KR101540507B1 - Ultra high strength cold rolled steel sheet having excellent ductility and delayed fracture resistance and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
V 나 Mo 등의 합금 비용을 현저하게 상승시키는 천이 금속 원소 및 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 을 과잉되게 함유하지 않는 강 성분이면서, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공한다. 질량비로, C : 0.15 ∼ 0.19 ％, Si : 1.0 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.05 ％, N : 0.005 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 40 ∼ 85 ％ 의 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ∼ 60 ％ 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.A transition metal element that significantly increases the alloy cost of V or Mo and a steel component that does not excessively contain Al that may attract casting defects but has an excellent resistance to delayed fracture and a tensile strength of 1320 MPa or more An ultra-high strength cold rolled steel sheet and a method of manufacturing the same are provided. The steel sheet contains 0.15 to 0.19% of C, 1.0 to 3.0% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.05% or less of P, 0.02% or less of S, 0.01 to 0.05% of Al and less than 0.005% And the remainder being Fe and inevitable impurities, the metal structure being a tempered martensitic phase of 40 to 85% by volume and a ferrite phase of 15 to 60% by volume, and having a tensile strength of 1320 MPa By weight or more, and having excellent ductility and delayed fracture resistance.
Description
본 발명은 주로 자동차의 센터 필러나 도어 임팩트 빔 등의 초고강도 차체 구조 부재의 재료로서 바람직한 강도·연성 밸런스 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to an ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in strength and ductility balance and delayed fracture resistance characteristics as a material for ultra-high strength car body structural members such as a center pillar of a car and a door impact beam.
최근, CO2 배출량의 증가로 인한 지구 온난화에 대한 우려에서, 유럽에서는 CO2 의 이동 발생원인 자동차로부터의 CO2 배출량의 규제가 진행되고 있어 자동차의 연비 개선이 강하게 요구되고 있다. 연비의 개선에는 차체의 경량화가 유효하지만, 탑승자의 안전성을 확보하는 것도 필요하기 때문에, 차체 중량을 저감하면서, 충돌 안전성을 종래 이상으로 확보하는 것이 필요해진다. 차체 경량화와 충돌 안전성의 확보라는 2 가지의 요구에 대응하기 위해서, 고비강도의 재료의 적용에 의해서 사용하는 강판의 박화(薄化)가 검토되고 있고, 최근에는 인장 강도 980 ㎫ ∼ 1180 ㎫ 급의 고강도 강판의, 센터 필러나 도어 임팩트 빔으로 대표되는 자동차 구조 부재에 대한 적용이 진행되고 있다. 그러나, 차체 경량화에 대한 요구는 더욱 높아지고 있어 1180 ㎫ 급 강판보다 더욱 고강도의 강판을 적용함에 따른 추가적인 차체 경량화를 감안한 검토가 행해지고 있다.In recent years, concerns over global warming due to an increase in CO 2 emissions have led to the regulation of CO 2 emissions from automobiles that cause CO 2 shifts in Europe, and there is a strong demand for improved fuel efficiency in automobiles. The improvement of the fuel economy is effective in reducing the weight of the vehicle body, but it is also necessary to secure the safety of the passenger. Therefore, it is necessary to secure the collision safety at a higher level than the conventional one while reducing the weight of the vehicle body. In order to meet the two requirements of weight reduction of a vehicle body and ensuring collision safety, thinning of a steel sheet to be used by application of a material having a high strength has been investigated. Recently, a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa to 1180 MPa Application of a high strength steel plate to an automotive structural member represented by a center pillar or a door impact beam is underway. However, the demand for lighter weight of the vehicle is further increased, and consideration has been made in consideration of the additional weight reduction of the vehicle body due to the application of a steel plate having a higher strength than that of 1180 ㎫ steel plate.
자동차 구조 부재는 일반적으로 프레스 성형에 의해서 제조되기 때문에, 재료의 연성이 프레스 성형성을 크게 좌우한다. 또, 차체의 충돌 안전성 관점에서는, 프레스 성형 후의 잔류 연성이 중요하게 여겨지고 있다. 그러나, 강판의 연성은 일반적으로 고강도로 됨에 따라서 저하되기 때문에, 프레스 성형성 및 성형 후의 잔류 연성은 고강도가 될수록 저하된다. 또, 인장 강도로 980 ㎫ 를 초과하는 고강도의 재료에서는, 프레스 성형 후의 잔류 응력과 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인하는 지연 파괴가 우려된다. 그 때문에, 고강도의 냉연 강판을 상기 서술한 바와 같은 자동차 구조 부재로서 적용하기 위해서는, 높은 프레스 성형성 즉 높은 연성과 내지연 파괴 특성이 우수할 것이 필요해진다.Since the automotive structural member is generally manufactured by press molding, the ductility of the material greatly influences the press formability. In addition, from the viewpoint of collision safety of the vehicle body, residual ductility after press forming is considered to be important. However, since the ductility of a steel sheet generally decreases as its strength becomes high, the press formability and the residual ductility after molding become lower as the strength becomes higher. In a material having a high strength exceeding 980 MPa in terms of tensile strength, residual stress after press forming and delayed fracture due to hydrogen invading from the environment are a concern. Therefore, in order to apply the high-strength cold-rolled steel sheet as an automobile structural member as described above, it is necessary to have high press formability, that is, high ductility and resistance to delayed fracture.
이와 같은 요구에 대해서, 지금까지 여러 가지가 제안되어 있다.To date, various proposals have been proposed.
