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이로서 1㎛ 이하의 것을 분산시킴으로써 내수소 취화 특성을 향상시키는 것을 알았다. 이것은 평균 단축 길이가 짧은 미세한 잔류 오스테나이트 결정립이 다수 분산되어 있는 편이 잔류 오스테나이트의 표면적이 커져, 수소 트랩 능력이 증대되기 때문이라고 생각된다. 또한, 평균 단축 길이는 바람직하게는 0.5㎛ 이하, 보다 바람직하게는 0.25㎛ 이하이다.

도3에 도시한 바와 같이 강판에 있어서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트 결정립의 최인접 거리를 제어함으로써 한층 더 내수소 취성을 향상시키는 것을 알았다. 이것은 미세한 바늘 형상 잔류 오스테나이트 결정립이 미세하게 분산됨으로써 균열(크랙)의 전파가 억제되기 때문이라고 생각된다. 또한, 최인접 거리는 바람직하게는 0.8㎛ 이하, 보다 바람직하게는 0.5㎛ 이하이다.

잔류 오스테나이트는 EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern) 검출기를 구비한 FE-SEM(Field Emission type Scanning Electron Microscope)에 의해 FCC(면심 입방 격자)로서 관찰되는 영역을 의미한다. EBSP는 시료 표면에 전자선을 입사시켜, 이 때에 발생하는 반사 전자로부터 얻어진 기쿠치 패턴을 해석함으로써 전자선 입사 위치의 결정 방위를 결정하는 것이며, 전자선을 시료 표면에 2차원으로 주사시켜, 소정의 피치마다 결정 방위를 측정하면 시료 표면에서의 방위 분포를 측정할 수 있다.

측정의 일례를 든다. 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 면적(약 50×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 측정 대상으로 한다. 또한, 당해 측정면까지 연마할 때는 잔류 오스테나이트의 변태를 방지하기 위해 전해 연마한다. 다음에, 상기 「EBSP 검출기를 구비한 FE-SEM」을 이용하여 EBSP 화상 을 고감도 카메라로 촬영하여, 컴퓨터에 화상으로서 저장한다. 화상 해석을 행하여, 기지의 결정계(잔류 오스테나이트의 경우에는 FCC(면심 입방 격자))를 이용한 시뮬레이션에 의한 패턴과의 비교에 의해 결정한 FCC상을 컬러맵한다. 이와 같이 하여, 맵핑된 영역의 면적율을 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트 조직의 면적율로 한다. 또한, 상기 해석에 관한 하드웨어 및 소프트로서, TexSEM Laboratoriese Inc.의 OIM(Orientation Imaging Microscooy ^TM) 시스템을 이용할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이 및 결정립 사이의 최인접 거리의 측정 방법은 다음과 같다. 우선, 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비는 TEM으로 관찰하여(배율은 예를 들어 1.5 만배), 임의로 선택한 3시야에 있어서, 존재하는 잔류 오스테나이트 결정립의 장축과 단축(도3 참조)을 측정하여 축비를 구하고, 그 평균값을 산출하여 평균 축비로 한다. 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이는 상기한 대로 측정한 단축의 평균값을 산출하여 구한다. 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리는 TEM으로 관찰하여(배율은 예를 들어 1.5 만배), 임의로 선택한 3시야에 있어서, 도3에서 (a)로서 나타낸, 장축 방향으로 정렬된 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 거리를 측정하여, 그 최소값을 최인접 거리로 하고, 3시야의 최인접 거리를 평균하여 구한다. 또한, 여기서 말하는 최인접 거리란, 도3에서 도시한 (a)와 같이 장축 방향으로 정렬된 2개의 잔류 오스테나이트에 대하여, 잔류 오스테나이트의 단축 사이의 거리를 말한다. 도3에서 도시한 (b)와 같은 장축 방향으로 정렬되어 있지 않은 2개의 잔류 오스테나이트 사이의 거리는 최인접 거리로 하지 않는다.

본 발명자들은 강판의 내수소 취화 특성(내지연 파괴성)의 가일층의 향상을 달성하기 위해 입계 파괴의 기점을 없애는 것에 주목하고 그 구체적 수단을 검토했다.

그 결과, 강판의 모상을 마르텐사이트 단상 조직으로 하는 것이 아니라, 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직으로 하는 것이 유효한 것을 발견했다. 마르텐사이트에서는 입계에 탄화물, 예를 들어 필름 형상 시멘타이트 등이 석출되어, 입계 파괴되기 쉽다. 한편, 베이니틱 페라이트는 일반적인 (폴리고널)페라이트와 달리 판 형상의 페라이트로 전위 밀도가 높아, 조직 전체의 강도가 높고, 또한 입계 파괴의 기점으로 되는 탄화물이 없어, 수소 트랩 능력이 높으므로 강판의 모상으로서 최적이다.

본 발명의 제2 실시 형태에 있어서, 이러한 수소 트랩 능력을 유효하게 발휘시키기 위해서는 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 이 금속 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트를 합계 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 85％ 이상이다. 한편, 그 상한은 다른 조직(잔류 오스테나이트)과의 밸런스에 의해 결정될 수 있으며, 페라이트 조직 등을 함유하지 않을 경우에는 그 상한이 99％로 제어된다.

본 발명의 강판은 상기 조직만(즉, 베이니틱 페라이트+마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직)으로 구성되어 있어도 되나, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 다른 조직으로서 폴리고널 페라이트나 펄라이트를 갖고 있어도 된다. 이들은 본 발명의 제조 과정에서 필연적으로 잔존할 수 있는 조직이나, 적으면 적을수록 바람직한데, 본 발명의 제2 실시 형태에서는 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이 이 금속 조직에 대한 면적율로 9％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 5％ 미만, 더욱 바람직하게는 3％ 미만이다.

본 발명에서 말하는 베이니틱 페라이트는 판 형상의 페라이트로서, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 의미한다. 한편, 폴리고널 페라이트나 펄라이트는 전위가 없거나, 혹은 매우 적은 하부 조직을 갖고, 다각형의 형상이며, 내부에 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 포함하지 않는다.

(베이니틱 페라이트+마르텐사이트), (폴리고널 페라이트+펄라이트)의 면적율은 다음과 같이 구한다. 즉, 강판을 나이탈로 부식시켜 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 면적(약 50×50㎛)을 전기한 FE-SEM으로 관찰(배율 : 1500배)하여, 색조차에 의해 상기 조직을 식별하여, 그 면적율을 산출한다. 또한, 베이니틱 페라이트나 마르텐사이트는 SEM 사진에서는 짙은 회색을 나타내나(SEM의 경우, 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 분리 구별할 수 없는 경우도 있다), 폴리고널 페라이트나 펄라이트는 SEM 사진에 있어서 흑색으로, 명확하게 구별된다.

C는 강판의 강도 확보에 필요한 원소이다. 또한 C는 전기의 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)를 높이는데 필요한 원소이다. 잔류 오스테나이트는 강판에 가공(변형)을 가함으로써 마르텐사이트로 변태되나, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 높으면 잔류 오스테나이트의 안정성이 증가되어, 필요 이상으로 변태되기 어려워진다. 그 결과, 가공 후의 강판 중에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있어, 우수한 내수소 취화 특성을 유지할 수 있다. 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서는 본 발명의 제2 실시 형태의 효과를 얻기 위해 0.25 중량％를 초과하는 것이 필요한데, C양이 부족하면 가공성이 열화된다. 바람직하게는 0.27 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.30 중량％ 이상이다. 단, 내식성을 확보하는 관점에서, 본 발명에서는 C양을 0.60 중량％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.55 중량％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.50 중량％ 이하이다.

