KR101330903B1

KR101330903B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101330903B1
Application number: KR1020117012908A
Authority: KR
Inventors: 클라우스 브록마이어; 게오르그 프롬마이어; 마사시 이시이; 스벤 레온하르트; 요시타카 오키츠
Original assignee: 혼다 기켄 고교 가부시키가이샤; 프롬마이어 우르슬라; 클라우스 브록마이어
Priority date: 2008-11-05
Filing date: 2008-11-05
Publication date: 2013-11-18
Also published as: US9267193B2; WO2010052751A1; EP2350332B1; JP5286409B2; US20120070330A1; EP2350332A1; JP2012507620A; EP2350332A4; KR20120083847A

Abstract

본 발명의 고강도 강판은, 중량%로, 0.25% 이상 0.5% 이하의 C, 4% 이상 14% 이하의 Mn, 6.5% 이상 9.5% 이하의 Cr, 0.3% 이상 3% 이하의 Si를 함유한다. 고강도 강판은 다음의 식 (1) 및 (2)를 만족하고, 주로 오스테나이트로 이루어지고, 고강도 강판은, 항복 강도가 1000 MPa 이상이고, 전체 신장률이 20% 이상이다. 이하의 식의 각 원소 기호는 그 원소의 함유량(중량%)을 나타낸다.
12≤ 2.0Si + 5.5Al + Cr + 1.5Mo ≤ 25 (1)
13≤ 30C + 0.5Mn + 0.3Cu + Ni + 25N≤ 17 (2)

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND THE METHOD FOR PRODUCTION THEREFOR}

본 발명은, 항복점이 1000 MPa 이상이고 전체 신장률이 20% 이상이 되도록 고강도 및 높은 프레스 성형성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근에는, 자동차에 있어서의 충돌 안정성이 중요한 이슈가 되고 있으며, 자동차의 충돌로 인한 충격에 있어서의 탑승자의 생존 및 보호를 위한 탑승자의 공간을 확보할 수 있도록 자동차의 차체에 대한 기술이 개발되고 있다. 자동차의 실제 충돌에 있어서, 충돌은 전면, 측면 및 후면 등으로부터 발생할 수도 있다. 구체적으로, 탑승자의 안전의 관점에서는 측면으로부터의 충돌이 중요하다. 그 이유는, 차체의 구조 부품, 이 경우에는, 중앙 필러(pillar)가 차량 탑승자에게 근접하여 있기 때문이다.

따라서 중앙 필러와 같이, 측면 충돌이 발생할 때에 중요할 수 있는 차체의 구조 부품에는, 강도, 구체적으로 항복점을 높인 강판이 사용되고 있다. 재료의 항복점은, 측면 충돌 시에 변형될 수 있는 부품의 중요한 특징인데, 그 이유는, 충돌이 발생할 때에 부품이 변형되는 것을 가능한 한 억제해야 하기 때문이다.

일반적으로, 강판이 강화되면, 그 연성은 저하되며, 이에 의해 프레스 성형성이 저하된다. 따라서 부품의 단면 형상을 단순하게 해야 하고, 프레스 성형성이 매우 낮은 상기 강판 대신에, 비교적 낮은 강도의 강판을 사용해야 한다.

현재에는, 일본 철강 연맹 규격의 JFSA2001 "자동차용 냉간 압연 강판 및 스트립"에 기재된 다양한 강판이 자동차 차체용으로 널리 사용되고 있다. 구체적으로, 측면 충돌 시의 충격을 받아들일 수 있는 중앙 필러 등의 부품으로는, 590 MPa 또는 780 MPa의 인장 강도 등급을 갖는 강판이 널리 이용되고 있다. 따라서 보다 고강도의 강판을 사용할 수 있으면, 충돌 시에 발생할 수 있는 자동차 차체의 변형을 줄일 수 있다. 또한, 강판의 두께를 저감시킴으로써 강판의 중량을 줄일 수도 있다. 그러나 이 방법은 실행이 용이하지 않다. 전술한 바와 같이 780 MPa의 인장 강도 등급을 갖는 강판, 즉 JFSA2001의 JSC780Y에 규정된 판 두께 1 ㎜의 강판의 전체 신장률은 14% 내지 27%이고, 전체 신장률의 평균값은 대략 21%이다. 따라서 대략 20% 이상의 신장률을 갖지 않는 강판의 경우에는, 현재의 상황에서는 JSC780Y에 규정된 재료로 제조되는 부분을 대체할 수 없다.

JFSA2001에 규정된 강 중에서 가장 강도가 높은 강의 타입은, JSC1180Y에 규정된 강이다. JSC1180Y에 규정되고 판 두께가 1 ㎜인 강의 경우에, 항복점은 825 MPa 내지 1215 MPa 이지만, 전체 신장률은 단지 6% 내지 17%이다. 실제로, 본원의 발명자들은, JSC1180Y 등급의 강으로 제조되고 JIS Z 2201에 규정된 No.5 타입의 시편을 이용하여 인장 시험을 실행한 결과, 전체 신장률은 대략 8%였다. 이러한 수준의 전체 신장률을 갖는 강은, JSC780Y 등급의 강에 대한 대체 강판으로서 사용될 수 없다.