예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 그 발명예로서 금속 조직의 구성 비율에 관한 기재는 없으나, ?칭·템퍼링법에 의해서 인장 강도 1350 ㎫ 를 갖는, 템퍼드 마텐자이트 단상 조직을 갖는 것으로 추찰되는 강판이 개시되어 있다. 그러나, 당해 강판의 파단 신장은 7 ％ 로 낮아 프레스 가공에 의한 자동차 보안 부재의 제조는 매우 곤란하다. 또한, 급랭에 의해서 마텐자이트 단상 조직을 얻고 있는 것으로 추찰되는 당해 강판의 형상은 현저하게 악화되어 있는 것으로 추찰된다. 이 경우, 어닐링 후에 형상을 교정시키는 공정이 필요하여 제조상 바람직하지 않다.For example, in
또, 특허문헌 2 에서는 잔류 오스테나이트가 가공 중의 변형에 의해서 마텐자이트로 변태되는 변형 유기 변태를 이용한, 고강도이면서도 높은 연성을 갖는 TRIP 형 (Transformation Induced Plasticity) 강판에 대해서 개시되어 있으나, TRIP 효과를 발현시키기 위해서 필요한 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서, 질량％ 로 Al 이 0.3 ∼ 2 ％ 첨가되고 있다. 그러나, Al 을 다량으로 첨가했을 경우, 주조 결함이 쉽게 발생된다는 문제가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트를 미크로 조직 중에 잔존시키기 위해서, 어닐링 온도로부터의 냉각 과정에서, Ms 변태점 이상의 온도에 있어서 등온 유지를 실시할 필요가 있어 제조 공정이 증가한다. 추가로, 등온 유지 온도까지의 냉각 속도 등이 조업시에 변동되었을 경우 큰 재질 변동을 초래하는 점에서, 일정한 품질의 강판을 안정적으로 생산하기 위해서는 조업 조건의 엄밀한 관리가 필요해져 제조상 바람직하지 않다.
비특허문헌 1, 비특허문헌 2 에 대해서는 실시예에서 설명한다.Non-Patent
본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, V 나 Mo 등의 합금 비용을 현저하게 상승시키는 천이 금속 원소 그리고 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 을 과잉되게 함유하지 않는 강 성분이면서, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.SUMMARY OF THE INVENTION It is an object of the present invention to provide a transition metal element which significantly increases the cost of alloys such as V and Mo and a steel component which does not contain excess Al in a possibility of inducing casting defects, And having a tensile strength of 1320 MPa or more, and a process for producing the same.
종래, 인장 강도 1320 ㎫ 이상의 초고강도 강판을 얻기 위해서는, ?칭법에 의해서 미크로 조직을 마텐자이트 단상 조직으로 할 필요가 있었다. 그러나, 미크로 조직을 마텐자이트 단상으로 했을 경우, 충분한 연성을 얻을 수 없다. 또, ?칭 후의 템퍼링 열처리에 의해서 연성을 향상시키려고 해도, 마텐자이트상 중의 전위(轉位) 조직의 회복, 및 마텐자이트상 중에 석출되어 있는 Fe3C 탄화물의 조대화에 의해서 강도는 저하되지만, 연성은 그다지 향상되지 않는 경향이 있다.Conventionally, in order to obtain an ultra-high strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more, it was necessary to make a microstructure into a martensitic single phase structure by a quenching method. However, when the microstructure is made into a martensitic single phase, sufficient ductility can not be obtained. Further, even if the ductility is improved by the post-heating tempering process, the strength is lowered due to the recovery of the dislocation structure in the martensite phase and the coarsening of the Fe 3 C carbide precipitated in the martensite phase. However, Ductility tends not to improve much.
한편, 고연성을 발현시키기 위해서, 잔류 오스테나이트상의 변형 유기 변태를 이용한 TRIP 강에 대해서도 많은 발명이 이루어지고 있다. 그러나, TRIP 효과를 발현시키기 위해서는, 오스테나이트의 안정성을 높이기 위해서 다량의 합금 원소를 첨가할 필요가 있음과 함께, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 Ms 변태점 이상의 온도에서 등온 유지를 엄밀하게 실시할 필요가 있어, 제조 안정성 그리고 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다.On the other hand, in order to exhibit high ductility, many inventions have been made on TRIP steels using the modified austenite phase transformation organic transformation. However, in order to exhibit the TRIP effect, it is necessary to add a large amount of alloying element in order to increase the stability of austenite, and it is necessary to strictly maintain the isothermal temperature at the temperature not lower than the Ms transformation point during cooling from the annealing temperature Which is not preferable from the viewpoints of production stability and manufacturing cost.
또한, 내지연 파괴 특성의 관점에서, 지연 파괴를 유인하는 수소의 트랩 사이트는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 마텐자이트상은 오스테나이트상으로부터의 결정 구조 변태시에 수소의 트랩 사이트가 되는 전위가 다량으로 도입되기 때문에 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 또, 연성 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트도 전위와 마찬가지로 수소의 트랩 사이트로서 작용하는 것이 알려져 있음과 함께, 잔류 오스테나이트는 입계 상에 필름상으로 존재하는 점에서, 잔류 오스테나이트에 대한 수소의 침입은 입계 파괴를 유인하고, 내지연 파괴 특성을 저하시킬 가능성이 있는 점에서, 금속 조직 중에 잔류 오스테나이트를 함유하는 것은 바람직하지 않다.From the viewpoint of the delayed fracture resistance, it is preferable that the trap site of hydrogen inducing the delayed fracture be reduced as much as possible. However, the martensitic phase has a dislocation that becomes the trap site of hydrogen at the time of the crystal structure transformation from the austenite phase It is preferably reduced as much as possible. It is known that the retained austenite which contributes to ductility also acts as a trap site for hydrogen in the same manner as the potential and that the retained austenite is present in the form of a film on the grain boundary, It is not preferable to contain residual austenite in the metal structure in view of the possibility of inducing grain boundary fracture and lowering the delayed fracture characteristics.
