KR101532491B1

KR101532491B1 - 성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품

Info

Publication number: KR101532491B1
Application number: KR1020137012648A
Authority: KR
Inventors: 도시오 무라카미; 에라이쟈 가키우치; 히데오 하타; 다츠야 아사이; 나오키 미즈타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2010-11-18
Filing date: 2011-11-16
Publication date: 2015-06-29
Also published as: KR20130101546A; CN103210109B; EP2641990A1; US20130259734A1; EP2641990B1; JP5662903B2; CN103210109A; EP2641990A4; WO2012067160A1; JP2012122130A

Abstract

본 발명의 고강도 강판은, 질량％로, C:0.05∼0.3％, Si:1∼3％, Mn:0.5∼3％, P:0.1％ 이하(0％를 포함함), S:0.01％ 이하(0％를 포함함), Al:0.001∼0.1％, N:0.002∼0.03％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 전 조직에 대한 면적률로, 베이니틱 페라이트:50∼90％, 잔류 오스테나이트(γ_R):3％ 이상, 마르텐사이트＋상기 γ_R:10∼50％, 폴리고날 페라이트:40％ 이하(0％를 포함함)를 포함하는 조직을 갖고, 상기 γ_R은, 그 C 농도(Cγ_R)가 0.5∼1.2질량％이고, 이 γ_R 중, 마르텐사이트로 둘러싸인 것이 0.3％ 이상 존재한다. 그리고, 본 발명의 고강도 강판은, 980㎫급 이상의 강도를 갖고, 연성도 보다 우수하다.

Description

성형성이 우수한 고강도 강판, 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품 {HIGH-STRENGTH STEEL PLATE WITH EXCELLENT FORMABILITY, WARM WORKING METHOD, AND WARM-WORKED AUTOMOTIVE PART}

본 발명은, 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그것을 사용한 온간 가공 방법 및 온간 가공된 자동차 부품에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판으로서는, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 포함된다.

자동차용 골격 부품에 제공되는 박강판은 충돌 안전성과 연비 개선을 실현하기 위해, 고강도화가 요구되고 있다. 그로 인해, 강판 강도를 980㎫급 이상으로 고강도화하면서도, 프레스 성형성을 확보하는 것이 요구되고 있다. 980㎫급 이상의 고강도 강판에 있어서, 고강도화와 성형성 확보를 양립시키는 데에는 TRIP 효과를 활용한 강을 사용하는 것이 유효한 것이 알려져 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조).

상기 특허문헌 1에는, 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트를 주상(主相)으로 하고, 잔류 오스테나이트(γ_R)를 면적률로 3％ 이상 함유하는 고강도 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 고강도 강판은, 실온에서의 인장 강도 980㎫ 이상에서 연신율이 20％에 도달하고 있지 않아, 가일층의 기계적 특성(이하, 단순히 「특성」이라고도 함)의 개선이 요구된다.

한편, 냉간에서의 성형에서는 TRIP 강판이라도 성형성에 한계가 있으므로, 연신율을 한층 더 개선하기 위해, 100∼400℃로 온간 가공함으로써 TRIP 효과를 더욱 유효하게 발현시켜 연신율을 높이는 기술이 제안되어 있다(비특허문헌 1, 특허문헌 2 참조).

상기 특허문헌 2의 표 2에 나타내는 바와 같이, 베이니틱 페라이트 주체의 조직에 탄소 농도 1질량％ 이상의 γ_R을 존재시킴으로써, 200℃ 부근에서의 연신율이 1200㎫급에서 23％까지 개선되어 있다. 그러나, 이들 강판은, 기계적 특성을 확보할 수 있는 온도 범위가 비교적 좁기 때문에, 프레스 성형시에 안정적으로 성형하는 것이 어렵다.

일본 특허 출원 공개 제2003-19319호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-190050호 공보

스기모토 고오이치, 송성무, 사카구치 쥰야, 나가사카 아키히코, 가시마 다카히로, 「초고강도 저합금 TRIP형 베이니틱 페라이트 강판의 온간 성형성」, 철과 강, 2005년, 제91권, 제2호, p.34-40

본 발명은 상기 사정에 착안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 980㎫급 이상의 강도를 확보하면서, 보다 연성(프레스 가공성)이 우수한 고강도 강판 및 그것을 사용한 온간 가공 방법 및 그 방법으로 온간 가공된 자동차 부품을 제공하는 데 있다.