자동차용 강판에 대한 본 기술에 있어서, 고강도 및 고연성을 양립시킨 강은 제조하기가 쉽지 않은데, 그 이유는, 강의 강도를 향상시키기 위하여 소입에 의해 금속 조직을 강화하고 있기 때문이다. 강이 페라이트 조직을 가질 때에는, 항복점을 1000 MPa 이상으로 높이는 것이 곤란하기 때문에, 주로 마르텐사이트로 구성되는 구조를 갖도록 하기 위하여 강판에 대하여 소입 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우에는, 마르텐사이트가 고강도를 갖는 반면에 연성은 낮기 때문에, 강판의 신장률이 열화된다.

고강도와 고성형성을 양립시킨 강판을 필요로 하고 있지만, 전술한 바와 같이 주로 페라이트로 구성되는 한은 이러한 강을 형성할 수 없다. 오스테나이트로 이루어지는 통상의 오스테나이트 스테인리스강은 비교적 강도가 높고, 페라이트로 이루어진 강에 비하여 우수한 신장률을 갖는다. 이 경우에, 오스테나이트 스테인리스강은 다량의 Ni 및 Cr을 필요로 하므로, 합금 비용이 증가한다. 최근에는, 강에 고강도 및 고연성 모두를 부여하기 위한 기술이 검토 대상이 되고 있다. 이러한 기술에 있어서는, 합금 비용을 줄이기 위하여, 그 대신에 Ni를 저감하고 다량의 Mn을 첨가함으로써 오스테나이트 강을 형성하고 있다.

예컨대, 특허문헌 1은, 쌍정 유기 소성(TWIP; twining-induced plasticity) 및 변태 유기 소성(TRIP; transformation-induced plasticity)의 특징을 갖는 강판을 개시하고 있으며, 이 강판은, Mn을 대략 25 중량%, Si 및 Al을 합계로 12 중량% 이하로 함유하는 오스테나이트 강으로 제조된다. 이 강판은 400 MPa 이상의 항복점과, 1100 MPa의 인장 강도와, 70%의 균일한 신장률 및 90%의 최대 신장률을 갖는다. 특허문헌 2는, 0.5 중량% 내지 2 중량%의 C, 18 중량% 내지 35 중량%의 Mn, 합계로 12 중량%를 넘는 Al 및 Si를 함유하는 듀플렉스 강 또는 트리플렉스 강을 개시하고 있다. 특허문헌 3은, 7% 내지 30%의 Mn, 합계로 3.5% 내지 12%의 Al 및 Si를 함유하는 강을 이용하여, 상온에서 2% 내지 25%의 성형을 실시함으로써 강의 항복 강도를 개선하는 강의 제조 방법을 개시하고 있다.

특허문헌 1 : 일본 특허 공표(PCT 출원의 번역문) 제2002-507251호(WO99/001585) 특허문헌 2 : 일본 특허 공표(PCT 출원의 번역문) 제2005-504175호(WO03/029504) 특허문헌 3 : 일본 특허 공표 제2006-509912호(PCT 출원의 번역문)

상기 종래의 기술에 기재된 강판의 각각의 소재는, 다량의 Mn을 첨가함으로써 생성되는 오스테나이트를 구비하므로, 연성이 향상된다. 그러나 상기 기술들은 이하의 문제를 갖는다.

특허문헌 1에 개시된 강판은 높은 신장률을 갖고, 400 MPa 이상의 항복점을 갖는다. 전술한 바와 같은 중앙 필러와 같이 측면 충돌의 충격을 받아들이기 위한 부품은 항복점이 높아야 하지만, 특허문헌 1에 개시된 강판의 항복점은 불충분하다. 특허문헌 1에 개시된 강판은 1100 MPa의 인장 강도를 갖지만, 자동차 차체에 탑승자용 공간을 확보하기 위해서는 훨씬 높은 인장 강도가 요구되기 때문에, 그러한 수준의 인장 강도로는 충분하지 않다.

특허문헌 2에 있어서는, 강이 오스테나이트 단상(單相)의 금속 조직을 갖지 않고, 페라이트와 오스테나이트의 혼합 조직, 페라이트, 오스테나이트 및 마르텐사이트의 혼합 조직을 갖는다. 얻을 수 있는 강판의 특징은, 유동 응력이 400 MPa을 넘고, 강의 냉간 스트립의 강도가 900 MPa이고, 최대 신장률이 70%로 되어 있다. 특허문헌 1의 경우와 마찬가지로, 강판의 강도는 요구 강도에 비하여 불충분하다.

특허문헌 3에 개시된 기술은, 다량의 Mn을 함유하는 오스테나이트 강판을 상온에서 성형함으로써 항복 강도 및 인장 강도를 개선하는 제조 방법을 제공하고 있다. 실시예로서, 특허문헌 3의 표 1은, 25.9%의 Mn을 함유하는 강을 여러 압연률로 냉간 압연했을 때의 재료 특징을 나타내고 있다. 압연율이 50%일 때에, 0.2% 유동 응력은 1051 MPa까지 상승하지만, 신장률은 대략 5% 정도까지 대폭 감소하므로, 이 강은 프레스 성형에 적합하지 않다. 특허문헌 3에 있어서는, 20% 이상의 신장률을 확보하기 위하여 압연율을 줄여야 하며, 이로써 0.2% 유동 응력은 1000 MPa 미만으로 된다.