발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭한 결과, 미크로 조직을 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직으로 하고, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 변화시킴으로써, 인장 강도와 연성의 밸런스를 제어할 수 있음을 명확히 함과 함께, C 및 Si 를 첨가함으로써, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상의 경도를 상승시켜, 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상의 체적률을 저감시켜 강판의 초고강도화를 도모하는 수법을 알아내어, 매우 고강도이면서, 높은 연성을 갖는 강판을 얻을 수 있다는 것을 알았다.As a result of intensive studies to solve the above problems, the inventors have found that by making the microstructure a structure having a tempered martensite phase and a ferrite phase and changing the volume ratio of the tempered martensite, It is clarified that the balance can be controlled and the hardness of the tempered martensite phase and the ferrite phase is increased by adding C and Si to reduce the volume ratio of the untempered martensite phase to increase the strength of the steel sheet It is possible to obtain a steel sheet having very high strength and high ductility.
추가로, 금속 조직 중에 전위를 거의 포함하지 않는 페라이트상을 석출시킴으로써, 금속 조직 중의 전위 밀도를 마텐자이트 단상 조직에 비해 대폭 감소시키고, 수소의 트랩 사이트를 저감시킴으로써, 강 중에 대한 수소의 침입량을 대폭 저감할 수 있는 것을 명확히 하여 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있음을 알아내었다.Further, by precipitating a ferrite phase substantially free of dislocation in the metal structure, the dislocation density in the metal structure is drastically reduced as compared with the martensite single phase structure, and the trap site of hydrogen is reduced, Can be greatly reduced, and it is found that the delayed fracture characteristics can be improved.
한편, 제조 공정상으로는, 냉간 압연 후의 어닐링 및 냉각시에, 어닐링 온도와 그 후의 냉각 과정을 적정하게 제어하고, 그 후, 100 ℃ 이상, 300 ℃ 이하의 온도역에서 템퍼링 열처리를 실시하는 것이 효과적이라는 지견(知見)을 얻었다.On the other hand, in the manufacturing process, it is effective to appropriately control the annealing temperature and the subsequent cooling process during annealing and cooling after cold rolling, and then perform the tempering heat treatment in a temperature range of 100 ° C or more and 300 ° C or less I got knowledge.
본 발명은 상기 지견에 입각한 것이다.The present invention is based on the above knowledge.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.That is, the structure of the present invention is as follows.
[1] 질량비로, C : 0.15 ∼ 0.19 ％, Si : 1.0 ∼ 3.0 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.05 ％, N : 0.005 ％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 40 ∼ 85 ％ 인 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ∼ 60 ％ 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.[1] A ferritic stainless steel comprising: 0.15 to 0.19% of C, 1.0 to 3.0% of Si, 1.5 to 2.5% of Mn, 0.05% or less of P, 0.02% or less of S, 0.01 to 0.05% By mass and a balance of Fe and inevitable impurities, a tempered martensitic phase having a volume percentage of metal structure of 40 to 85% and a ferrite phase having a volume fraction of 15 to 60% Is 1320 MPa or more. The super high strength cold rolled steel sheet has excellent ductility and delayed fracture resistance.
[2] 상기 [1] 의 초고강도 냉연 강판에 있어서, 추가로 질량비로, Nb : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.1 ％ 이하, B : 5 ∼ 30 ppm 의 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.[2] The ultra high strength cold rolled steel sheet according to [1], further comprising at least one of Nb: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, and B: And ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in delayed fracture characteristics.
[3] 상기 [1] 또는 [2] 의 초고강도 냉연 강판에 있어서, 파단 신장이 12 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.[3] An ultrahigh strength cold rolled steel sheet having excellent ductility and delayed fracture resistance characteristics, wherein the ultrahigh strength cold rolled steel sheet according to [1] or [2] has a breaking elongation of 12% or more.
[4] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1200 ℃ 이상으로 가열 후, 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상의 조건에서 열간 압연한 후, 산세 및 냉간 압연하고, 이어서 연속 어닐링할 때, AC1 변태점 ∼ AC3 변태점의 온도 범위에서 30 ∼ 1200 sec 유지한 후, 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 까지 냉각시키고, 계속하여 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각시키고, 이어서, 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 sec 유지하는 템퍼링 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판의 제조 방법.[4] A steel slab having the chemical composition described in [1] or [2] above, which is heated at a temperature of 1200 ° C or higher, hot rolled under a condition of a temperature at the finish rolling exit side of 800 ° C or higher, pickled and cold rolled, The temperature is maintained for 30 to 1200 sec in the temperature range of the A C1 transformation point to the A C3 transformation point at the time of annealing and then cooled to 600 to 800 DEG C at an average cooling rate of 100 DEG C / Characterized in that a tempering treatment is carried out at a cooling rate to 100 캜 or lower and then reheated and maintained at a temperature of 100 캜 to 300 캜 for 120 to 1800 sec. Gt;
본 발명의 냉연 강판은, 매우 높은 인장 강도를 가짐과 함께, 높은 연성과 그에 수반되는 우수한 가공성을 갖는다. 또 부재로 성형 가공한 후에도 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인한 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다. 예를 들어, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상을 갖고, 25 ℃-pH 3 의 염산 환경하에서 100 시간 파괴가 발생되지 않는 내지연 파괴 특성을 용이하게 실현할 수 있다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 따르면, 상기와 같은 우수한 성능을 갖는 냉연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.The cold-rolled steel sheet of the present invention has a very high tensile strength and high ductility and excellent workability. And also has excellent resistance to delayed fracture, in which delayed fracture due to hydrogen invading from the environment is hardly generated even after forming into a member. For example, the delayed fracture characteristics having a tensile strength of 1320 MPa or more and a breaking elongation of 12% or more and having no fracture for 100 hours under a hydrochloric acid environment of 25 占 폚 -PH3 can be easily realized. Further, according to the production method of the present invention, it is possible to stably produce a cold-rolled steel sheet having such excellent performance.