청구항 1에 기재된 발명은,

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일),

C:0.05∼0.3％,

Si:1∼3％,

Mn:0.5∼3％,

P:0.1％ 이하(0％를 포함함),

S:0.01％ 이하(0％를 포함함),

Al:0.001∼0.1％,

N:0.002∼0.03％

를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

전 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일),

베이니틱 페라이트:50∼90％,

잔류 오스테나이트:3％ 이상,

마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10∼50％,

폴리고날 페라이트:40％ 이하(0％를 포함함)

를 포함하는 조직을 갖고,

상기 잔류 오스테나이트는, 그 C 농도(Cγ_R)가 0.5∼1.2질량％이고,

이 잔류 오스테나이트 중, 마르텐사이트로 둘러싸인 것이 0.3％ 이상 존재하고,
인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 실온 및 200~400℃의 온도에서의 성형성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 2에 기재된 발명은,

성분 조성이,

Cr:0.01∼3％,

Mo:0.01∼1％,

Cu:0.01∼2％,

Ni:0.01∼2％,

B:0.00001∼0.01％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 청구항 1에 기재된 실온 및 200~400℃의 온도에서의 성형성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 3에 기재된 발명은,

성분 조성이,

Ca:0.0005∼0.01％,

Mg:0.0005∼0.01％,

REM:0.0001∼0.01％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 청구항 1 또는 2에 기재된 실온 및 200~400℃의 온도에서의 성형성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 4에 기재의 발명은,

청구항 1∼3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을, 200∼400℃로 가열 후, 3600초 이내에 가공하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 온간 가공 방법이다.

청구항 5에 기재된 발명은,

청구항 4에 기재된 방법으로 가공된 자동차 부품이며, 가공시에 가해진 진변형이 0.05 이상인 영역과 0.05 미만인 영역이 혼재하고, 상기 진변형이 최대인 부위와 최소인 부위 사이에서의 항복 응력의 차이가 200㎫ 이하인 것을 특징으로 하는 자동차 부품이다.

본 발명에 따르면, 전 조직에 대한 면적률로, 베이니틱 페라이트:50∼90％, 잔류 오스테나이트:3％ 이상, 마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10∼50％, 폴리고날 페라이트:40％ 이하(0％를 포함함)를 포함하는 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트는, 그 C 농도(Cγ_R)가 0.5∼1.2질량％이고, 이 잔류 오스테나이트 중, 마르텐사이트로 둘러싸인 것이 0.3％ 이상 존재하는 것으로 함으로써, 넓은 온도 범위에서 980㎫급 이상의 강도를 유지하면서 연신율을 확보한 고강도 강판 및 그것을 사용한 온간 가공 방법 및 그 방법으로 온간 가공된 자동차 부품을 제공할 수 있게 되었다.

도 1은 본 발명 강판(a) 및 비교 강판(b)의 단면 조직 사진이다.

상술한 바와 같이, 본 발명자들은, 상기 종래 기술과 마찬가지의, 전위 밀도가 높은 하부 조직(매트릭스)을 갖는 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트(γ_R)를 함유하는 TRIP 강판에 착안하여, 강도를 확보하면서, 연신성을 한층 향상시키기 위해, 더욱 검토를 거듭해 왔다.

그 결과, (1) 조직 중에 마르텐사이트를 일부 도입함으로써, 강도를 확보한 후, (2) 탄소 농도 0.5∼1.2질량％의 γ_R을 면적률로 3％ 이상 함유시킴으로써, TRIP 효과에 의해 연신율을 높이고, (3) 또한, 상기 γ_R 중, 면적률로 0.3％ 이상인 γ_R을, 매트릭스의 베이니틱 페라이트에 접촉시키지 않고, 경질인 마르텐사이트로 덮게 함으로써, 소성 변형시에 당해 γ_R에 변형이 가해지기 어렵게 하여, 변형 초기의 가공 유기 변태를 억제하면서, 변형 후기에도 가공 변형 유기 변태를 일으키기 쉽게 함으로써, 가공 경화를 넓은 범위에서 실현할 수 있는 것을 발견하고, 상기 지식에 기초하여 본 발명을 완성하는 것에 이르렀다.

이하, 우선 본 발명 강판을 특징짓는 조직에 대해 설명한다.

〔본 발명 강판의 조직〕

상술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 상기 종래 기술과 마찬가지로 TRIP 강의 조직을 베이스로 하는 것이지만, 특히, 마르텐사이트를 소정량 함유하는 동시에, 탄소 농도 0.5∼1.2질량％의 γ_R을 면적률로 3％ 이상 함유하고, 또한 상기 γ_R 중, 마르텐사이트로 둘러싸여 있는 것이 면적률로 0.3％ 이상 존재하는 것인 점에서, 상기 종래 기술과 다르다.