전술한 바와 같이, 오스테나이트 강판을 이용하더라도, 항복점이 1000 MPa 이상이고 전체 신장률이 20% 이상인 강판을 얻을 수는 없다. 본 발명은 이상의 상황을 고려하여 개발된 것으로, 본 발명의 목적은 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다. 성분 및 제조 조건을 적절하게 조정함으로써, 고강도 강판은, 프레스 성형을 실행하기에 충분한 신장률과, 충돌 성능을 확보하기 위한 높은 항복점 및 높은 인장 강도를 갖는다.

본원의 발명자들은, 신장률이 확보되고 항복점을 개선한 고강도 강판에 대하여 연구를 실행하였다. 그 결과, 금속 조직은 오스테나이트이지만, Ni 등량 및 Cr 등량으로 규정되는 합금 성분의 범위를 적절하게 조정함으로써 변형 유도 마르텐사이트 변태의 발생이 제어된다. 즉, 변형 유도 마르텐사이트 변태가 일어나지 않는 온도 범위에서 정해진 범위의 압연율로 압연을 실행함으로써, 항복점을 높이면서 오스테나이트가 유지된다. 따라서 실온에서 프레스 성형을 실행할 때에는, 변형 유도 마르텐사이트 변태가 심해지고, 이로써 강이 냉간 가공에 의해 현저하게 경화된다. 프레스 성형 중에 변형 유도 마르텐사이트 변태가 발생하면, TRIP(변태 유기 소성)에 의해 큰 가공 경화가 생기게 된다. 본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 냉간 압연 등의 예비 가공에 의해 항복 강도가 높아지며, 프레스 성형 시의 심각한 가공 경화에 의해 인장 강도가 더욱 상승하는데, 이것이 특허문헌 3에 개시된 기술과의 차이점이다. 따라서 국부적인 소성 네킹이 잘 발생하지 않으므로, 강에 고강도 및 높은 프레스 성형성이 양립된다. 인장 시험에서도 동일한 현상에 의해 강에 고강도 및 고연성이 모두 부여된다. 본원의 발명자들이 실시한 상기 검토에 따르면, 높은 항복점, 높은 인장 강도 및 높은 연성을 갖는 고강도 강판을 얻을 수 있는 것으로 판명되었다.

본 발명의 고강도 강판은 이러한 지식을 기초로 하여 이루어진 것이다. 본 발명은, 중량%로, 0.25% 이상 0.5% 이하의 C, 4% 이상 14% 이하의 Mn, 6.5% 이상 9.5% 이하의 Cr, 0.3% 이상 3% 이하의 Si를 함유하는 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 고강도 강판은, 하기의 식 (1) 및 (2)를 만족시키고, 오스테나이트로 이루어져 있으며, 항복 강도가 1000 MPa 이상, 전체 신장률이 20% 이상인 것을 특징으로 한다.

12≤ 2.0Si + 5.5Al + Cr + 1.5Mo ≤ 25 (1)

13≤ 30C + 0.5Mn + 0.3Cu + Ni + 25N≤ 17 (2)

[상기 식의 각각의 원소 기호는, 그 원소의 함유량(중량%)을 나타냄]

상기 고강도 강판은, 0.005% 이상 0.05% 이하의 N과 0.05% 이상 4% 이하의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 고강도 강판은, 0.1% 이상 4% 이하의 Ni와, 0.05% 이상 3% 이하의 Mo를 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 고강도 강판은, 0.1% 이상 2% 이하의 Cu를 함유하는 것이 바람직하다.

본원의 발명자들은, 상기한 합금 성분을 갖는 강철에, 높은 항복점, 높은 인장 강도 및 높은 신장률을 부여하기 위하여 제조 조건에 대해서 철저하게 연구하였다. 그 결과, 본원의 발명자들은, 강판을 열간 압연하고, 열연 강판을 온간 영역까지 가열하고, 이 강판을 정해진 압연율의 범위에서 압연함으로써, 신장률을 크게 저하시키지 않으면서 항복점을 대폭 상승시킬 수 있다는 것을 알았다.

즉, 본 발명의 적합한 고강도 강판에서는, 금속 조직에서 있어서 마르텐사이트의 합계 함유율이 10% 이하이고, 압연 방향에 평행한 단면에서 측정된 결정 입경의 종횡비가 2 이상이다. 또한, 보다 바람직한 고강도 강판에 있어서는, 강이 인장 변형된 때에 인장 변형 1%에 대하여 마르텐사이트의 합계 함유율이 증가하고, 그 증가 비율이 0.6% 이상이다.

본 발명은, 상기와 같은 고강도 강판을 제조하는 제조 방법으로서, 정해진 성분을 함유하는 슬래브(slab)를 열간 압연한 후에, 합계 압연율 R(%) 및 압연 온도 T(℃)가 하기 식 (3) 및 (4)를 만족하도록 압연하는 것을 특징으로 한다.