본 발명에 의하면, 부재로 프레스 성형 후에도 환경으로부터 침입하는 수소에서 기인한 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 우수한 내지연 파괴 특성을 갖고, 또한 성형시에는 우수한 가공성을 발현하는 인장 강도 1320 ㎫ 이상의 초고강도 냉연 강판을 안정적으로 제조할 수 있고, 지연 파괴가 잘 발생되지 않는 초고강도 부재, 예를 들어 센터 필러나 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재를 제공할 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent resistance to delayed fracture due to delayed fracture caused by hydrogen invading from the environment even after press forming by a member and exhibiting excellent workability at the time of molding with a tensile strength of 1320 MPa or more It is possible to provide an automobile security member such as a center pillar or an impact beam, which can stably produce a steel plate and which does not generate delayed fracture hardly, for example, a center pillar or an impact beam.
도 1 은 180°굽힘 가공 후, 볼트 체결에 의해서 응력을 부여한 시험편의 개략도이다.Fig. 1 is a schematic view of a test piece to which stress is applied by bolt tightening after 180-degree bending.
본 발명의 초고강도 냉연 강판은, 이하에서 서술하는 특정한 화학 성분과 금속 조직을 갖는다. 먼저, 냉연 강판의 화학 성분에 대해서 설명한다.The ultra high strength cold rolled steel sheet of the present invention has a specific chemical composition and a metal structure described below. First, the chemical components of the cold-rolled steel sheet will be described.
<C : 0.15 ∼ 0.19 질량％>≪ C: 0.15 to 0.19 mass%
C 는 오스테나이트를 안정화시키는 원소임과 함께, 강판의 강도를 확보하는 데 필요한 원소이다. C 량이 0.15 질량％ 미만에서는, 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직에 있어서, 인장 강도 1320 ㎫ 이상을 안정적으로 얻는 것이 곤란하다. 한편, C 량이 0.19 질량％ 를 초과하면, 용접부 및 용접에 의한 열 영향부의 경화가 현저하게 발생되어 용접성이 저하된다. 이 때문에, C 량을 0.15 ∼ 0.19 질량％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는 0.18 ∼ 0.19 질량％ 의 범위이다.C is an element for stabilizing the austenite and is an element necessary for securing the strength of the steel sheet. When the C content is less than 0.15 mass%, it is difficult to stably obtain a tensile strength of 1320 MPa or more in a structure having a tempered martensitic phase and a ferrite phase. On the other hand, if the C content exceeds 0.19 mass%, the welded portion and the welded portion of the welded portion are hardly cured, thereby deteriorating weldability. Therefore, the amount of C is set in the range of 0.15 to 0.19 mass%. And more preferably in the range of 0.18 to 0.19 mass%.
<Si : 1.0 ∼ 3.0 질량％>≪ Si: 1.0 to 3.0 mass%
Si 는 강판을 경질화시키는 데 유효한 치환형 고용 강화 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는 1.0 질량％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Si 량이 3.0 질량％ 를 초과하면, 열간 압연에서의 스케일 형성이 현저해지고, 최종 제품시의 결함률이 증가하여 경제적으로 바람직하지 않다. 그 때문에, Si 량은 1.0 ∼ 3.0 질량％ 로 한다.Si is a substitute solid solution strengthening element effective for hardening the steel sheet. In order to exhibit this effect, it is necessary to contain not less than 1.0% by mass. When the amount of Si exceeds 3.0 mass%, scale formation in hot rolling becomes remarkable and the defect rate in the final product increases, which is economically undesirable. Therefore, the amount of Si is 1.0 to 3.0% by mass.
<Mn : 1.5 ∼ 2.5 질량％>≪ Mn: 1.5 to 2.5 mass%
Mn 은 오스테나이트를 안정화시킴과 함께, 강의 강화에 유효한 원소이다. 그러나, Mn 이 1.5 질량％ 미만에서는, 강의 ?칭성이 충분하지 않고, 어닐링 온도로부터의 냉각 중에 발생되는 페라이트상의 생성, 및 펄라이트 그리고 베이나이트의 생성이 조기에 개시되고, 강도가 현저하게 저하되는 점에서, 목적으로 하는 강도를 갖는 강판을 안정적으로 제조하는 것이 곤란해진다. 한편, 2.5 질량％ 를 초과하면, 편석이 현저해지고, 가공성이 열화되는 경우가 있음과 함께 내지연 파괴 특성이 저하된다. 이 때문에 Mn 량은 1.5 ∼ 2.5 질량％, 바람직하게는 1.5 ∼ 2.0 질량％ 로 한다.Mn is an element effective for stabilizing austenite and strengthening steel. However, when Mn is less than 1.5% by mass, steel is not sufficiently quenched, generation of ferrite phase generated during cooling from the annealing temperature, generation of pearlite and bainite is started early, and strength is remarkably lowered It becomes difficult to stably produce a steel sheet having a desired strength. On the other hand, if it exceeds 2.5% by mass, segregation becomes remarkable, the workability deteriorates, and the delayed fracture characteristics deteriorate. Therefore, the amount of Mn is 1.5 to 2.5% by mass, preferably 1.5 to 2.0% by mass.