이렇게 강판 중의 C양 함유량을 높임으로써 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)를 용이하게 높일 수 있다.

Si는 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 중요한 원소이며, 또한 재질을 크게 경질화하는 치환형 고용체 강화 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 1.0 중량％ 이상 함유하는 것이 필요하나(바람직하게는 1.2 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 중량％ 이상), 3.0 중량％를 초과하면 열간 압연에서의 스케일 형성이 현저해지고, 흠집 제거에 비용이 들어 경제적으로 불리하기 때문에, 이것을 상한으로 한다(바람직하게는 2.5 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0 중량％ 이하).

Mn은 오스테나이트의 안정화, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해, 또한 강도나 신장을 얻기 위하여 필요하고, 1.0 중량％ 이상이 필요하다(바람직하게는 1.2 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5 중량％ 이상). 반대로 많으면 편석이 현저하게 되어, 가공성이 열화되는 경우가 있기 때문에 3.5 중량％를 상한으로 한다(바람직하게는 3.0 중량％ 이하).

P는 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소로서, 낮은 편이 바람직하기 때문에 상한을 0.15 중량％로 한다. 바람직하게는 0.10 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 중량％ 이하로 한다.

S는 부식 환경 하에서의 수소 흡수를 조장하는 원소로서, 낮은 편이 바람직하기 때문에 상한을 0.02 중량％로 한다.

Al은 탈산을 위해 0.01 중량％ 이상을 첨가해도 된다. 또한, 강재 표면에 Al이 농화됨으로써 강 중에 수소가 침입하는 것을 억제하는 효과가 있어, 0.02 중량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 탈산 작용뿐만 아니라 내식성 향상 작용과 내수소 취화 특성 향상의 작용을 갖는다. Al 첨가에 의해 내식성이 향상되어, 결과적으로 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어, 그 결과 내수소 취화 특성이 향상될 것으로 생각된다. 또한, Al 첨가에 의해 바늘 형상 잔류 오스테나이트의 안정도가 증가하여 내수소 취화 특성의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 그러나, 첨가량이 증가하면 알루미나 등의 개재물이 증가하여, 가공성이 열화되기 때문에 1.5 중량％를 상한으로 한다.

Cr은 0.003 내지 2.0 중량％를 함유시키는 것이 대단히 유효하다. Cr을 첨가함으로써 켄칭성이 향상되어 강판의 강도 확보가 용이해지고, 또한 내식성 향상 작용에 의해 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어, 그 결과 내수소 취화 특성이 향상될 것으로 생각된다. 또한, 본 발명은 열처리 조건 등의 검토에 의해 Cr 첨가에 의해서도 강 중에 조대 탄화물을 석출시키지 않고, 미세 탄화물을 구리 중에 분산시키고, 또한 조성 범위를 검토함으로써 잔류 오스테나이트를 효과적으로 생성시키는 것을 발견했다. 이에 의해 수소 트랩 능력의 향상 및 균열의 전파의 방지에 기여할 것으로 생각된다. 상기 효과는, 특히 후술하는 Cu, Ni와 공존함으로써 더욱 유효하게 작용한다.

이들 효과를 발휘시키기 위해서는 첨가량의 하한값을 0.003 중량％로 할 필요가 있다(바람직하게는 0.1 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.3 중량％ 이상). 또한, 너무 첨가하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 가공성이 열화되기 때문에 상한값을 2.0 중량％로 하였다(바람직하게는 1.5 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0 중량％ 이하). 또한，Cr은 도막하 부식을 촉진하는 작용도 갖는다. 그로 인해, 도장 후 내식성을 향상시키기 위해서는 상기 범위 내에서 가능한 한 소량 첨가하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 규정하는 성분 조성은 상기한 바와 같으며, 잔류 성분은 실질적으로 Fe이나, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 의해 포함되는 불가피 불순물로서, 0.001 중량％ 이하의 N 등이 포함되는 것이 허용되는 것은 물론, 본 발명의 작용에 악영향을 끼치지 않는 범위에서 이하의 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

Cu : 0.003 내지 0.5 중량％, Ni : 0.003 내지 1.0 중량％를 함유시키는 것이 대단히 유효하다. 상세하게는 Cu, Ni의 존재에 의해 강판 자체의 내식성이 향상되기 때문에, 강판의 부식에 의한 수소 발생을 충분히 억제할 수 있다. 또한 이들 원소는 대기 중에서 생성되는 녹 중에서도 열역학적으로 안정되어 보호성이 있다고 하는 산화철 : α-FeOOH의 생성을 촉진시키는 효과도 갖고 있으며, 상기 녹의 생성 촉진을 도모함으로써 발생된 수소의 강판으로의 침입을 억제할 수 있어, 가혹한 부식 환경 하에서 수소에 의한 조장 균열을 충분히 억제할 수 있다. 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 Cu, Ni를 함유시킬 경우, 각각의 함유량을 0.003 중량％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.1 중량％ 이상이다. 또한, 어느 원소든 너무 함유시키면 가공성이 열화되기 때문에 각각 상한을 0.5 중량％, 1.0 중량％로 한다.

<Ti, V, Zr, W : 합계 0.003 내지 1.0 중량％>

또한 V는 상기한 바와 같이 Ti와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과를 갖는 것외에 강판의 강도 상승, 구γ입자(구 오스테나이트 입자)의 세립화에 유효한 원소이며, 또한 탄질화물의 형태 제어에 의해 수소의 트랩으로서 유효한 기능을 완수한다. Ti, Zr와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과가 있다.

Zr은 강판의 강도 상승, 구γ입자의 세립화에 유효한 원소이며, Ti와 공존하여 내수소 취화 특성을 향상시키는 효과가 있다.

상기 Ti, V, Zr, W의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 합계 0.003 중량％ 이상(바람직하게는 0.01 중량％ 이상) 함유시키는 것이 필요하다. 지나치게 첨가 하면 탄질화물의 석출이 많아져 가공성의 저하를 초래한다. 따라서 합계 1.0 중량％ 이하의 범위 내에서 첨가한다. 바람직하게는 0.5 중량％ 이하이다.

Mo는 오스테나이트의 안정화, 원하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위하여 필요하며, 수소 침입을 억제하여, 내지연 파괴성을 향상시키는 효과나, 강판의 켄칭성을 높이기 위해서도 유효한 원소일뿐만 아니라, 입계를 강화하여 수소 취성의 발생을 억제하는 효과가 있다. 단，1.0 중량％ 초과에서는 이들 효과가 포화되기 때문에 상한값으로 한다. 바람직하게는 0.8 중량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.5 중량％ 이하이다.

Nb는 강판의 강도 상승 및 구γ입자의 세립화에 매우 유효한 원소이다. 특히 Mo와의 복합 효과로 효과를 발휘한다. 단，0.1 중량％ 초과에서는 이들 효과가 포화되기 때문에 상한값으로 한다. 바람직하게는 0.08 중량％ 이하이다. 또 하한값은 설정되지 않으나, 0.005 중량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람 직하게는 0.01 중량％ 이상이다.