<베이니틱 페라이트:50∼90％>

본 발명에 있어서의 「베이니틱 페라이트」라 함은, 베이나이트 조직이 전위 밀도가 높은 라스(lath) 형상 조직을 가진 하부 조직을 갖고 있고, 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 명백하게 다르고, 또한 전위 밀도가 없거나, 혹은 극히 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날 페라이트 조직, 혹은 미세한 서브 그레인 등의 하부 조직을 가진 준(準) 폴리고날 페라이트 조직과도 다르다(일본 철강 협회 기초 연구회 발행 「강의 베이나이트 사진집-1」 참조).

이와 같이 본 발명 강판의 조직은, 균일 미세하여 연성이 풍부하고, 또한 전위 밀도가 높고 강도가 높은 베이니틱 페라이트를 모상으로 함으로써 강도와 성형성의 밸런스를 높일 수 있다.

본 발명 강판에서는, 상기 베이니틱 페라이트 조직의 양은, 전 조직에 대해 면적률로 50∼90％(바람직하게는 60∼90％, 보다 바람직하게는 70∼90％)인 것이 필요하다. 이에 의해, 상기 베이니틱 페라이트 조직에 의한 효과가 유효하게 발휘되기 때문이다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트 조직의 양은, γ_R과의 밸런스에 의해 정해지는 것이며, 원하는 특성을 발휘할 수 있도록 적절하게 제어하는 것이 권장된다.

<잔류 오스테나이트(γ_R)를 전 조직에 대해 면적률로 3％ 이상 함유>

γ_R은 전연신율의 향상에 유용하고, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전 조직에 대해 면적률로 3％ 이상(바람직하게는 5％ 이상, 보다 바람직하게는 10％ 이상) 존재하는 것이 필요하다. 단, 다량으로 존재하면 연신 플랜지성이 떨어지므로, 20％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

<마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트(γ_R):10∼50％>

강도 확보를 위해, 조직 중에 마르텐사이트를 일부 도입하지만, 마르텐사이트의 양이 지나치게 많아지면 성형성을 확보할 수 없게 되므로, 전 조직에 대해 마르텐사이트＋γ_R의 합계 면적률로 10％ 이상(바람직하게는 12％ 이상, 보다 바람직하게는 16％ 이상) 50％ 이하로 제한하였다.

<폴리고날 페라이트:40％ 이하(0％를 포함함)>

폴리고날 페라이트는 연질 상이며, 연성을 높이는 데에는 유효하기 때문에, 강도를 보증할 수 있는 면적률 40％ 이하의 범위에서 도입해도 된다. 바람직하게는 30％ 이하이다.

<잔류 오스테나이트(γ_R)의 C 농도(Cγ_R):0.5∼1.2질량％>

Cγ_R은, 가공시에 γ_R이 마르텐사이트로 변태되는 안정도에 영향을 미치는 지표이다. Cγ_R이 지나치게 낮으면, γ_R이 불안정하기 때문에, 응력 부여 후, 소성 변형되기 전에 가공 유기 마르텐사이트 변태가 일어나므로, 벌징 성형성이 얻어지지 않게 된다. 한편, Cγ_R이 지나치게 높으면, γ_R이 지나치게 안정적으로 되어, 가공을 가해도 가공 유기 마르텐사이트 변태가 일어나지 않으므로, 역시 벌징 성형성이 얻어지지 않게 된다. 충분한 벌징 성형성을 얻기 위해서는, Cγ_R은 0.5∼1.2질량％로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.6∼1.1질량％이다.

<마르텐사이트로 둘러싸인 잔류 오스테나이트(γ_R)가 전 조직에 대해 면적률로 0.3％ 이상 존재>

일부의 γ_R을 경질의 마르텐사이트로 덮음으로써, 나머지 γ_R은 변형의 비교적 초기에 TRIP 효과를 발현시키고, 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R은 변형 초기에는 당해 γ_R로의 변형의 집중을 방지하여, 변형 후기에 가공 유기 마르텐사이트 변태에 의한 TRIP 효과를 발현시키도록 한다. 이와 같이 함으로써, 냉간 성형에서는 넓은 변형 범위에서 TRIP 효과가 발현되므로 높은 연신율이 얻어지고, 온간 성형에서는 넓은 온도 범위에서 적정한 안정도의 γ_R을 존재시킬 수 있으므로 높은 연신율이 얻어지는 온도 범위가 확대된다.

상기 냉간 성형에 있어서의 넓은 변형 범위에서의 TRIP 효과의 발현 및 온간 성형에 있어서의 넓은 온도 범위에서의 TRIP 효과의 발현을 위해서는, 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R은, 전 조직에 대해 면적률로 0.3％ 이상 존재시킬 필요가 있다.