<P : 0.05 질량％ 이하>≪ P: 0.05 mass% or less >
P 는 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이기 때문에 낮은 편이 바람직하고, 그 상한을 0.05 질량％, 바람직하게는 0.010 질량％ 로 한다. 추가로, 용접성 향상의 관점에서는 0.008 질량％ 이하가 보다 바람직하다.Since P is an element promoting grain boundary fracture by grain boundary segregation, it is preferably low, and the upper limit thereof is set to 0.05 mass%, preferably 0.010 mass%. Further, from the viewpoint of improving the weldability, 0.008 mass% or less is more preferable.
<S : 0.02 질량％ 이하><S: 0.02 mass% or less>
S 는 MnS 등의 개재물로 되어, 내충격 특성이나 내지연 파괴 특성의 열화를 유인하기 때문에 최대한 낮은 것이 바람직하고, 그 상한을 0.02 질량％, 바람직하게는 0.002 질량％ 로 한다.S is an inclusion such as MnS and the like, and is preferably as low as possible because it induces deterioration of the impact resistance and the delayed fracture resistance, and the upper limit thereof is set to 0.02 mass%, preferably 0.002 mass%.
<Al : 0.01 ∼ 0.05 질량％>≪ Al: 0.01 to 0.05 mass%
Al 은 탈산을 위해서 유효한 원소로서, 유용한 탈산 효과를 얻기 위해서는 0.01 질량％ 이상으로 할 필요가 있지만, 0.05 질량％ 를 초과하여 과잉되게 첨가하면 강판 중의 개재물이 증가하여 연성을 저하시킨다. 이 때문에 Al 량은 0.01 ∼ 0.05 질량％ 로 한다.Al is an effective element for deoxidation. In order to obtain a useful deoxidation effect, Al must be 0.01% by mass or more. If it is added in excess of 0.05% by mass, inclusions in the steel sheet increase to deteriorate ductility. Therefore, the amount of Al is set to 0.01 to 0.05 mass%.
<N : 0.005 질량％ 미만><N: less than 0.005 mass%
N 은 함유량이 0.005 질량％ 이상이 되면 질화물의 형성에 의한 고온 및 저온에서의 연성이 저하된다. 그 때문에, N 량은 0.005 질량％ 미만으로 한다.When the N content is 0.005 mass% or more, ductility at high temperature and low temperature due to the formation of nitride is lowered. Therefore, the amount of N is less than 0.005 mass%.
강판에는, 필요에 따라서 추가로 Nb, Ti, B 의 1 종 이상을 함유할 수 있다. 이하, 이들 3 원소의 첨가 효과와 그 바람직한 첨가량에 대해서 설명한다.The steel sheet may further contain at least one of Nb, Ti and B, if necessary. Hereinafter, the effect of addition of these three elements and their preferable addition amounts will be described.
<Nb, Ti : 0.1 질량％ 이하><Nb, Ti: 0.1 mass% or less>
Nb 및 Ti 는 결정립을 미세화시키는 효과가 있고, 강판의 강도를 상승시키는 데 유효한 원소이기 때문에 각각 0.015 질량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb, Ti 를 각각 0.1 질량％ 를 초과하여 함유시켜도, 그 효과는 포화되기 때문에 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에, Nb 및 Ti 의 첨가량은 각각 0.1 질량％ 이하로 한다.Nb and Ti have an effect of refining the crystal grains and are effective elements for increasing the strength of the steel sheet, and therefore it is preferable to add them by 0.015 mass% or more. However, even if Nb and Ti are contained in an amount exceeding 0.1% by mass, the effect is saturated, which is economically undesirable. Therefore, the addition amounts of Nb and Ti are set to 0.1 mass% or less, respectively.
<B : 5 ∼ 30 질량 ppm>≪ B: 5 to 30 mass ppm &
B 는 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. B 량이 5 질량 ppm 미만에서는, B 에 의한 강도 상승 효과를 기대할 수 없다. 한편, B 량이 30 질량 ppm 을 초과하면 열간 가공성이 저하되기 때문에 제조상 바람직하지 않다. 이 때문에, B 의 첨가량은 5 ∼ 30 질량 ppm 으로 한다.B is an effective element for increasing the strength of the steel sheet. When the B content is less than 5 mass ppm, the effect of increasing the strength by B can not be expected. On the other hand, when the B content exceeds 30 mass ppm, the hot workability is lowered, which is not preferable for the production. Therefore, the amount of B added is 5 to 30 mass ppm.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.The remainder other than the above are Fe and inevitable impurities.
다음으로 냉연 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.Next, the metal structure of the cold-rolled steel sheet will be described.