B는 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, 강판의 도장 후 내식성을 향상시키기 위하여 Mo를 저감시킨 경우에는 Mo 저감의 강도 부족을 B 첨가로 보충할 필요가 있다. 본 발명의 제2 실시 형태에 있어서, 강도를 향상시키기 위해서는 0.0002 중량％ 이상(바람직하게는 0.0008 중량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0015 중량％ 이상) 함유시키는 것이 필요하다. 0.0002 중량％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한값으로 한다. 또한, B는 인산염 처리 등 도장 전처리를 균일하게 하여, 도장 밀착성(도장 후 내식성)을 향상시키는 작용을 갖는다. 메카니즘은 해명되지 않았으나, 이 효과는 강 중에 Ti가 0.01 중량％ 이상 첨가되어 있으면 보다 발휘된다. 또한, Ti를 0.03 중량％ 이상 함유하고, 또한 B를 0.0005 중량％이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 또한, B는 입계를 강화하여, 내지연 파괴성을 향상시키는 작용도 갖는다. 반대로 0.01 중량％ 초과 함유하면 열간 가공성이 열화되기 때문에 상한값으로 한다. 보다 바람직하게는 0.005 중량％ 이하이다.

<Ca : 0.0005 내지 0.005 중량％,

Mg : 0.0005 내지 0.01 중량％ 및

이들 원소는 강판 표면의 부식에 수반하는 계면 분위기의 수소 이온 농도의 상승을 억제하는데, 즉 pH의 저하를 억제하는데 유효한 원소이다. 또한, 강 중 황 화물의 형태를 제어하여, 가공성 향상에 유효하다. 그러나, 각각 0.0005 중량％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한값으로 한다. 또한, 너무 포함되어 있으면 가공성이 열화되기 때문에 각각 상한값을 0.005 중량％, 0.01 중량％, 0.01 중량％로 한다.

본 발명은 제조 조건까지 규정하는 것은 아니나, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 이용하여 초고강도이면서도 우수한 내수소 취화 특성을 발휘하는 상기 조직을 형성하기 위해서는 열간 압연에 있어서의 마무리 온도를, 페라이트가 생성되지 않는 과냉각 오스테나이트 영역 온도로서 최대 저온으로 하는 것이 추천된다. 상기 온도에서 마무리 압연을 행함으로써 열연 강판의 오스테나이트를 미세화할 수 있어, 결과적으로 최종 제품의 조직이 미세하게 되기 때문이다.

또한, 열간 압연 후 또는 그 후에 행하는 냉간 압연 후에, 하기의 요령으로 열처리를 행하는 것이 추천된다. 즉, 전술한 성분 조성을 만족하는 강을 Ac₃점(페라이트-오스테나이트 변태 완료 온도 내지 (Ac₃점+50℃)의 가열 유지 온도(T1)에서 10 내지 1800초간(t1) 가열 유지 후, 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로(Ms점(마르텐사이트 변태 개시 온도)-100℃) 내지 Bs점(베이나이트 변태 개시 온도)의 가열 유지 온도(T2)까지 냉각하여, 상기 온도역에서 60 내지 1800초간(t2) 가열 유지하는 것이 추천된다.

상기 가열 유지 온도(T1)가 (Ac₃점+50℃)을 초과하거나, 가열 유지 시간(t1)이 1800초를 초과하면 오스테나이트의 입자 성장을 초래하여, 가공성(신장 플랜지 성)이 악화되므로 바람직하지 못하다. 한편, 상기 (T1)이 Ac₃점의 온도보다 낮아지면 소정의 베이니틱 페라이트 조직을 얻을 수 없다. 또한, 상기 (t1)이 10초미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 행해지지 않아, 시멘타이트나 그 밖의 합금 탄화물이 잔존되어 버리므로 바람직하지 못하다. 상기 (t1)은 바람직하게는 30초 이상 600초 이하, 더 바람직하게는 60초 이상 400초 이하이다.

다음에, 가열 유지 온도(T2)까지 상기 냉각 속도로 급냉한 후, 항온 변태시킴으로써 소정의 조직을 도입할 수 있다. 여기에서의 가열 유지 온도(T2)가 Bs점을 초과하면 본 발명에 있어서 바람직하지 못한 펄라이트가 다량으로 생성되어 베이니틱 페라이트 조직을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 상기 (T2)가 (Ms점-100℃)을 하회하면 잔류 오스테나이트가 감소되므로 바람직하지 못하다.

또한, 가열 유지 시간(t2)이 1800초를 초과하면 베이니틱 페라이트의 전위 밀도가 작아져 수소의 트랩량이 적어지는 것 외에, 소정의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 한편, 상기 가열 유지 시간(t2)이 60초 미만이어도 소정의 베이니틱 페라이트 조직을 얻을 수 없다. 바람직하게는 상기 가열 유지 시간(t2)을 90초 이상 1200초 이하, 더 바람직하게는 120초 이상 600초 이하로 한다. 또한, 가열 유 지 후의 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 공냉, 급냉, 기수 냉각 등을 행할 수 있다.

또한, 강판 중의 잔류 오스테나이트의 존재 형태는 제조 시의 냉각 속도 및 가열 유지 온도(T2), 가열 유지 시간(t2) 등에 의해 제어할 수 있다. 예를 들어 가열 유지 온도(T2)를 저온측으로 함으로써 평균 축비가 작은 잔류 오스테나이트를 형성시킬 수 있다.

또한，상기한 연속 어닐링 처리하기 전의 열연 공정(필요에 따라 냉연 공정)은 상기 열연 마무리 온도 이외에는 특별히 한정되지 않고, 통상 실시되는 조건을 적절하게 선택하여 채용할 수 있다. 구체적으로는 상기 열연 공정으로서는 예를 들어 Ar₃점(오스테나이트-페라이트 변태 개시 온도) 이상에서 열연 종료 후, 평균 냉각 속도 약 30℃/s로 냉각하여, 약 500 내지 600℃의 온도에서 권취하는 등의 조건을 채용할 수 있다. 또한, 열연 후의 형상이 나쁠 경우에는 형상 수정의 목적으로 냉간 압연을 행해도 된다. 여기서, 냉연율은 1 내지 70％로 하는 것이 추천된다. 냉연율 70％를 초과하는 냉간 압연은 압연 하중이 증대되어 압연이 곤란하게 된다.

본 발명은 강판(박강판)을 대상으로 하는 것이나, 제품 형태는 특별히 한정되지 않고, 열간 압연한 강판, 또한 냉간 압연한 강판, 열연 혹은 냉연을 행한 후에 어닐링을 실시한 강판에, 자동차용의 전착 도장을 비롯하여, 화성 처리, 용융 도금, 전기 도금, 증착 등의 도금이나 각종 도장, 도장 하지 처리, 유기 피막 처리 등을 행하는 것도 가능하다.

또한, 도금은 통상의 아연 도금, 알루미늄 도금 등 어느 것이든 괜찮다. 도금은 용융 도금 및 전기 도금 중 어느 것이든 괜찮으며, 또한 도금 후에 합금화 열처리를 실시해도 되고, 복층 도금이어도 된다. 또한, 도금을 실시하지 않는 강판 상이나 도금 강판 상에 필름 라미네이트 처리를 한 강판도 본 발명을 일탈하는 것은 아니다.