본 발명의 강판은, 상기 조직만(마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 폴리고날 페라이트, γ_R의 혼합 조직)으로 이루어져 있어도 되지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 다른 이종(異種) 조직으로서 베이나이트를 갖고 있어도 된다. 이 조직은 본 발명 강판의 제조 과정에서 필연적으로 잔존할 수 있는 것이지만, 적으면 적을수록 좋고, 전 조직에 대해 면적률로 5％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하로 제어하는 것이 권장된다.

〔각 상의 면적률, γ_R의 C 농도(Cγ_R) 및 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R의 면적률의 각 측정 방법〕

여기서, 각 상의 면적률, γ_R의 C 농도(Cγ_R) 및 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R의 면적률의 각 측정 방법에 대해 설명한다.

강판 중 조직의 면적률은, 강판을 레페라 부식시켜, 광학 현미경 관찰(배율 1000배)에 의해, 예를 들어 백색 영역을 「마르텐사이트＋잔류 오스테나이트(γ_R)」라 정의하여, 조직의 면적률을 측정하였다.

또한, γ_R의 면적률 및 γ_R의 C 농도(Cγ_R)는, 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정하였다(ISIJ Int. Vol.33, (1933), No.7, p.776). 또한, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 강판을 나이탈 부식시켜, 광학 현미경 관찰(배율 400배)에 의해, 원 상당 직경 5㎛ 이상의 덩어리 형상의 백색 영역을 폴리고날 페라이트와 동정(同定)하여 면적률을 구하였다. 또한 펄라이트 등의 그 밖의 조직의 면적률을 광학 현미경 관찰(배율 1000배)로 동정한 후, 「마르텐사이트＋잔류 오스테나이트(γ_R)」 및 「폴리고날 페라이트」 및 「그 밖의 조직」이외의 부분을 베이니틱 페라이트로 하여, 면적률을 산출하였다.

마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R의 면적률은, 이하와 같이 하여 구하였다. 우선, SEM에 TSL사제의 OIM[Orientation Imaging Microscopy(등록 상표명)] 해석 시스템을 조합하여, 0.2㎛ 피치로 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Pattern) 측정을 행하여, FCC상과 BCC상과, 또한 BCC상에 대해서는 인접한 결정립과 15°이상의 방위차가 있는 입계를 매핑한다. 이 매핑 중에서, FCC상으로서 매핑된 영역을 γ_R이라 정의하여 동정한다. 또한, BCC상에서 15°이상의 방위차가 있는 입계의 면적이 5 측정점 이하인 영역 및 FCC상 혹은 BCC상으로서 해석할 수 없었던 영역을 마르텐사이트라 정의하여 동정한다. 이와 같이 하여 동정된 마르텐사이트로 주위가 완전히 둘러싸인 γ_R을 식별하고, 그것을 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R이라 정의하여 동정하고, 그 면적률을 구하였다.

다음에, 본 발명 강판을 구성하는 성분 조성에 대해 설명한다. 이하, 화학 성분의 단위는 모두 질량％이다.

〔본 발명 강판의 성분 조성〕

C:0.05∼0.3％

C는, 고강도를 확보하면서, 원하는 주요 조직(베이니틱 페라이트＋마르텐사이트＋γ_R)을 얻기 위해 필수인 원소로, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상(바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상) 첨가할 필요가 있다. 단, 0.3％ 초과에서는 용접에 적합하지 않다.

Si:1∼3％

Si는, γ_R이 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 특히 Si는, 고용(固溶) 강화 원소로서도 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si를 1％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 1.1％ 이상, 보다 바람직하게는 1.2％ 이상이다. 단, Si를 3％를 초과하여 첨가하면, 베이니틱 페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성이 저해되는 것 외에, 열간 변형 저항이 높아져 용접부의 취화를 일으키기 쉬워지고, 나아가서는 강판의 표면 성상에도 악영향을 미치므로, 그 상한을 3％로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.

Mn:0.5∼3％

Mn은, 고용 강화 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 변태를 촉진시켜 베이니틱 페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성을 촉진시키는 작용도 발휘한다. 나아가서는 γ를 안정화시켜, 원하는 γ_R을 얻기 위해 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.7％ 이상, 보다 바람직하게는 1％ 이상이다. 단, 3％를 초과하여 첨가하면, 주조편 깨짐이 발생하는 등의 악영향이 보인다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.

P:0.1％ 이하(0％를 포함함)

P는 불순물 원소로서 불가피적으로 존재하지만, 원하는 γ_R을 확보하기 위해 첨가해도 되는 원소이다. 단, 0.1％를 초과하여 첨가하면 2차 가공성이 떨어진다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

S:0.01％ 이하(0％를 포함함)

S도 불순물 원소로서 불가피적으로 존재하고, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하여, 깨짐의 기점으로 되어 가공성을 떨어뜨리는 원소이다. 그로 인해, 0.01％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

Al:0.001∼0.1％

Al은, 탈산제로서 첨가되는 동시에, 상기 Si와 함께, γ_R이 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al을 0.001％ 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 경제적으로 낭비이므로, 그 상한을 0.1％로 한다.