20%≤R≤70% (3)

60℃≤T≤500℃ (4)

본 발명에 따르면, 다량의 Mn을 함유하는 종래의 오스테나이트 강판에서는 부여할 수 없었던 강도 및 연성의 양호한 밸런스를 갖는 강판을 얻을 수 있다. 강판은, 항복점이 1000 MPa 이상이고, 인장 강도가 1200 MPa 이상이며, 전체 신장률이 20% 이상이다.

도 1은 Cr 등량 및 Ni 등량과, 금속 조직의 관계를 도시하는 섀플러(schaeffler) 다이어그램이다.
도 2는 압연율과 인장 시험에서 측정된 전체 신장률의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 3은 압연율과 인장 시험에서 측정된 항복점의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 4는 항복점과 전체 신장률의 관계를 도시하는 그래프이다.
도 5는 본 발명의 실시예의 강판에 있어서의, 압연 방향에 평행한 종단면에서의 광학 현미경 사진이다.

본 발명의 합금 성분에 관해서 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직은, 실질적으로 오스테나이트 단상으로 이루어져 있지만, 소재의 변형에 의해서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기 쉽다. 따라서 높은 가공 경화를 겪기 때문에, 인장 강도가 높다. 오스테나이트가 불안정하면, 오스테나이트는 제조 공정 중에 마르텐사이트 조직, 또는 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직으로 쉽게 변태되어, 요구되는 오스테나이트 조직을 얻을 수 없다. 이와 달리, 오스테나이트가 너무 안정적이면, 프레스 성형 시에 TRIP(변태 유기 소성)에 의한 큰 가공 경화가 적용되지 않으므로, 강에 고강도를 부여할 수 없다. 따라서 오스테나이트의 안정도를 적절한 범위로 조정하고, 요구되는 오스테나이트 조직을 얻기 위해서, 합금 성분을 적정한 범위로 조정해야 한다.

본 발명에 있어서, 다음과 같이 표시되는 Cr 등량 및 Ni 등량을 적절한 범위로 조정함으로써, 적절한 안정도의 오스테나이트 조직을 얻을 수 있다.

Cr 등량: 2.0Si + 5.5Al + Cr + 1.5Mo

Ni 등량: 30C + 0.5Mn + 0.3Cu + Ni + 25N

구체적으로는, 다음의 식 (1) 및 (2)를 만족하도록 합금 성분을 조정함으로써, 안정도가 적절한 범위로 조정된 오스테나이트 조직을 갖는 강판을 얻을 수 있다.

12≤ 2.0Si + 5.5Al + Cr + 1.5Mo≤ 25 (1)

13≤ 30C + 0.5Mn + 0.3Cu + Ni + 25N≤ 17 (2)

[상기 식의 각 원소 기호는, 그 원소의 함유량(중량%)을 나타냄]

도 1은, Cr 등량 및 Ni 등량과 금속 조직의 관계를 나타낸 상(相) 다이어그램인 섀플러 다이어그램이다. 본 발명은 도면에서 사각형 영역으로 도시되어 있다. 도 1에 따르면, 본 발명의 금속 조직은, 오스테나이트의 단상 영역 및 오스테나이트와 마르텐사이트의 영역을 포함하는 범위에 의해 규정된다. 도 1에 도시된 바와 같이, 식 (1)의 값이 12를 하회하면, 변형성이 낮은 마르텐사이트가 증가하기 때문에, 신장률이 저하된다. 식 (1)의 값이 25를 상회하면, 요구되는 오스테나이트 조직을 얻을 수는 하지만, 오스테나이트가 너무 안정적이기 때문에, 높은 가공 경화를 적용할 수 없어, 고강도 강을 얻을 수 없다. 마찬가지로, 식 (2)의 값이 13을 하회하면, 마르텐사이트의 비율이 증가하기 때문에 신장률이 저하된다. 식 (2)의 값이 17을 상회하면, 오스테나이트가 너무 안정적이기 때문에, 높은 가공 경화를 적용할 수 없어, 고강도 강을 얻을 수 없다.

또한, 합금 성분을 사각형 영역으로 조정하는 것은, 적층 결함 에너지를 조정하기 위한 것이다. 본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 실온에서의 변형 중에, 오스테나이트의 변형 유도 마르텐사이트 변태가 발생하기 쉽게 함으로써, 큰 가공 경화가 적용된다. 이에 따라, 본 발명은, 높은 항복점과 높은 신장률을 양립시킨 강을 제공한다. 예를 들면, 특허문헌 1에 개시된 강판은, TWIP(쌍정 유기 소성) 및 TRIP(변태 유기 소성)의 특성을 갖추고 있다. 이 경우에, TWIP(쌍정 유기 소성)이 발생하면, 연성은 높지만, 큰 가공 경화를 적용할 수는 없다. 그 이유는, 쌍정이 면심입방격자(fcc)의 적층 결함의 일종으로, 일반적인 미끄럼 변형(slip deformation)에서와 같이, 도입된 전위가 상호 작용하지 않기 때문에, 가공 경화성에는 영향을 끼치지 않기 때문이다.

본 발명의 고강도 강판에서는, Cr 등량과 Ni 등량의 밸런스를 규정함으로써, 오스테나이트 조직을 형성하는 중에, TWIP(쌍정 유기 소성)의 효과는 가능한 한 억제하고, TRIP(변태유기소성)의 효과는 높이고 있다. 이에 따라, 높은 가공 경화가 적용되어, 재료 강도가 높아지며, 신장률도 충분히 확보할 수 있다.