또한, 도료 형태도 특별히 한정되지 않고, 용제계 도료, 분체 도료, 수계 도료, 물 분산형 도료, 전착 도료 등 용도에 따라 적절하게 선택할 수 있다. 상기 도료를 이용하여 원하는 피복층을 강재에 형성시키기 위해서는 디핑법, 롤 코터법, 스프레이법, 카텐플로우코터법 등의 공지의 방법을 이용하면 된다. 피복층의 두께는 용도에 따라 공지의 적절한 값을 이용하면 된다.

이하, 실시예를 예로 들어 본 발명을 더 구체적으로 설명하나, 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

이하, 본 발명의 제1 실시 형태와 관한, 제1 실시예 및 제2 실시예에 대하여 서술한다.

〔제1 실시예〕

표 1에 기재하는 성분 조성의 강(강종A 내지 V)을 진공 용제하여, 슬라브로 하고나서, 이하의 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라, 판 두께 3.2㎜의 열연 강판을 얻은 후, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 1.2㎜ 까지 냉간 압연하고, 그 후 이하에 나타내는 연속 어닐링을 실시하여, 각종 강판(실험 No.1 내지 23)을 제작했다.

<열연 공정>

개시 온도 : 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도 : 850℃

냉각 속도 : 40℃/s

권취 온도 : 550℃

<냉연 공정>

냉연율 : 50％

<연속 어닐링 공정>

실험 No.1 내지 15, 17 내지 19, 21 내지 23의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 Ac₃점(표1 참조) 내지 Ac₃점+30℃의 온도에서, 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 2의 To℃까지 급속 냉각(공냉)하고, 상기 To℃에서 240초 유지하고, 그 후 실온까지 기수 냉각했다. 또한, 강종(P)을 사용한 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강으로 이루어지는 실험 No.16의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 880℃에서 30분 유지한 후에 물로 켄칭하여, 300℃에서 1시간 템퍼링했다. 또한, 제조 조건이 강판의 조직에 끼치는 영향을 조사하기 위해, 실험 No.20의 강판은 강종(A)을 이용하여 냉간 압연 후의 강판을 Ac_3점-50℃의 온도에서 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 2의 To℃까지 급속 냉각(공냉)하여, 상기 To℃에서 240초 유지하고, 그 후 실온까지 기수 냉각했다.

이렇게 하여 얻어진 각 강판의 금속 조직, 인장 강도(TS), 신장[전체 신장을 의미(EL)], 내수소 취화 특성(수소 취화 위험도 평가 지수) 및 용접성을 하기의 요 령으로 각각 조사, 평가했다. 그 결과를 표 2에 기재한다.

(금속 조직)

각 강판의 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 영역(약 50㎛×50㎛, 측정 간격은 0.1 ㎛)을 대상으로, FE-SEM(Philips사 제조, XL30S-FEG)로 관찰·촬영하여, 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 면적율, 잔류 오스테나이트(잔류γ)의 면적율을 전기한 방법에 따라 측정했다. 그리고 임의로 선택한 2시야에 있어서 마찬가지로 측정하여, 평균값을 구했다. 또한，기타의 조직(페라이트나 펄라이트 등)을, 전체 조직(100％)으로부터 상기 조직(BF, M, 잔류γ)이 차지하는 면적율을 빼고 구했다.

또한, 잔류γ의 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이 및 결정립 사이의 최인접 거리를 전기의 방법에 따라 측정했다. 제1 실시예에 있어서는 평균 축비가 5 이상, 평균 단축 길이가 1㎛(1000㎚) 이하, 최인접 거리가 1㎛(1000㎚) 이하인 것을 본 발명의 요건을 만족한다(○)로 하고, 평균 축비가 5 미만, 평균 단축 길이가 1㎛(1000㎚)초과, 최인접 거리가 1㎛(1000㎚) 초과의 것을 본 발명의 요건을 만족하지 않는다(×)로 평가했다.

(인장 강도, 신장)

인장 시험은 JIS 5호 시험편을 이용하여 행하여, 인장 강도(TS)와 신장(EL)을 측정했다. 또한, 인장 시험의 왜곡 속도는 1㎜/sec로 했다. 그리고, 제1 실시예에서는 상기 방법에 의해 측정되는 인장 강도가 980MPa 이상인 강판을 대상으로, 신장이 10％ 이상의 것을 「신장이 우수하다」로 평가했다.

(수소 취화 위험도 평가 지수 : 내수소 취화 특성의 평가)

판 두께 1.2㎜의 평판 시험편을 이용하여 왜곡 속도가 1×10^-4㎜/sec인 저왜곡 속도 인장 시험법(SSRT)을 행하여, 하기 수학식 1로 정의되는 수소 취화 위험도 평가 지수(％)를 구하여 내수소 취화 특성을 평가했다.

여기서, EO은 실질적으로 강 중에 수소를 포함하지 않는 상태의 시험편의 파단 시의 신장을 나타내고, E1은 습윤 시간을 길게 설정하여, 엄격한 부식 환경을 상정한 복합 사이클 시험에 의해 강판(시험편)에 수소를 침입시켰을 때의 파단 시의 신장을 나타내고 있다. 또한, 상기 복합 사이클 시험은 1사이클을 5％ 염수 분무 8시간, (온도)35℃(습도)60％RH의 항온 항습 시험 16시간으로 하여 7사이클 행하였다. 상기 수소 취화 위험도 평가 지수는 50％를 초과하면 사용 중에 수소 취화를 일으킬 위험이 있으므로, 본 발명에서는 50％ 이하의 것을 내수소 취화 특성이 우수하다고 평가했다.

(용접성의 평가)

실험 No.7(강종(G))과 실험 No.14(강종(N))의 강판에 대하여 용접성 시험을 행하였다. 시험은 두께 1.2㎜의 강판을 이용하여 JISZ3136, JISZ3137에 따라 시험편을 제작하고, 이하의 조건에서 스폿 용접을 행한 후, 전단 인장 시험(인장 속도 : 20㎜/min에서 최대 하중을 측정)과 십자 인장 시험(인장 속도 : 20㎜/min에서 최대 하중을 측정)을 행하여, 전단 인장 강도(TSS)와 십자 인장 강도(CTS)를 구했다. 그리고, 상기 전단 인장 강도(TSS)와 십자 인장 강도(CTS)의 비로 나타내는 연성비(CTS/TSS)가 0.2 이상인 경우를 용접성이 우수하다고 평가했다. 그 결과, 실험 No.14(비교 강판)의 연성비는 0.19이고, 용접성이 뒤떨어져 있었다(표 2에서는 ×로 기재). 이에 대하여, 실험 No.7(본 발명의 강판)의 연성비는 0.23으로 용접성이 우수하였다(표 2에서는 ○로 기재).

<스폿 용접 조건>

·초기 가압 시간 : 60사이클/60㎐, 가압력(450kgf(4.4kN)

·통전 시간 : 1사이클/60㎐

·용접 전류 : 8.5KA

표1, 2로부터 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실험 No.1 내지 13, 21 내지 23(실시예)에 대해서는 980MPa 이상의 초고강도 강판이면서, 우수한 내수소 취화 특성을 겸비하고 있다. 또한, TRIP 강판으로서 구비해야 할 신장도 양호하고, 또한 우수한 용접성도 구비하고 있기 때문에, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이라고 할 수 있다.