N:0.002∼0.03％

N은, 불가피적으로 존재하는 원소이지만, Al이나 Nb 등의 탄질화물 형성 원소와 결부됨으로써 석출물을 형성하여, 강도 향상이나 조직의 미세화에 기여한다. N 함유량이 지나치게 적으면 오스테나이트립이 조대화되고, 그 결과, 신장된 라스 형상 조직이 주체로 되므로 γ_R의 어스펙트비가 커진다. 한편, N 함유량이 지나치게 많으면, 본 발명의 재료와 같은 저탄소강으로는 주조가 곤란해지므로, 제조 자체를 할 수 없게 된다.

본 발명의 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하고, 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이지만, 그 밖에, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 이하의 허용 성분을 첨가할 수 있다.

Cr:0.01∼3％,

Mo:0.01∼1％,

Cu:0.01∼2％,

Ni:0.01∼2％,

B:0.00001∼0.01％ 중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용한 동시에, γ_R의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.05％ 이상), Mo:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Cu:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Ni:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), B:0.00001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상)을, 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, Cr은 3％, Mo는 1％, Cu 및 Ni는 각각 2％, B는 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Cr:2.0％ 이하, Mo:0.8％ 이하, Cu:1.0％ 이하, Ni:1.0％ 이하, B:0.0030％ 이하이다.

Ca:0.0005∼0.01％,

Mg:0.0005∼0.01％,

REM:0.0001∼0.01％ 중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강 중 황화물의 형태를 제어하여, 가공성 향상에 유효한 원소이다. 여기서, 본 발명에 사용되는 REM(희토류 원소)으로서는, Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca 및 Mg는 각각 0.0005％ 이상(보다 바람직하게는 0.001％ 이상), REM은 0.0001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상) 첨가하는 것이 권장된다. 단, Ca 및 Mg는 각각 0.01％, REM은 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Ca 및 Mg는 0.003％ 이하, REM은 0.006％ 이하이다.

〔온간 가공 방법〕

상기 본 발명 강판은, 상온하에서도 연신성 및 딥 드로잉성이 우수하므로, 부품에의 성형에 있어서 냉간 가공해도 되지만, 200∼400℃ 사이의 적정한 온도로 가열한 후, 3600초 이내(보다 바람직하게는 1200초 이내)로 가공하는 것이 특히 권장된다.

γ_R의 안정도가 최적으로 되는 온도 조건하에서, γ_R의 분해가 일어나기 전에 가공함으로써, 연신성 및 딥 드로잉성을 최대화시킬 수 있다.

〔자동차 부품〕

상기 온간 가공 방법으로 가공된 자동차 부품은, 연신성 및 딥 드로잉성이 우수한 것이지만, 특히 상기 온간 가공시에 가해진 진변형이 0.05 이상인 영역과 0.05 미만인 영역이 혼재하고, 상기 진변형이 최대인 부위와 최소인 부위 사이에서의 항복 응력의 차이가 200㎫ 이하인 것이 권장된다.

γ_R을 포함하는 강판은 일반적으로 저항복비이고, 또한 저변형 영역에서의 가공 경화율이 높다. 그로 인해, 부여하는 변형량이 작은 영역에서의, 변형 부여 후의 강도, 특히 항복 응력의 변형량 의존성이 매우 커진다. 프레스 가공에 의해 부품을 성형하는 경우, 부위에 따라 가해지는 변형량이 다르고, 부분적으로는 거의 변형이 가해지지 않는 영역도 존재한다. 이로 인해, 부품 내에 있어서 가공이 가해지는 영역과 가공이 가해지지 않는 영역에서 큰 강도차가 발생하여, 부품 내에 강도 분포가 형성되는 경우가 있다. 이러한 강도 분포가 존재하는 경우, 강도가 낮은 영역이 항복됨으로써 변형이나 좌굴(buckling)이 일어나므로, 부품 강도로서는 가장 강도가 낮은 부분이 율속하게 된다.

γ_R을 포함하는 강에서 항복 응력이 낮은 원인은, γ_R을 도입할 때에, 동시에 형성되는 마르텐사이트가, 변태시에 주위의 모상 중에 가동 전위를 도입하기 때문이라고 생각된다. 따라서, 가공량이 적은 영역에서도 이 전위의 이동을 방지하면, 항복 응력을 향상시킬 수 있어, 부품 강도를 높일 수 있다. 가동 전위의 이동을 억제하기 위해서는, 소재(素材)를 가열하여 가동 전위를 없애거나, 고용 탄소 등의 변형 시효에 의해 멈추게 하는 것이 유효하고, 그렇게 함으로써 항복 응력을 높일 수 있다.