적층 결함 에너지는 위와 같은 강의 변형성에 영향을 끼치는 중요 인자이다. 일본 금속 학회에서 편찬한 금속 편람의 535페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 오스테나이트의 적층 결함 에너지가 낮을수록, 엡실론(ε) 마르텐사이트가 더 생성되기 쉽다. ε 마르텐사이트는 밀집된 육방격자(hcp)의 구조이며, 쌍정의 경우와 같이 면심입방격자의 적층 결함의 일종이므로, 강에 높은 가공 경화를 적용할 수 없다. 즉, 적층 결함 에너지가 낮기 때문에, 적층 결함을 형성하는데 에너지가 크게 요구되지 않을 수 있다. 낮은 에너지에 따라, ε 마르텐사이트 및 쌍정이 생성되기 쉽다. 또한 특허문헌 1에 개시된 TWIP(쌍정 유기 소성) 및 TRIP(변태 유기 소성)의 특성을 갖춘 강판에 있어서는, 적층 결함 에너지가 대략 24 mJ/㎡ 또는 그보다 약간 작다.

이에 대하여, 본 발명의 고강도 강판에서는, 적층 결함 에너지를 더욱 줄일 수 있는 원소인 Mn의 함유량을 특허문헌 1에 개시된 강판의 경우보다도 적게 하고 있기 때문에, 적층 결함 에너지가 대략 35 mJ/㎡보다 높게 된다. 이 때문에, 쌍정 변형과 ε 마르텐사이트로의 변태가 억제되고, 알파'(α') 마르텐사이트로의 변태가 현저하게 된다. α' 마르텐사이트는, 페라이트 강의 소입 조직과 같은 조직을 갖고, 오스테나이트의 결정 조직과는 전혀 상이한 체심정방격자(bct)를 갖는다. α' 마르텐사이트는, 변태에 따라 체적이 팽창될 수 있는 특성을 가지며, 경도가 매우 높다.

상기 식 (1) 및 (2)에 더하여, 각 합금 원소마다 적합한 상한치 및 하한치가 존재한다. 그 한정 이유에 대해서는, 이하에서 상세하게 설명한다. 이하의 설명에 있어서 「%」는「중량%」를 의미하는 것으로 한다.

C:0.2%∼0.5%

C는, 오스테나이트 형성 원소이며, 염가이므로, 필요한 만큼 첨가할 수 있다. C의 첨가량이 0.25% 미만인 경우에는, 오스테나이트의 안정도가 불충분하다. 이와 달리, C의 첨가량이 0.5%를 넘으면, 오스테나이트가 안정화되지만, 변형 유도 마르텐사이트 변태가 불충분하기 때문에, 충분한 가공 경화를 얻을 수 없다. 따라서 C의 첨가량은 0.25% 이상 0.5% 이하인 것이 바람직하다.

Cr:6.5%∼9.5%

Cr은, 상기 Cr 등량을 조정하여 금속 조직을 최적화하는데 필요하다. Cr의 첨가량이 6.5% 미만인 경우에는, 준안정 오스테나이트가 생성되지 않는다. 이와 달리, Cr의 첨가량이 9.5%를 넘으면, 페라이트가 안정화된다. 따라서 Cr의 첨가량은, 6.5% 이상 9.5% 이하가 바람직하다.

N:0.005%∼0.05%

N은, C와 동일한 효과를 갖는, 준안정 오스테나이트를 형성할 수 있는 원소이므로, 필요에 따라서 첨가한다. N의 첨가량이 0.005% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, N의 첨가량이 0.05%를 넘으면, 합금 조성에 따라서 질화물이 석출되므로, 상기 효과를 더 양호하게 할 수 없고, 강이 연성이 저하된다. 따라서 N의 첨가량은, 0.005% 이상 0.05% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

Mn:4%∼14%

Mn은, 오스테나이트 안정화 원소이므로, 필요한 양의 준안정 오스테나이트를 생성하기 위해서 첨가된다. Mn의 첨가량이 4% 미만인 경우에는, Mn의 첨가량이 통상의 강에 첨가되는 것과 크게 차이나지 않기 때문에, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Mn의 첨가량이 14%를 넘으면, 오스테나이트가 안정화하여, 변형 유도 변태(TRIP)의 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서 Mn의 첨가량은 4% 이상 14% 이하인 것이 바람직하다.

Ni:0.1%∼4%

Ni는, Mn과 동일한 효과를 갖는, 준안정 오스테나이트를 생성시키는 원소이지만, 고가이기 때문에, 통상적으로는 첨가하지 않는다. 그러나 Ni가 Mn보다도 강의 연성을 향상시키는 효과가 높기 때문에, 강에 대하여 높은 연성이 필요할 경우에는, Mn을 대체하여 첨가할 수 있다. Ni의 첨가량이 0.1% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Ni의 첨가량이 4%를 넘으면, Ni의 첨가량이 오스테나이트 스테인리스강에 첨가되는 양과 크게 차이나지 않게 되어, 강의 비용을 대폭 상승시킨다. 따라서 Ni의 첨가량은 0.1% 이상 4% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