본 발명자들은, 프레스 성형성을 좌우하는 연성을 향상시킴과 함께, 프레스 성형 후에도 우수한 내지연 파괴 특성을 나타내는 강판을 얻기 위해서 검토하여, 높은 연성을 발휘시키기 위해서는 미크로 조직을 적절히 제어하는 것이 중요하다는 것을 알게 되었다. 구체적으로는, 연속 어닐링 후의 미크로 조직이, 템퍼드 마텐자이트상을 체적률로 40 ％ 이상 함유하고, 잔부가 페라이트상을 갖는 조직으로 하는 것이 중요함을 알았다. 이 조직은 어닐링시에 어닐링 온도로부터의 급랭과, 급랭 후의 템퍼링 처리에 의해서 얻어지는 것으로서, 이 수법에 의하면, 비용을 상승시키는 V 나 Mo 등의 천이 금속 원소나 주조 결함을 유인할 가능성이 있는 Al 등의 합금 원소를 과잉되게 첨가하는 일 없이 높은 연성을 갖는 초고강도 냉연 강판을 얻을 수 있다.The inventors of the present invention have studied to obtain a steel sheet exhibiting excellent resistance to delayed fracture even after press forming, and it is important to appropriately control the microstructure in order to exhibit high ductility I found out. Specifically, it was found that it is important that the microstructure after continuous annealing has a tempered martensite phase at a volume ratio of 40% or more and the remainder has a ferrite phase. This structure is obtained by quenching from the annealing temperature at the time of annealing and tempering treatment after quenching. According to this method, Al or the like which may induce transition metal elements such as V and Mo or casting defects which increase the cost It is possible to obtain an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having high ductility without adding excessive amounts of alloying elements.
내지연 파괴 특성은 강 중에 침입하는 수소량이 적을수록 우수하다. 템퍼드 마텐자이트상은 ?칭시의 오스테나이트상으로부터 마텐자이트상으로의 결정 구조 변태에 의해서 매우 다량의 전위가 도입되지만, 금속 조직 중에 페라이트상을 적당량 함유시킴으로써, 지연 파괴를 유인하는 것으로 여겨지는 수소의 트랩 사이트가 되는 전위를, 템퍼드 마텐자이트 단상 조직에 비해 대폭 저감시켜 강 중에 대한 수소 침입량을 저감할 수 있다.The delayed fracture characteristics are better as the amount of hydrogen entering the steel is smaller. In the tempered martensite phase, a very large amount of dislocation is introduced due to the crystal structure transformation from the austenite phase to the martensite phase in the ferromagnetic phase, but by containing an appropriate amount of the ferrite phase in the metal structure, hydrogen Can be significantly reduced compared with that of the tempered martensite single-phase structure, so that the amount of hydrogen penetration into the steel can be reduced.
템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 조직의 강의 인장 강도는, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률의 증가에 수반하여 상승한다. 이것은 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상에서는, 템퍼드 마텐자이트상 쪽이 경도가 높고, 인장 변형시에 있어서의 변형 저항은 경질상인 템퍼드 마텐자이트상이 담당하고 있어, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률이 클수록 템퍼드 마텐자이트 단상 조직의 인장 강도에 점점 가까와지기 때문이다. 본 발명의 강 성분 범위에 있어서는, 템퍼드 마텐자이트 체적률이 40 ％ 미만에서는 인장 강도 1320 ㎫ 이상은 얻어지지 않는다. 템퍼드 마텐자이트 체적률이 증가함에 따라서 연성은 저하되고, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률이 85 ％ 를 초과하는 조직에서는, 파단 신장으로 12 ％ 이상의 높은 연성 및 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서 필요한 페라이트상을 확보할 수 없게 된다. 또, 페라이트상의 체적률이 15 ％ 미만에서는, 파단 신장으로 12 ％ 이상의 높은 연성 및 내지연 파괴 특성의 향상이 충분하지 않고, 한편, 60 ％ 초과에서는 소정 강도를 얻기 위해서 필요한 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 확보할 수 없다.The tensile strength of the steel of the structure having the tempered martensite phase and the ferrite phase rises with an increase in the volume ratio of the tempered martensite. In the tempered martensitic phase and the ferrite phase, the tempered martensite phase has a high hardness and the tensile resistance at the time of the tensile strain is the tempered martensitic phase. The volume ratio of the tempered martensitic phase The greater the tensile strength of the tempered martensite single phase structure. In the steel component range of the present invention, when the tempered martensite volume fraction is less than 40%, a tensile strength of 1320 MPa or more can not be obtained. In the case of a tissue having a volume percentage of tempered martensite exceeding 85%, in order to improve the high ductility and delayed fracture characteristics by 12% or more due to the elongation at break, the ductility decreases as the tempered martensite volume ratio increases A required ferrite phase can not be secured. If the volume fraction of the ferrite phase is less than 15%, improvement in the high ductility and delayed fracture resistance characteristics of 12% or more is not sufficient due to elongation at break. On the other hand, when the volume fraction of ferrite phase is more than 60%, the tempered martensite phase The volume ratio can not be secured.
이상의 이유에서, 본 발명의 냉연 강판의 금속 조직은, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 40 ∼ 85 ％, 페라이트상의 체적률을 15 ∼ 60 ％ 로 한다. 보다 바람직하게는, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률을 60 ∼ 85 ％, 페라이트상의 체적률이 15 ∼ 40 ％ 로 한 금속 조직이다. 본 발명의 냉연 강판의 금속 조직은, 원하는 체적률을 갖는 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상으로 이루어지는 2 상 조직이어도 되고, 이들 2 상 이외의 조직으로서 잔류 오스테나이트상, 베이나이트상, 펄라이트상 등의 구성 상(相)을 함유해도 된다. 그러나, 베이나이트상 및 펄라이트상이 다량으로 존재할 경우, 각각 연성의 저하 및 강도의 저하를 유인하기 위해서, 다량으로 함유하는 것은 바람직하지 않다. 또, 잔류 오스테나이트상은 주로 결정립계에 필름상으로 존재함과 함께, 수소의 트랩 사이트가 되는 점에서, 수소 취화(脆化)에 수반되는 파괴 기점이 될 가능성이 있기 때문에 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이 때문에, 본 발명에 있어서, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상 이외의 구성 상 (베이나이트상, 펄라이트상, 잔류 오스테나이트상 등) 은 체적률의 합계로 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.For the above reason, the metal structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention has a volume percentage of tempered martensite of 40 to 85% and a volume percentage of ferrite phase of 15 to 60%. More preferably, the volume percentage of the tempered martensite is 60 to 85% and the volume percentage of the ferrite phase is 15 to 40%. The metal structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention may be a two-phase structure composed of a tempered martensite phase and a ferrite phase having a desired volume ratio, and a residual austenite phase, a bainite phase, a pearlite phase, May contain the constitutional phase (s). However, when a large amount of the bainite phase and the pearlite phase exists, it is not preferable that the bainite phase and the pearlite phase are contained in a large amount in order to induce deterioration of ductility and lowering of strength, respectively. In addition, since the residual austenite phase mainly exists as a grain boundary grain in the film phase and becomes a starting point of fracture accompanied by hydrogen embrittlement (embrittlement) in that it becomes a trap site of hydrogen, it is preferable to reduce it as much as possible . Therefore, in the present invention, it is preferable that the constituent phases other than the tempered martensite phase and the ferrite phase (bainite phase, pearlite phase, retained austenite phase, etc.) are 1% or less in total of the volume ratios.