그로 인해, γ_R을 포함하는 강판을 200∼400℃ 사이의 적정 온도로 가열하여 프레스 성형(온간 가공)하면, 변형이 작은 부분에서도 항복 강도가 높아져, 부품 중의 강도 분포가 작아짐으로써 부품 강도를 향상시킬 수 있게 된다.

구체적으로는, 상기 프레스 성형(온간 가공)시에 가해진 진변형이 0.05 이상인 영역과 0.05 미만인 영역이 혼재하는 저변형 영역을 갖는 부품이라도, 상기 진변형이 최대인 부위와 최소인 부위 사이에서의 항복 응력의 차이가 200㎫ 이하인 부품은, 부품 중의 강도 분포가 작아 부품 강도가 높아지므로, 자동차 부품으로서 보다 적합한 것으로 된다.

다음에, 상기 본 발명 강판을 얻기 위한 바람직한 제조 방법을 이하에 설명한다.

〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕

본 발명 강판은, 상기 성분 조성을 만족시키는 강재를, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연한 후, 열처리를 행하여 제조하지만, γ_R의 일부를 마르텐사이트로 둘러싸도록 하기 위해서는, 이하의 방법으로 제조 조건을 설정하면 된다. 즉, 오스템퍼링 중의 베이나이트 변태를 적절한 단계로 제어하여 미변태 오스테나이트로의 탄소 농화를 적정한 레벨로 제어하고, 또한 미변태 오스테나이트의 사이즈를 조대하게 해 둠으로써, 오스템퍼링 후의 냉각 중에 미변태 오스테나이트의 일부분이 마르텐사이트 변태되고, 그 마르텐사이트 중에 미변태 오스테나이트가 잔류하는 등의 메커니즘에 의해, 오스템퍼링 종료 후의 냉각 중에, 마르텐사이트가 γ_R을 둘러싸는 형태로 형성된다. 이때 오스테나이트 중의 탄소 함유량이 지나치게 적으면 냉각 중에 마르텐사이트 변태되는 비율이 많아져 γ_R량을 확보할 수 없다. 한편, 탄소 함유량이 지나치게 많으면 미변태 오스테나이트의 대부분이 γ_R로서 잔존하게 되므로, 마르텐사이트로 둘러싸이는 γ_R량이 적어진다. 그리고, γ_R의 사이즈를 크게 하기 위해서는, 초기 조직을 조대하게 해 둘 필요가 있다.

[열간 압연 조건]

그로 인해, 열간 압연의 마무리 온도(압연 종료 온도, FDT)를 900∼1000℃, 권취 온도를 600∼700℃로 종래보다 높은 온도로 함으로써, 열연재의 조직을 종래보다 조대하게 해 둠으로써, 그 후의 열처리 프로세스에서 형성되는 조직이 조대해져, 결과적으로 γ_R의 사이즈도 커진다.

[냉간 압연 조건]

또한, 냉간 압연시의 냉연율을 10∼30％(보다 바람직하게는 10∼20％)로 작게 함으로써, 그 후의 어닐링 공정에서의 가열시에 있어서의 재결정 조직을 거칠게 하고, 또한 냉각시에 있어서의 역변태 조직이 거칠어지도록 한다.

[열처리 조건]

열처리 조건에 대해서는, 오스테나이트화하기 위해 (γ＋α) 2상 영역 또는 γ 단상 영역 중 어느 하나의 온도 영역에서 균열(均熱)하고, 소정의 냉각 속도로 급냉하여 과냉한 후, 그 과냉 온도로 소정 시간 유지하여 오스템퍼링 처리함으로써 원하는 조직을 얻을 수 있다. 또한, 원하는 조직을 현저하게 분해시키는 일 없이, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 도금, 나아가서는 합금화 처리해도 된다.

구체적으로는, 이하의 열처리 조건이 권장된다. 즉, 상기 냉간 압연 후의 냉연재를 오스테나이트화하기 위해, (γ＋α) 2상 영역 또는 γ 단상 영역인, 0.6Ac1＋0.4Ac3 이상(바람직하게는 0.5Ac1＋0.5Ac3 이상) 950℃ 이하(바람직하게는 930℃ 이하)의 온도 영역에서 1800초 이하(바람직하게는 900초 이하)의 시간 유지한 후, 7℃/초 이상(바람직하게는 10℃/초 이상, 보다 바람직하게는 15℃/초 이상, 특히 바람직하게는 20℃/초 이상)의 평균 냉각 속도로, 350∼500℃(바람직하게는 380∼480℃, 더욱 바람직하게는 420∼460℃)의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)로 10∼100초(바람직하게는 20∼60초)의 시간 유지하여 오스템퍼링 처리한 후, 상온까지 냉각한다.