Si:0.3%∼3%

Si는, 그 첨가량을 조정하는 것에 의해 상기 Cr 등량을 조정할 수 있으며, 고체 용융 강화의 효과를 갖는다. Si가 Mo와 공존하는 때에 강이 강화되고 석출물(Mo₃Si 또는 MoSi₂)로 변태되기 때문에, Si는 필요로 하는 강도에 따라 첨가된다. Si의 첨가량이 통상의 강에 함유되는 레벨과 같은 수준인 0.3% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Si의 첨가량이 3%를 넘으면, 용접성을 저하시킨다. 따라서 Si의 첨가량은, 0.3% 이상 3% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

Al:0.05%∼4%

Al은, 준안정 오스테나이트를 형성하기 위한 원소이며, Cr을 대신하여 첨가될 수 있다. Al의 첨가량이 통상의 킬드강(killed steel)에 함유되는 레벨인 0.05% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Al의 첨가량이 4%를 넘으면, 오스테나이트가 불안정하게 될 수 있어, 페라이트가 형성된다. 따라서 Al의 첨가량은, 0.05% 이상 4% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

Mo:0.05%∼3%

Mo는, 강에 함유되는 Si와 결합되어 Mo₃Si 및 MoSi₂등의 석출물로 변태되어, 강의 강도를 상승시킨다. 따라서 Mo는 필요에 따라서 강에 첨가된다. Mo의 첨가량이 통상의 강에 함유되는 레벨인 0.05% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Mo의 첨가량이 3%를 넘으면, 강의 제조비용을 대폭 상승시킨다. 따라서 Mo의 첨가량은, 0.05% 이상 3% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

Cu:0.1%∼2%

Cu는, 오스테나이트 안정화 원소이며, Ni 등량을 조정하도록 필요에 따라서 첨가한다. Cu의 첨가량이 통상의 강철에 함유되는 레벨인 0.1% 미만인 경우에는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 이와 달리, Cu의 첨가량이 2%를 넘으면, 오스테나이트가 너무 안정화되어, 강의 제조비용을 대폭 상승시킨다. 따라서 Cu의 첨가량은 0.1% 이상 2% 이하로 설정되는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 금속 조직에 관해서 설명한다. 전술한 바와 같이 합금 성분을 조정함으로써, 고강도 강판에 상당한 오스테나이트를 형성할 수 있으며, 변형 시에 변형 유도 마르텐사이트 변태가 생기기 때문에, 고강도 강판에 높은 신장률을 부여할 수 있다.

또한, 소재를 압연하여 가공 변형을 부여함으로써 고강도 강판에 고항복점을 제공할 수 있다. 일반적으로, 강의 항복점을 효율적으로 높이기 위해서, 소재를 압연 등의 방법에 의해 가공할 수도 있다. 이 경우에, 본 발명의 고강도 강판과 같이, 오스테나이트의 변형 유도 마르텐사이트 변태가 생기기 쉬운 강판을 실온에서 가공하면, 연성이 크게 열화된다. 예를 들면, 특허문헌 3에 기재된 바와 같이, 다량의 Mn을 함유하는 오스테나이트 강의 항복점을 높이기 위하여 냉간 가공을 실행한 경우에, 가공율이 30%를 넘으면 연성이 급격하게 열화된다. 이 때문에, 가공율에는 상한이 있으므로, 그만큼 높은 항복점을 얻을 수 없다.

그 이유는, 냉간 압연에 의해서 변형이 부여되면, 오스테나이트가 마르텐사이트로 용이하게 변태되기 때문이다. 따라서 냉간 압연 후의 강판에는 충분한 양의 오스테나이트가 남지 않게 되어, TRIP(변태 유기 소성)에 의한 높은 가공 경화를 적용할 수 없게 된다.

따라서 본 발명에 있어서는, 소재에 변형을 부여할 때, 마르텐사이트 변태 및 재결정이 생기지 않는 온도 범위에서 압연을 행하고 있다. 그 결과, 변형을 부여함으로써 소재의 항복점을 높일 수 있는 반면, 대부분의 오스테나이트가 조직에 남게 된다.

상기와 같은 압연은, 결정 입경의 종횡비 및 마르텐사이트의 함유량에 의해 제어될 수 있다. 즉, 본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 금속 조직에 있어서의 결정 입경의 종횡비가 2이상으로 설정되며, 마르텐사이트의 함유량이 10% 이하로 설정된다.

이제, 종횡비를 측정하는 방법에 관해서 상세하게 설명한다. 압연 방향에 평행한 단면을 관찰하기 위하여 강판을 절단하고 수지를 채우며, 질산 에탄올(nitric ethanol), 피크르산, 및 마블의 시약(Marble's reagent) 등의 부식액에 의해 강판의 금속 조직을 노출시킨다. 그 후, 금속 조직을 광학현미경 또는 SEM으로 관찰하여, 배율 약 200배∼2000배의 조직 사진을 얻는다. 사진에 있어서, 압연 방향에 수직한 임의의 위치에서 그려진 직선에 의해서 결정립을 절단하여, 결정립의 섹션의 길이의 평균값(dT)을 얻는다. 마찬가지로, 압연 방향에 평행한 임의의 위치에서 그려진 직선에 의해 결정립을 절단하여, 결정립의 섹션의 길이의 평균값(dL)을 얻는다. 그 후, dL/dT를 종횡비로 정의한다. 종횡비가 크다는 것은, 압연 중에 재결정에 의한 조직 변화가 발생하지 않고 결정립이 신장되어 있다는 것을 나타내는데, 즉 압연에 의해 가공 변형이 부여되어 있는 것을 나타내고 있다.