본 발명이 목표로 하는 인장 강도 및 연성은, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 (JIS 5 호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 있어서의 파단 신장) 12 ％ 이상이고, 이 파단 신장은 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재에 프레스 가공할 수 있게 되는 최저한의 연성에 상당하는 것이지만, 본 발명에서는 이와 같은 강도·연성 레벨을 용이하게 실현할 수 있다. 또, 본 발명이 목표로 하는 내지연 파괴 특성은 25 ℃, pH 3 의 염산 환경하에서 100 시간 파괴가 발생되지 않는 성능이지만, 본 발명에서는 이와 같은 성능도 용이하게 실현할 수 있다.The tensile strength and ductility targeted by the present invention are not less than 1320 MPa in tensile strength and not less than 12% in elongation at break (elongation at break in tensile test using JIS No. 5 tensile test specimen) This is equivalent to the minimum ductility capable of being press-formed into the security member, but the strength and ductility level can be easily realized in the present invention. In addition, the delayed fracture resistance characteristic of the present invention is such that fracture does not occur for 100 hours under a hydrochloric acid environment at 25 DEG C and pH 3, but such a performance can be easily realized in the present invention.
본 발명의 냉연 강판의 용도에 특별한 제약은 없지만, 상기와 같은 성능을 갖는 점에서, 특히 자동차의 도어 임팩트 빔이나 센터 필러를 비롯한 초고강도 차체 보안 부재에 바람직하다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는 강판에는 강대도 포함되고, 본 발명의 냉연 강판은 표면에 도금 (전기 도금 등) 이나 화성 처리 등의 표면 처리를 실시하여 표면 처리 강판으로서 사용할 수도 있다.The use of the cold-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but it is preferable for an ultra-high strength vehicle body security member including a door impact beam and a center pillar of an automobile in view of the above-described performance. The steel sheet to which the present invention is applied also includes a steel strip, and the cold-rolled steel sheet of the present invention can be used as a surface-treated steel sheet by surface-treating the surface thereof by plating (electroplating or the like) or chemical treatment.
다음으로 본 발명의 초고강도 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.Next, a method of manufacturing the ultra high strength cold rolled steel sheet of the present invention will be described.
본 발명에 있어서는, 상기 성분 조성의 강을 용제하고, 연속 주조에 의해서 주물편 (슬래브) 으로 하고, 그 슬래브를 1200 ℃ 이상으로 가열 후, 마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상에서 열간 압연한다. 이하, 열간 압연의 한정 이유에 대해서 설명한다.In the present invention, steel having the above-mentioned composition is dissolved and cast into a cast piece (slab) by continuous casting, and the slab is heated to a temperature of 1,200 占 폚 or higher and then hot rolled at a finish rolling exit temperature of 800 占 폚 or higher. The reason for limiting the hot rolling will be described below.
<슬래브 가열 온도 1200 ℃ 이상> <Slab heating temperature> 1200 ° C>
슬래브 가열 온도가 1200 ℃ 미만에서는, 압연 하중이 증대되어 열간 압연시의 트러블 발생의 위험이 증대된다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이상으로 한다. 가열 온도가 지나치게 높아지면 산화 중량의 증가에 수반되는 스케일 로스의 증대로 이어지기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.If the slab heating temperature is less than 1200 ° C, the rolling load is increased and the risk of occurrence of trouble during hot rolling increases. Therefore, the slab heating temperature should be 1200 ° C or higher. If the heating temperature is excessively high, the slab heating temperature is preferably 1300 DEG C or less because the scale loss is accompanied by an increase in the oxidation weight.
<마무리 압연 출구측 온도 800 ℃ 이상>≪ 800 占 폚 or more at the temperature at the finish rolling exit side >
마무리 압연 출구측 온도를 800 ℃ 이상으로 함으로써, 균일한 열연 모상 조직을 얻을 수 있다. 마무리 압연 출구측 온도가 800 ℃ 를 밑돌면, 강판의 조직이 불균일해지고, 연성이 저하됨과 함께 성형시에 여러 가지 문제를 발생시킬 위험성이 증대된다. 따라서, 마무리 압연 출구측 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 출구측 온도의 상한은 특별히 규제되지 않지만, 과도하게 높은 온도에서 압연하면 스케일 불균일 등의 원인이 되기 때문에, 1000 ℃ 이하 정도로 하는 것이 바람직하다.By setting the temperature at the finishing rolling exit side at 800 占 폚 or higher, a uniform hot-rolled hull structure can be obtained. If the temperature at the finish rolling exit side is lower than 800 占 폚, the structure of the steel sheet becomes uneven, the ductility is lowered, and the risk of causing various problems at the time of molding increases. Therefore, the temperature at the finishing rolling exit side is set at 800 ° C or higher. The upper limit of the temperature at the finish rolling exit side is not particularly restricted, but rolling at an excessively high temperature causes scale non-uniformity and the like.