또한, 상기 권장 열처리 조건에 한정되는 것이 아니라, 예를 들어 이하의 열처리 조건에 의해서도 본 발명의 조직을 얻을 수 있다. 즉, 상기 냉간 압연 후의 냉연재를 오스테나이트화하기 위해, (γ＋α) 2상 영역 또는 γ 단상 영역인, 0.6Ac1＋0.4Ac3 이상(바람직하게는 0.5Ac1＋0.5Ac3 이상) 950℃ 이하(바람직하게는 930℃ 이하)의 온도 영역에서 1800초 이하(바람직하게는 900초 이하)의 시간 유지한 후, 7℃/초 이상(바람직하게는 10℃/초 이상, 보다 바람직하게는 15℃/초 이상, 특히 바람직하게는 20℃/초 이상)의 평균 냉각 속도로, 350∼500℃(바람직하게는 380∼480℃, 더욱 바람직하게는 420∼460℃)의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)로 10∼100초(바람직하게는 20∼60초)의 시간 유지하여 오스템퍼링 처리한 후(여기까지 상기한 경우와 동일한 열처리 조건임), 480∼600℃(바람직하게는 480∼550℃)의 온도 영역에서 1∼100초의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후, 상온까지 냉각한다.

실시예

(제1 실시예)

〔고강도 강판의 기계적 특성에 미치는 성분 조성 및 제조 조건의 검토〕

본 실시예에서는, 성분 조성 및 제조 조건을 변화시킨 경우에 있어서의 고강도 강판의 기계적 특성의 영향에 대해 조사하였다. 표 1에 나타내는 각 성분 조성으로 이루어지는 공시강을 진공 용제하여, 판 두께 30㎜의 슬래브로 한 후, 당해 슬래브를 표 2에 나타내는 각 제조 조건으로 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 열처리를 실시하였다. 구체적으로는, 상기 슬래브를 1200℃로 가열하고, 압연 종료 온도(FDT) T1℃에서 판 두께 t㎜로 열간 압연한 후, 권취 온도 T2℃에서 유지로에 넣어, 공냉함으로써 열연판의 권취를 모의하였다. 그 후, 냉연율 r％로 냉간 압연하여 판 두께 1.2㎜의 냉연판으로 하였다. 그리고, 이 냉연재를, 10℃/초로 균열 온도 T3℃까지 가열하고, 그 온도에서 90초 유지한 후, 냉각 속도 R4℃/초로 냉각하고, 과냉 온도 T5℃에서 t5초 유지한 후, 공냉하거나, 혹은 과냉 온도 T5℃에서 t5초 유지한 후, 다시 유지 온도 T6℃에서 t6초 유지한 후, 공냉하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강판에 대해, 상기 [발명을 실시하기 위한 구체적인 내용]의 항에서 설명한 측정 방법에 의해, 각 상의 면적률, γ_R의 C 농도(Cγ_R) 및 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R의 면적률을 측정하였다. 또한, 마르텐사이트로 둘러싸인 γ_R의 면적률은, JEOL제(모델 번호 JSM-5410)의 SEM에 TSL사제의 OIM 해석 시스템을 내장한 것을 사용하여 측정을 행하였다.

또한, 상기 강판에 대해, 냉간 및 온간에서의 기계적 특성을 평가하기 위해, 하기 요령으로, 실온 및 300℃의 각각에서, 인장 강도(TS), 연신율[전연신율(EL)]을 측정하였다.

TS 및 EL은, 인장 시험에 의해 JIS 5호 시험편을 사용하여 측정하였다. 또한, 인장 시험의 변형 속도는 1㎜/초로 하였다.

이들의 결과를 표 3 및 표 4에 나타낸다.

이들 표에 나타내는 바와 같이, 강 No.1∼3, 9∼18, 26∼33은 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족시키는 강종을 사용하여, 권장 제조 조건에서 제조한 결과, 본 발명의 조직 규정의 요건을 충족시키는 본 발명 강판으로, 실온 특성, 온간 특성 모두 판정 기준을 충족시키고 있어, 성형성이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다.

이에 대해, 강 No.4∼8, 19∼25는 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 조직의 요건 중 적어도 어느 한쪽을 만족시키지 않는 비교 강판으로, 실온 특성, 온간 특성이 판정 기준을 만족시키고 있지 않다.