상기한 압연 후에는, 대부분의 오스테나이트가 변태되지 않고 남은 상태로 있거나, 또는 본 발명의 높은 가공 경화 효과를 얻을 수 없다. 구체적으로는, 압연 후의 마르텐사이트의 함유율이 12% 이하인 조건에서 강판을 변형시키면, 높은 가공 경화를 얻을 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 강판에 있어서 중요 인자인, 고강도 강판의 변형 시의 가공 경화를 제어하기 위해서, 고강도 강판의 마르텐사이트 함유율의 증가 비율을 제어할 수 있다. 구체적으로는, 고강도 강판을 인장 변형시켰을 때, 변형 1%에 대하여 마르텐사이트 함유율의 증가 비율을, 0.6% 이상으로 설정한다.

마르텐사이트 함유율은, 예를 들면 강판의 투자율을 측정하여 마르텐사이트의 함유율을 추정하는 방법을 이용하여 측정할 수 있다. 이 방법은 일반적으로 알려져 있으며, 본 발명의 바람직한 실시예에서도, 독일 Helmut Fisher Gmbh +CO에서 제조한 페라이트 스코프(TM)를 이용하여 마르텐사이트의 양을 측정하였다. 이 방법에서는, 마르텐사이트와 페라이트의 합계 함유량를 정확하게 얻을 수 있다. 그러나 본 발명의 강판이 오스테나이트와, 오스테나이트의 변태에 의해 생성된 마르텐사이트로 이루어져 있기 때문에, 측정 결과를 마르텐사이트의 함유량으로 고려할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 강판을 제조하기 위한 조건에 관해서 상세하게 설명한다. 본 발명에서는, 전술한 바와 같이 합금 성분을 조정함으로써 Cr 등량, Ni 등량 및 적층 결함 에너지를 적정한 범위로 조정하고 있다. 이에 따라, 변형 유도 α' 마르텐사이트 변태가 쉽게 발생하여, 높은 가공 경화가 적용된다. 한편, 열간 압연된 강판으로 제품을 제조한 경우와, 열간 압연 후에 냉간 압연 및 어닐링을 실시한 강판으로 제품을 제조한 경우에는, 항복점이 낮아 요구에는 불충분하다. 이 때문에, 본 발명에서는, 높은 항복점을 얻기 위하여 압연에 의해 강에 변형을 부여하고 있다. 이 경우에는, 전술한 바와 같이, 본 발명의 고강도 강판을 변형 유도 마르텐사이트 변태가 일어나지 않는 온도 범위에서 압연한 후에, 제품으로 형성하고 있다.

본원의 발명자들은, 변형 유도 마르텐사이트 변태를 생기지 않게 하면서 항복점을 효과적으로 상승시키는 온간 압연의 조건에 관해서 상세히 검토하였다. 그 결과, 본원의 발명자들은, 온간 압연에 있어서 압연율을 20%∼70%의 범위로 설정하고, 압연 온도를 60℃∼500℃의 범위로 설정하는 것이 바람직하다는 것을 알았다. 압연율이 낮으면, 항복점이 충분하게 상승하지 않는다. 이와 달리, 압연율이 너무 높으면, 마르텐사이트 변태는 생기지 않지만, 오스테나이트의 변형 수준이 한계에 근접하기 때문에, 신장률이 현저하게 열화된다. 또한 압연 온도가 너무 낮으면, 변형 유도 마르텐사이트 변태가 발생하기 쉬워져, 항복점의 상승은 얻어지는 반면에, 제품의 연성이 열화될 수 있다. 그리고 압연 온도가 너무 높으면, 온간 압연 시에 변형이 크게 회복되어, 항복점을 쉽게 상승시킬 수 없다.

실시예

다음으로, 본 발명의 구체적인 실시예를 설명한다. 표 1에 나타내는 합금 성분으로 구성되는 강을 진공 용해에 의해 잉곳 제조하여, 열간 압연을 행한다. 그 후, 표 2에 나타내는 조건하에서 압연을 행하여, 실시예 1∼11 및 비교예 1∼10의 강판을 제작했다. 제작한 강판으로부터, JIS Z2201(일본 산업 표준 Z2201)에 규정된 No.5의 형상을 갖는 인장 시험용 시편을, 압연 방향과 인장 방향이 평행하게 되도록 하여 형성하였다. 인스트론 타입의 인장 시험기를 이용하여 인장 시험을 실행하였다. 이 경우에, 표 1의 본 발명의 슬래브 1∼4의 합금 조성은 식 (1) 및 (2)를 만족시키고, 표 1의 비교 슬라브 1∼6의 합금 조성은 식 (1) 및 (2) 중 어느 하나 또는 양쪽 모두를 만족시키고 있지 않다. 표 2에 있어서, 실시예 1∼11의 시편은 식 (1)∼(4)를 모두 만족시키고, 비교예 1∼10의 각 시편은, 식 (1)∼(4) 중 일부를 만족시키고 있지 않다.