이에 대하여 본 발명의 규정을 만족하지 않는 실험 No.14 내지 20(비교예)은 이하의 문제점을 갖고 있다. 실험 No.14는 C양이 과잉이기 때문에 잔류γ(잔류 오스테나이트)의 분산 형태도 만족스럽지 않고, 충분한 용접성을 갖지 않아, 내수소 취화 특성이 떨어진다. 실험 No.15는 Mn양이 부족하기 때문에, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않고, 켄칭성 등이 열화되어 충분한 강도, 신장, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다. 실험 No.16은 Si량이 부족한 강종을 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트강을 얻은 예이나, 잔류γ이 거의 존재하지 않기 때문에 충분한 신장, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다.

실험 No.17은 C양이 부족하고 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않기 때문에 충분한 강도, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다. 실험 No.18은 Cr을 함유하지 않고, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않기 때문에, 켄칭성이 부족하여, 충분한 강도, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다. 실험 No.19는 Cr양이 과잉이며, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않기 때문에, 조대 탄화물이 석출되어 가공성에 어려움이 있어 충분한 강도, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다.

실험 No.20은 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 만족하는 강종(A)을 사용하고 있으나, 추천되는 제조 조건이 아니었기(어닐링 시의 가열 유지 온도(T1)가 Ac₃점-50℃) 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 즉, 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 분산 형태를 만족하지 않고 괴상이 되고, 또한 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직으로 되지 않았다. 그로 인해, 충분한 강도를 얻을 수 없었다.

다음에, 표 1에 기재하는 강종(B), (G)의 강판과, 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 아래와 같이 내압괴성 시험 및 내충격 특성 시험을 행하여, 성형품으로서의 성능을 조사했다.

(내압괴성 시험)

우선, 표 1에 기재하는 강종(B), (G)의 강판과 비교 강판을 이용하여 도5에 도시한 바와 같은 부품(시험체, 햇채널 부품)(1)을 작성하여, 압괴성 시험을 행했다. 도5에 도시하는 부품(1)의 스폿 용접 위치(2)에 선단 직경 6㎜의 전극으로부터, 먼지 발생 전류보다도 0.5kA 낮은 전류를 흘려, 도5에 도시한 바와 같이 35㎜ 피치로 스폿 용접을 행하였다. 다음에 도6에 도시한 바와 같이 부품(1)의 길이 방향 중앙부의 상부로부터 금형(3)을 압박하여 최대 하중을 구했다. 또 하중-변위 선도의 면적으로부터 흡수 에너지를 구했다. 그 결과를 표 3에 기재한다.

표 3으로부터, 본 발명의 강판(강종 B, G)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 비교 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아져 있기 때문에, 우수한 내압괴성을 갖고 있다.

(내충격 특성 시험)

표 1에 기재하는 강종(B), (G)의 강판과 비교 강판을 이용하여 도7에 도시한 바와 같은 부품(시험체, 햇채널 부품)(4)을 작성하여, 내충격 특성 시험을 행했다. 도8은 상기 도7에 있어서의 부품(4)의 A-A 단면도를 도시하고 있다. 내충격 특성 시험은 상기 내압괴성 시험의 경우와 마찬가지로 부품(4)의 스폿 용접 위치(5)에 스폿 용접을 행한 후, 도9에 모식적으로 도시한 바와 같이 부품(4)을 토대(7)에 세트하여, 부품(4) 상으로부터 낙추(110kg)(6)를 높이 11m로부터 낙하시켜 부품(4)이 40㎜ 변형(높이 방향으로 수축)될 때까지의 흡수 에너지를 구했다. 그 결과를 표 4에 기재한다.

표 4로부터, 본 발명의 강판(강종B, G)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 가져, 우수한 내충격 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

〔제2 실시예〕

표 5에 기재한 성분 조성으로 이루어지는 강(강종1 내지 22)을 진공 용제하여, 슬라브로 한 후, 이하의 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라, 판 두께 3.2㎜의 열연 강판을 얻은 후, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 1.2㎜까지 냉간 압연하고, 그 후 이하에 나타내는 연속 어닐링을 실시하여, 각종 강판(실험 No.24 내지 46)을 제작했다.

<열연 공정>

개시 온도 : 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도 : 850℃

냉각 속도 : 40℃/s

권취 온도 : 550℃

<냉연 공정>

냉연율 : 50％

<연속 어닐링 공정>

실험 No.24 내지 42, 44, 45의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 Ac₃점+30℃의 온도에서 120초간 유지한 후 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 6에 기재하는 To℃까지 급속 냉각(공냉)하여, 상기 To℃에서 240초간 유지했다. 그 후에는 실온까지 기수 냉각했다. 또한, 강종(20)을 사용한 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강으로 이루어지는 실험 No.43의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 830℃까지 가열하여 5분간 유지한 후에 물로 켄칭하여, 300℃에서 10분간 템퍼링했다. 또한, 실험 No.46의 강판은 강종(1)을 이용하여 냉간 압연 후의 강판을 800℃까지 가열하고, 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 350℃(To)까지 냉각하여, 상기 To℃에서 240초간 유지했다. 그 후에는 실온까지 기수 냉각했다.

이렇게 하여 얻어진 각 강판의 금속 조직, 인장 강도(TS), 신장[전체 신장을 의미(El)], 내수소 취화 특성(내지연 파괴성), 도장 후 내식성 및 용접성을 하기의 요령으로 각각 조사, 평가했다. 그 결과를 표 6에 기재한다. 또한, 금속 조직, 인장 강도, 신장 및 용접성에 대해서는 전기의 제1 실시예와 마찬가지로 행하였다. 또한, 표 6에 있어서, 잔류γ의 평균 축비는 5 이상을 ○, 5 미만을 ×로 기재했다.

(내지연 파괴성 : 내수소 취화 특성의 평가)

상기한 각 강판으로부터 120㎜×30㎜의 단책편을 잘라내고, 굽힘부의 R이 15㎜로 되는 굽힘 가공을 실시하여 굽힘 시험편으로 했다. 그리고, 굽힘 시험편에 대하여, 1000MPa의 응력을 부하한 상태에서 5％HCl 수용액 내에 침지하고, 균열 발생까지의 시간을 측정하여 내수소 취화 특성을 평가했다. 균열 발생까지의 시간이 24시간 이상에서, 내수소 취화 특성이 우수하게 했다.

(도장 후 내식성의 평가)

사용 환경을 모의하여, 도장 후의 내식성 평가도 행하였다.

상기한 각 강판으로부터 판 두께 1.2㎜의 평판 시험편을 잘라내어 시험편으로 했다. 이 시험편을 인산 아연 처리 후, 시판되는 전착 도장을 행하여, 막 두께 25㎛의 도포막을 형성했다. 전착 도장을 실시한 시험편의 평행부의 중앙에, 커터로 바닥에 달하는 흠집을 넣어, 부식 시험에 제공했다. 일정 기간 후, 커터에 의한 인공 흠집으로부터의 부식의 확대(팽창 폭)를 계측했다. 팽창 폭은 실험 No.24의 시험편의 팽창 폭을 「1」로 규격화하여 이하와 같이 등급을 나누어, 도장 후 내식성을 평가했다. 팽창 폭이, 1.0 초과 1.5 이하인 경우에는 도장 후 내식성이 약간 저하(△), 팽창 폭이 1.0 이하인 경우에는 도장 후 내식성이 우수하다(○ 내지 ◎◎◎)로 평가했다.