덧붙여 말하면, 본 발명 강판(강 No.27)과 비교 강판(강 No.19)의, 조직 중에 있어서의 γ_R의 분포 상태를 도 1에 예시한다. 도 1은 EBSD 측정 결과로, 회색 또는 흑색의 작은 육각형으로 나타내어지는 부분이 γ_R, 백색의 작은 육각형으로 나타내어지는 부분이 마르텐사이트, 백색의 넓은 영역으로 나타내어지는 부분이 매트릭스의 베이니틱 페라이트이다. 도 1로부터, 비교 강판(강 No.19)에서는, γ_R은 서로 연결되어 있는 것이 다수이고, 기본적으로 매트릭스의 베이니틱 페라이트에 접촉하여 존재하고 있는 것에 반해, 본 발명 강판(강 No.27)에서는, γ_R은 미세하게 분할되고, 미소한 마르텐사이트상 내에 매립되어(둘러싸여) 존재하는 것이 많은 것을 알 수 있다.

(제2 실시예)

〔온간 가공의 적정 온도 범위의 검토〕

다음에, 본 발명 강판을 온간 가공하는 경우의 적정 온도 범위를 조사하기 위해, 강 No.27을 사용하여, 150∼450℃의 사이에서 가열 온도를 순차 변경하여 온간 특성을 측정하였다. 그 결과를 표 5에 나타낸다. 또한, 표 5에 있어서의 온도 300℃의 결과는, 상기 표 4의 강 No.27의 온간 특성을 다시 기재한 것이다.

이 표에 나타내는 바와 같이, 200℃ 미만 또는 400℃ 초과의 온도에서는, 온간 특성의 판정 기준을 만족시키지 않는 것에 반해, 200∼400℃ 사이의 온도에서는, 온간 특성의 판정 기준을 만족시키고 있어, 넓은 온도 범위에서 우수한 온간 성형성이 발휘되는 것을 알 수 있었다.

(제3 실시예)

〔부품 내의 강도 편차에 대한 가공 온도의 영향의 검토〕

또한, 본 발명 강판을 가공하여 얻어진 부품 내의 변형 분포에 의한 강도의 편차에 대한 가공 온도의 영향을 조사하기 위해, 강 No.27을 사용하여, 실온 및 300℃의 각각에서, 진변형을 전혀 부여하지 않는 무가공 상태(진변형 0％)에서, 또는 진변형을 5％ 부여하는 가공을 실시한 후에, 다시 실온에서 인장 시험을 행하여 항복 응력(YS)을 측정하였다. 그 결과를 표 6에 나타낸다.

표 6에 나타내는 바와 같이, 본 발명 강판을 온간 가공하여 얻어진 부품은, 냉간 가공하여 얻어진 부품에 비해, 부품 중의 가공량의 차이에 의한 항복 응력의 편차가 작아져, 부품 강도가 향상하는 것을 확인할 수 있었다.

본 발명을 상세하게, 또한 특정 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2010년 11월 18일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2010-258152), 2011년 8월 22일에 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2011-180617)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명은 냉연 강판이나 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판에 적용할 수 있고, 고강도이며 가공성도 우수하여, 예를 들어 자동차용 골격 부품에 적합하다.

Claims

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일),
C:0.12∼0.3％,
Si:1∼3％,
Mn:0.5∼3％,
P:0.1％ 이하(0％를 포함함),
S:0.01％ 이하(0％를 포함함),
Al:0.001∼0.1％,
N:0.002∼0.03％
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
전 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일),
베이니틱 페라이트:50∼90％,
잔류 오스테나이트:3％ 이상,
마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10∼50％,
폴리고날 페라이트:40％ 이하(0％를 포함함)
를 포함하는 조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트는, 그 C 농도(Cγ_R)가 0.5∼1.2질량％이고,
이 잔류 오스테나이트 중, 마르텐사이트로 둘러싸인 것이 0.3％ 이상 존재하고,
인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 실온 및 200~400℃의 온도에서의 성형성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 성분 조성이, 이하의 (a), (b) 군 중 적어도 1군을 더 포함하는, 실온 및 200~400℃의 온도에서의 성형성이 우수한 고강도 강판.
(a) Cr:0.01∼3％, Mo:0.01∼1％, Cu:0.01∼2％, Ni:0.01∼2％, B:0.00001∼0.01％ 로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상,
(b) Ca:0.0005∼0.01％, Mg:0.0005∼0.01％, REM:0.0001∼0.01％ 로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판을, 200∼400℃로 가열 후, 3600초 이내에 가공하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 온간 가공 방법.
제3항에 기재된 방법으로 가공된 자동차 부품이며, 가공시에 가해진 진변형이 0.05 이상인 영역과 0.05 미만인 영역이 혼재하고, 상기 진변형이 최대인 부위와 최소인 부위 사이에서의 항복 응력의 차이가 200㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 자동차 부품.
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