표 2에, 제조한 열간 압연 소재의 기계적 성질을 병기한다. 본 발명의 실시예에 있어서의 각각의 강은, 1000 MPa 이상의 항복점과 20% 이상의 전체 신장률을 갖는다. 이에 대하여, 비교예의 강은 어떤 것도, 1000 MPa 이상의 항복점과 20% 이상의 전체 신장률 모두를 갖지 않는다.

도 2는, 압연율과 인장 시험에서 측정된 전체 신장률의 관계를 도시하는 그래프이다. 도 2에 도시한 바와 같이, 압연율을 20% 이상으로 하면, 강에 20% 이상의 전체 신장률을 부여할 수 있다. 도 3은 압연율과 인장 시험에서 측정된 항복점의 관계를 도시하는 그래프이다. 도 3에 도시한 바와 같이, 압연율을 20% 이상으로 하면, 강에 1000 MPa 이상의 항복점을 부여할 수 있다. 도 4는, 도 2 및 도 3의 결과를 배열함으로써 얻어지는, 전체 신장률과 항복점의 관계를 도시한다. 도 4에 도시한 바와 같이, 본 발명의 강판은, 항복점이 1000 MPa 이상이고, 전체 신장률이 20% 이상이다. 본 발명에 따르면, 강도와 연성의 밸런스가 우수한 고강도 강판을 제조할 수 있다.

표 3에는 실시예 및 비교예에 있어서의 강의 공존 상(相)을 도시한다. 1000 MPa 이상의 항복점과 20% 이상의 전체 신장률을 갖는 본 발명의 실시예의 모든 강에 있어서는, 압연 방향에 평행한 단면에서 측정한 결정 입경의 종횡비가 2 이상이다. 또한, 인장 변형 1%에 대하여 마르텐사이트의 합계 함유율의 증가 비율이 0.6% 이상이다. 이와 달리, 비교예의 각 강에 있어서는, 종횡비와 마르텐사이트의 합계 함유율의 증가 비율 중 어느 하나 또는 양방이 상기 수준에 도달하지 못한다. 도 5는, 실시예 9의 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의 광학 현미경 사진이고, 강은 종횡비가 2.7인 결정립을 포함하고 있다.

본 발명의 고강도 강판은, 항복점이 1000 MPa 이상이고 전체 신장률이 20% 이상이며, 고강도 및 높은 프레스 성형성을 갖는다. 따라서 본 발명의 고강도 강판은 특히, 충격에 대한 안전 성능에 크게 영향을 끼치는 자동차의 구조 부품 등의 분야에 적용될 수 있다.

Claims

중량%로, 0.25% 이상 0.5% 이하의 C, 4% 이상 14% 이하의 Mn, 6.5% 이상 9.5% 이하의 Cr, 0.3% 이상 3% 이하의 Si, 0.005% 이상 0.05% 이하의 N을 함유하고, 0.05% 이상 4% 이하의 Al, 0.1% 이상 4% 이하의 Ni, 0.05% 이상 3% 이하의 Mo, 0.1% 이상 2% 이하의 Cu 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 고강도 강판으로서,
이 고강도 강판은, 하기의 식 (1) 및 (2)[여기서, 원소 기호는, 그 원소의 함유량(중량%)을 나타내고, 이들 식은 크롬 등량 또는 니켈 등량을 나타냄]를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 구성되는 화학 성분 조성을 갖고, 강이 오스테나이트로 이루어져 있으며,
항복 강도가 1000 MPa 이상, 전체 신장률이 20% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
(수학식 1)
12 ≤ 2.0Si + 5.5Al + Cr + 1.5Mo ≤ 25 (1)
13 ≤ 30C + 0.5Mn + 0.3Cu + Ni + 25N ≤ 17 (2)
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제1항에 있어서, 상기 강판은, 합계 함유율로 10% 이하의 마르텐사이트를 포함하고, 압연 방향에 평행한 단면에서 측정한 결정 입경의 종횡비가 2 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제1항에 있어서, 고강도 강판이 인장 변형된 때에, 인장 변형 1%에 대하여 마르텐사이트의 합계 함유율의 증가 비율이 0.6% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제1항, 제3항 또는 제4항 중 어느 하나의 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 제조 방법으로서,
정해진 성분을 함유하는 슬래브(slab)를 열간 압연하는 단계와,
상기 슬래브를, 합계 압연율 R(%) 및 압연 온도 T(℃)가 하기 식 (3) 및 (4)를 만족하도록 압연하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
(수학식 2)
20%≤R≤70% (3)
60℃≤T≤500℃ (4)
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삭제
제3항에 있어서, 고강도 강판이 인장 변형된 때에, 인장 변형 1%에 대하여 마르텐사이트의 합계 함유율의 증가 비율이 0.6% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제8항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 제조 방법으로서,
정해진 성분을 함유하는 슬래브(slab)를 열간 압연하는 단계와,
상기 슬래브를, 합계 압연율 R(%) 및 압연 온도 T(℃)가 하기 식 (3) 및 (4)를 만족하도록 압연하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
(수학식 2)
20%≤R≤70% (3)
60℃≤T≤500℃ (4)