그리고, 표 6)에서는 팽창 폭이 0.7 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎◎), 팽창 폭이 0.7 초과, 0.75 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎○), 팽창 폭이 0.75 초과, 0.8 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎), 팽창 폭이 0.8 초과, 0.85 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎), 팽창 폭이 0.85 초과, 0.9 이하를 도장 후 내식성이 (◎△), 팽창 폭이 0.9 초과, 0.95 이하를 도장 후 내식성이 (◎), 팽창 폭이 0.95 초과, 1.0 이하를 도장 후 내식성이 (○), 팽창 폭이 1.0 초과, 1.5 이하를 도장 후 내식성이 (△)로 기재했다.

또한, 인산 아연 처리는 통상의 인산염처리를 행할 때의 전처리(탈지, 수세, 표면 조정)을 실시 후에 행하고, 전착 도장은 니혼페인트제 SD5000을 사용하여, 45℃, 2분간 행하였다. 또한, 도장의 부착량(도포막)은 인산 아연 처리의 처리 시간으로 제어했다.

또한, 부식 시험은 전착 도장을 실시한 시험편에, 35℃의 NaCl 수용액을 분무하여 60℃에서 건조한 후, 온도 50℃, 상대 습도 95％의 분위기 하에 방치하는 것을 1사이클(8 시간)로 하여, 1일 3사이클을 합계 30일간 실시했다.

표 6으로부터 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실험 No.24 내지 37, 40(실시예)은 980MPa 이상의 초고강도 강판이면서, 우수한 내수소 취화 특성 및 도장 후 내식성을 겸비하고 있다. 또한, TRIP 강판으로서 구비해야 할 신장도 양호하고, 또한 우수한 용접성도 구비하고 있기 때문에, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이라고 할 수 있다.

또한, 실험 No.38, 39(실시예)는 충분한 강도, 신장 및 내수소 취화 특성을 겸비하고 있다. 그러나, 실험 No.38은 Mo가 다량으로 포함되어 있기 때문에, 도장 후 내식성이 저하되는 결과가 되었다. 실험 No.39는 B가 첨가되어 있지 않기 때문에, 도장 후 내식성이 저하되는 결과가 되었다.

이에 대하여, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 실험 No.41 내지 46(비교예)은 각각 이하의 문제점을 갖고 있다. 실험 No.41은 C양이 과잉이기 때문에, 충분한 신장, 내수소 취화 특성, 용접성이 얻어지지 않는다. 또한 도장 후 내식성도 저하하고 있다. 실험 No.42는 Mn양이 부족하기 때문에, 충분한 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 신장도 충분하다고는 하기 어렵다.

실험 No.43은 Si양이 부족한 강종 「20」을 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 얻은 예이나, 잔류 오스테나이트가 거의 존재하지 않기 때문에 내수소 취화 특성이 떨어진다. 또한, 박강판에 요구되는 신장도 확보되어 있지 않다.

실험 No.44는 C양이 부족하기 때문에, 충분한 강도를 얻을 수 없다. 실험 No.45는 Nb 양이 과잉으로 포함되어 있기 때문에, 성형성이 현저하게 저하되어, 충분한 신장을 얻을 수 없다. 또한, 실험 No.45에서는 굽힘 가공을 행할 수 없어, 내수소 취화 특성을 조사할 수 없었다.

실험 No.46은 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있으나, 추천되는 조건에서 제조하지 않았기(어닐링 시의 가열 유지 온도(T1)가 Ac₃점 이하) 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 그 결과, 잔류 오스테나이트는 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직으로 되지 않았다. 그로 인해, 충분한 강도를 얻을 수 없었다.

다음에, 강종10의 강판과, 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 제1 실시예와 마찬가지로 하여, 내압괴성 시험 및 내충격 특성 시험을 행하여, 성형품으로서의 성능을 조사했다. 그 결과를 표 7, 8에 기재한다.

표 7로부터, 본 발명의 강판(강종10)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 비교 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아져 있기 때문에, 우수한 내압괴성을 갖고 있다.

표 8로부터, 본 발명의 강판(강종10)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 비교 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 가져, 우수한 내충격 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

다음에, 본 발명의 제2 실시 형태와 관련되는 제3 실시예에 대하여 서술한다.

〔제3 실시예〕

표 9에 기재하는 성분 조성의 강(강종a 내지 t)을 진공 용제하여, 슬라브로 하고나서, 이하의 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라, 판 두께 3.2㎜의 열연 강판을 얻은 후, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 1.2㎜까지 냉간 압연하고, 그 후, 이하에 기재하는 연속 어닐링을 실시하여, 각종 강판(실험 No.47 내지 67)을 제작했다.

<열연 공정>

개시 온도 : 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도 : 850℃

냉각 속도 : 40℃/s

권취 온도 : 550℃

<냉연 공정>

냉연율 : 50％

<연속 어닐링 공정>

실험 No.47 내지 62, 64 내지 66의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 Ac₃점(표9 참조) 내지 Ac₃점+30℃의 온도에서, 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 10의 To℃까지 급속 냉각(공냉)하고, 상기 To℃에서 240초 유지하고, 그 후 실온까지 기수 냉각했다. 또한, 강종(q)을 사용한 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강으로 이루어지는 실험 No.63의 강판은 냉간 압연 후의 강판을 880℃에서 30분간 유지 후에 물로 켄칭하고, 300℃에서 1시간 템퍼링했다. 또한, 제조 조건이 강판의 조직에 끼치는 영향을 조사하기 위해, 실험 No.67의 강판은 강종(b)을 이용하여 냉간 압연 후의 강판을 Ac₃점-50℃의 온도에서 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 10의 To℃까지 급속 냉각(공냉)하여, 상기 To℃에서 240초 유지하고, 그 후 실온까지 기수 냉각했다.

이렇게 하여 얻어진 강판으로부터 JIS 5호 시험편을 채취하여 실제로 행해지는 가공을 모방하여 가공율 3％의 인장 가공을 실시하고, 가공 전후의 각 시료의 금속 조직, 가공 전의 인장 강도(TS)와 신장[전체 신장을 의미(EL)] 및 가공 후의 내수소 취화 특성(수소 취화 위험도 평가 지수), 내식성, 내지연 파괴성을 하기의 요령으로 각각 조사, 평가했다. 그 결과를 표 10에 기재한다.

(금속 조직)

각 강판의 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 영역(약 50㎛×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 대상으로, FE-SEM(Philips사 제조, XL30S-FEG)으로 관찰·촬영하여, 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 면적율, 잔류 오스테나이트(잔류γ)의 면적율을 전기한 방법에 따라 측정했다. 그리고 임의로 선택한 2시야에서 마찬가지로 측정하여 평균값을 구했다. 또한，기타의 조직(페라이트나 펄라이트 등)을, 전체 조직(100％)으로부터 상기 조직(BF, M, 잔류γ)이 차지하는 면적율을 빼고 구했다.

또한, 가공 전후의 잔류γ의 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이 및 결정립 사이의 최인접 거리를 전기의 방법에 따라 측정했다. 제3 실시예에 있어서는 가공후에 있어서, 평균 축비가 5 이상, 평균 단축 길이가 1㎛(1000㎚) 이하, 최인접 거리가 1㎛(1000㎚) 이하인 것을 본 발명의 요건을 만족한다고(○) 하고, 평균 축비가 5 미만, 평균 단축 길이가 1㎛(1000㎚) 초과, 최인접 거리가 1㎛(1000㎚) 초과인 것을 본 발명의 요건을 만족하지 않는다(×)로 평가했다.

(인장 강도, 신장)

인장 시험은 가공 전의 JIS 5호 시험편을 이용하여 행하여 인장 강도(TS)와 신장(EL)을 측정했다. 또한, 인장 시험의 왜곡 속도는 1㎜/sec로 했다. 그리고, 제3 실시예에서는 상기 방법에 의해 측정되는 인장 강도가 980MPa 이상인 강판을 대상으로, 신장이 8％ 이상의 것을 「신장이 우수하다」고 평가했다.

(수소 취화 위험도 평가 지수 : 내수소 취화 특성의 평가)

판 두께 1.2㎜의 평판 시험편을 이용하여 왜곡 속도가 1×10^-4㎜/scc의 저왜곡 속도 인장 시험법(SSRT)을 행하여, 하기 수학식 1로 정의되는 수소 취화 위험도 평가 지수(％)를 구하여 내수소 취화 특성을 평가했다.

[수학식 1]

여기서, E0은 실질적으로 강 중에 수소를 포함하지 않는 상태의 시험편의 파단 시의 신장을 나타내고, E1은 습윤 시간을 길게 설정하여, 엄격한 부식 환경을 상정한 복합 사이클 시험에 의해 강판(시험편)에 수소를 침입시켰을 때의 파단 시의 신장을 도시하고 있다. 또한, 상기 복합 사이클 시험은 1사이클을 5％ 염수 분무 8시간, (온도) 35℃ (습도) 60％RH의 항온 항습 시험 16시간으로 하여 7사이클 행하였다. 상기 수소 취화 위험도 평가 지수는 50％를 초과하면 사용 중에 수소 취화를 일으킬 위험이 있으므로, 본 발명에서는 50％ 이하의 것을 내수소 취화 특성이 우수하다고 평가했다.

(내지연 파괴성 : 내수소 취화 특성의 평가)

상기한 각 강판으로부터 150㎜×30㎜의 단책 시험편을 잘라내고, 이 단책 시험편을 인장하여, 가공율 3％의 변형을 부여한 후, 굽힘부의 R이 15㎜로 되는 굽힘 가공을 실시하여 굽힘 시험편으로 했다. 그리고, 굽힘 시험편에 대하여, 1000MPa의 응력을 부하한 상태에서 5％HCl 수용액 중에 침지하여, 균열 발생까지의 시간을 측정하여 내수소 취화 특성을 평가했다. 균열 발생까지의 시간이 24시간 이상으로, 내수소 취화 특성이 우수하게 했다.

(도장 후 내식성의 평가)

사용 환경을 모의하여, 도장 후의 내식성 평가도 행하였다.

전기의 각 강판으로부터 판 두께 1.2㎜의 평판 시험편을 잘라내어 시험편으로 했다. 이 시험편을 인산 아연 처리 후, 시판되는 전착 도장을 행하여, 막 두께 25㎛의 도포막을 형성했다. 전착 도장을 실시한 시험편의 평행부의 중앙에, 커터로 바닥에 달하는 흔적을 넣어 부식 시험에 제공했다. 일정 기간 후, 커터에 의한 인공 흠집으로부터의 부식의 확대(팽창 폭)를 계측했다. 팽창 폭은 실험 No.47의 시험편의 팽창 폭을 「1」로 규격화하여 이하와 같이 등급을 나누어, 도장 후 내식성을 평가했다. 팽창 폭이, 1.0 초과, 1.5 이하인 경우에는 도장 후 내식성이 저하(×), 팽창 폭이 1.0 이하인 경우에는 도장 후 내식성이 우수하다(△ 내지 ◎◎◎)고 평가했다.

그리고, 표 10에서는 팽창 폭이 0.7 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎◎), 팽창 폭이 0.7 초과, 0.75 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎○), 팽창 폭이 0.75 초과, 0.8 이하를 도장 후 내식성이 (◎◎), 팽창 폭이 0.8 초과, 0.85 이하를 도장 후 내식성이 (◎○), 팽창 폭이 0.85 초과, 0.9 이하를 도장 후 내식성이 (◎), 팽창 폭이 0.9 초과, 0.95 이하를 도장 후 내식성이 (○), 팽창 폭이 0.95 초과, 1.0 이하를 도장 후 내식성이 (△), 팽창 폭이 1.0 초과, 1.5 이하를 도장 후 내식성이 (×)로 기재했다.

또한, 인산 아연 처리는 통상의 인산염 처리를 행할 때의 전처리(탈지, 수세, 표면 조정)를 실시 후에 행하고, 전착 도장은 니혼페인트 제조 SD5000을 사용하여, 45℃, 2분으로 행하였다. 또한, 도장의 부착량(도포막)은 인산 아연 처리의 처리 시간으로 제어했다.

또한, 부식 시험은 전착 도장을 실시한 시험편에, 35℃의 NaCl 수용액을 분무하여 60℃에서 건조한 후, 온도 50℃, 상대 습도 95％의 분위기 하에 방치하는 것을 1사이클(8 시간)로 하여 1일 3사이클을 합계 30일간 실시했다.

표9, 표10으로부터, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 실험 No.47 내지 60)(실시예)에 대해서는 980MPa 이상의 초고강도 강판이면서, 가공 후에 있어서도 우수한 내수소 취화 특성 및 도장 후 내식성을 겸비하고 있다. 또한, TRIP 강판으로서 구비해야 할 신장도 양호하기 때문에, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이라고 할 수 있다.

이에 대하여 본 발명의 규정을 만족하지 않는 실험 No.61 내지 67(비교예)은 이하의 문제점을 갖고 있다. 실험 No.61은 C양이 부족하여, 3％의 인장 가공 후에 잔류γ(잔류 오스테나이트)가 거의 존재하지 않기 때문에, 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 실험 No.62는 Mn양이 부족하기 때문에, 잔류γ이 거의 존재하지 않고, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않다. 그로 인해, 수소 취화 위험도 평가 지수가 높아, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 또한, 켄칭성 등이 열화되어, 충분한 강도, 신장을 얻을 수 없다. 또한, 도장 후 내식성이 저하하고 있다.

실험 No.63은 Si 양이 부족한 강종을 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 얻은 예이나, 잔류γ이 거의 존재하지 않고, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않다. 그로 인해, 충분한 신장, 내수소 취화 특성을 얻을 수 없다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 또한, 도장 후 내식성도 저하하고 있다. 실험 No.64는 C양이 과잉이며, 또한 Cr이 함유되어 있지 않기 때문에 잔류γ의 분산 형태를 만족하지 않아, 내수소 취화 특성이 떨어진다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 또한, 도장 내식성도 떨어진다. No.65는 Mn양이 과잉이나 소정의 잔류 오스테나이트는 얻어진다. 그러나 잔류 오스테나이트의 안정도가 낮기 때문에, 잔류 오스테나이트가 가공 후에 안정되어 잔존하지 않는다. 그로 인해, 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 또한, 충분한 신장이 얻어지지 않는다. 또한, 도장 후 내식성이 저하하고 있다.

실험 No.66은 Cr양이 과잉이며, 잔류γ의 분산 형태도 만족스럽지 않기 때문에, 조대 탄화물이 석출 가공성에 어려움이 있어, 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다. 실험 No.67은 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 만족하는 강종(b)을 사용하고 있으나, 추천되는 제조 조건이 아니었기(어닐링 시의 가열 유지 온도(T1)가 Ac₃점-50℃) 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 즉, 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 분산 형태를 만족하지 않고 괴상이 되며, 또한 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직이 되지 않았다. 그로 인해, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 수소 취화 위험도 평가 지수가 높아, 내수소 취화 특성이 얻어지지 않는다. 따라서, 가공성이 떨어지는 것이라고 할 수 있다.

다음에, 표 9에 기재하는 강종(e)의 강판과, 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 아래와 같이 내압괴성 시험 및 내충격 특성 시험을 행하여, 성형품으로서의 성능을 조사했다.

(내압괴성 시험)

우선, 표 9에 기재하는 강종(e)의 강판과 비교 강판을 이용하여 도5에 도시하는 바와 같은 부품(시험체, 햇채널 부품)(1)을 작성하여, 압괴성 시험을 행했다. 도5에 도시하는 부품(1)의 스폿 용접 위치(2)에 선단 직경 6㎜의 전극으로부터, 먼지 발생 전류보다도 0.5kA 낮은 전류를 흘려, 도5에 도시하는 바와 같이 35㎜ 피치로 스폿 용접을 행하였다. 다음에 도6에 도시한 바와 같이 부품(1)의 길이 방향 중앙부의 상부로부터 금형(3)을 압박하여 최대 하중을 구했다. 또한 하중-변위 선도의 면적으로부터 흡수 에너지를 구했다. 그 결과를 표 11에 기재한다.

표 11로부터, 본 발명의 강판(강종e)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 비교 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아져 있기 때문에, 우수한 내압괴성을 갖고 있다.

(내충격 특성 시험)

표 9에 기재하는 강종(e)의 강판과 비교 강판을 이용하여 도7에 도시하는 바와 같은 부품(시험체, 햇채널 부품)(4)을 작성하여, 내충격 특성 시험을 행했다. 도8은 상기 도7에 있어서의 부품(4)의 A-A 단면도를 도시하고 있다. 내충격 특성 시험은 상기 내압괴성 시험의 경우와 마찬가지로 부품(4)의 스폿 용접 위치(5)에 스폿 용접을 행한 후, 도9에 모식적으로 도시한 바와 같이 부품(4)을 토대(7)에 세트하여, 부품(4) 상으로부터 낙추(110kg)(6)를 높이 11m로부터 낙하시켜 부품(4)이 40㎜ 변형(높이 방향으로 수축)될 때까지의 흡수 에너지를 구했다. 그 결과를 표 12에 도시한다.

표 12로부터, 본 발명의 강판(강종e)을 이용하여 제작한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 가져, 우수한 내충격 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

본 발명을 특정한 형태를 참조하여 상세하게 설명했으나, 본 발명의 정신과 범위를 벗어나는 일 없이, 다양한 변경 및 수정이 가능한 것은 당업자에 있어서 분명하다.

또한, 본 출원은 2005년 12월 28일자로 출원된 일본 특허 출원(특원2005-379188), 2006년 11월 16일자로 출원된 일본 특허 출원(특원2006-310359) 및 2006년 11월 16일자로 출원된 일본 특허 출원(특원2006-310458)에 기초하고 있으며, 그 전체가 인용에 의해 원용된다.

또한, 여기에 인용되는 모든 참조는 전체적으로 받아들인다.

본 발명에 따르면 연성(신장)을 손상시키지 않고, 또한 Cr 첨가를 실시해도 입계 근방에 조대 탄화물 등을 생성시키는 일 없이, 내수소 취화 특성을 비약적으로 향상시킨 980MPa 이상의 초고강도 TRIP형 박강판이 제공된다. 또한, Cr 첨가를 실시해도 입계 근방에 조대 탄화물 등을 생성시키는 일이 없는 가공성 및 내수소 취화 특성을 비약적으로 향상시킨 980MPa 이상의 초고강도 TRIP형 박강판이 제공된다.

Claims

질량%로,

C : 0.10 내지 0.25%, Si : 1.0 내지 3.0%, Mn : 1.0 내지 3.5%, P : 0 초과 내지 0.15% 이하, S : 0 초과 내지 0.02% 이하, Al : 0 초과 내지 1.5% 이하, Cr : 0.003 내지 2.0%, Cu : 0.003 내지 0.5%, Ni : 0.003 내지 1.0%, Ti : 0.003 내지 1.0%, Nb : 0 초과 내지 0.1%이하, B : 0.0005 내지 0.01%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고,

상기 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트를 1% 이상 갖고,

상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에,

당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한

당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 전체 조직에 대한 면적율로 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계 80％ 이상이며, 페라이트 및 펄라이트가 합계 9％ 이하(0% 포함)인 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 V:0.003 내지 1.0%, Ca : 0.0005 내지 0.005%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
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제2항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 V:0.003 내지 1.0%, Ca : 0.0005 내지 0.005%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 Mo: 0 초과 내지 0.03% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제2항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 Mo: 0 초과 내지 0.03% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제3항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 Mo: 0 초과 내지 0.03% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제19항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 Mo: 0 초과 내지 0.03% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제1항 내지 제3항 또는 제19항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은, 질량%로, Mg : 0.0005 내지 0.01%, 및 REM : 0.0005 내지 0.1%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
질량%로,

C : 0.25 초과 내지 0.60%, Si : 1.0 내지 3.0%, Mn : 1.0 내지 3.5%, P : 0 초과 내지 0.15% 이하, S : 0 초과 내지 0.02% 이하, Al : 0 초과 내지 1.5% 이하, Cr : 0.003 내지 2.0%, Cu : 0.003 내지 0.5%, Ni : 0.003 내지 1.0%, Ti : 0.003 내지 1.0%, Nb : 0.005 내지 0.1%, B : 0.0002 내지 0.01%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판으로 이루어지고,

상기 강판에 있어서의 가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이,

이 금속 조직에 대한 면적률로 잔류 오스테나이트를 1% 이상 갖고，

상기 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 동시에,

당해 잔류 오스테나이트의 결정립의 평균 단축 길이가 1㎛ 이하이고, 또한 당해 잔류 오스테나이트의 결정립 사이의 최인접 거리가 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제25항에 있어서, 상기 강판에서의 가공율 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이 이 금속 조직에 대한 면적률로 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트가 합계 80％ 이상이며, 페라이트 및 펄라이트가 합계 9％이하(0% 포함)인 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
제25항 또는 제26항에 있어서, 상기 강판은 질량%로 Ca : 0.0005 내지 0.005% 및 Mg : 0.0005 내지 0.01%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 박강판.
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