열간 압연 후 권취 처리를 실시한다. 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도가 지나치게 높으면 조대립이 생성되고, 강판 조직이 불균일해져 연성이 저하된다. 또, 권취 온도가 지나치게 낮은 경우에는, 열간 압연에 의해서 발생된 가공 조직이 잔류하여, 다음 공정인 냉간 압연의 압연 하중이 커진다. 그 때문에, 권취 온도는 600 ∼ 700 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 특히 바람직한 권취 온도는 600 ∼ 650 ℃ 이다.Rolled after hot rolling. The coiling temperature is not particularly limited, but if the coiling temperature is too high, coarseness is produced, the steel sheet structure becomes uneven, and ductility is lowered. When the coiling temperature is too low, the processed structure generated by the hot rolling remains and the rolling load of cold rolling, which is the next step, is increased. Therefore, the coiling temperature is preferably 600 to 700 占 폚. A particularly preferable coiling temperature is 600 to 650 占 폚.
열간 압연을 실시한 후, 산세 및 냉간 압연하고, 이어서 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시한다. 산세, 냉간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 연속 어닐링은 AC1 변태점 ∼ AC3 변태점의 온도 범위에서 30 ∼ 1200 sec 유지한 후, 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 까지 냉각시키고, 계속하여 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하까지 냉각시키고, 이어서, 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 sec 유지하는 템퍼링 처리를 실시한다. 이하, 연속 어닐링 및 템퍼링 처리의 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.Hot rolled, pickled and cold rolled, and then subjected to continuous annealing and tempering. The conditions of pickling and cold rolling are not particularly limited. The continuous annealing is carried out for 30 to 1200 sec in the temperature range of A C1 transformation point to A C3 transformation point, followed by cooling to 600 to 800 deg. C at an average cooling rate of 100 deg. C / sec or less, Followed by tempering at a temperature of 100 to 300 占 폚 for 120 to 1800 sec. Hereinafter, reasons for limiting the conditions of the continuous annealing and the tempering process will be described.
<어닐링 온도 : AC1 변태점 ∼ AC3 변태점에서 30 ∼ 1200 초 유지>≪ Annealing temperature: A C1 transformation point ~ A C3 Retention time of 30 to 1200 seconds at the transformation point >
어닐링 온도가 AC1 변태점 미만이 되면, 어닐링 중에 소정 강도의 확보에 필요한 오스테나이트상 (?칭 후에 마텐자이트상으로 변태) 이 생성되지 않아, 어닐링 후 ?칭을 실시해도 소정 강도가 얻어지지 않는다. 어닐링 온도가 AC3 변태점 초과여도, 어닐링 온도로부터의 냉각 중에 석출되는 페라이트상의 체적률을 제어함으로써, 체적률로 40 ％ 이상의 마텐자이트상을 얻는 것이 가능하지만, AC3 변태점 초과에서 어닐링한 경우, 원하는 금속 조직이 잘 얻어지지 않는다. 그 때문에, 어닐링 온도는 AC1 변태점 ∼ AC3 변태점의 범위로 한다. 또, 이 온도 범위에 있어서 오스테나이트상의 평형 체적률이 40 ％ 이상을 안정적으로 확보하는 관점에서, 760 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 780 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, 어닐링 온도에서의 유지 시간 (어닐링 시간) 이 지나치게 짧으면 미크로 조직이 충분히 어닐링되지 않고 냉간 압연에 의한 가공 조직이 존재한 불균일한 조직이 되어 연성이 저하된다. 한편, 유지 시간이 지나치게 길면 제조 시간의 증가를 초래하여 제조 비용상 바람직하지 않다. 이 때문에, 유지 시간은 30 ∼ 1200 초로 한다. 특히 바람직한 유지 시간은 250 ∼ 600 초의 범위이다.When the annealing temperature is lower than the A C1 transformation point, an austenite phase (transformation into a martensite phase after quenching) necessary for securing a predetermined strength is not generated during annealing, and even if annealing is performed, a predetermined strength can not be obtained. The annealing temperature A C3 transformation point in excess even by controlling the ferrite volume ratio on the precipitated during cooling from the annealing temperature, it is possible to volume ratio for obtaining a 40% or more maten Xi-form but, A C3 transformation point when the annealing in excess of, a desired The metal structure is not easily obtained. Therefore, the annealing temperature is in the range of the A C1 transformation point to the A C3 transformation point. From the viewpoint of stably securing an equilibrium volume percentage of the austenite phase of 40% or more in this temperature range, the temperature is preferably 760 占 폚 or higher, and more preferably 780 占 폚 or higher. Also, if the holding time at the annealing temperature (annealing time) is too short, the microstructure is not sufficiently annealed, resulting in a nonuniform structure in which the processed structure due to cold rolling exists and the ductility is lowered. On the other hand, if the holding time is too long, the production time is increased, which is not preferable in terms of production cost. Therefore, the holding time is 30 to 1200 seconds. A particularly preferred retention time is in the range of 250 to 600 seconds.
<평균 냉각 속도 100 ℃/초 이하에서 600 ∼ 800 ℃ 로 냉각 (서랭)><Cooling (cooling) at 600 to 800 ° C at an average cooling rate of 100 ° C / sec or less>
이어서, 상기 어닐링 온도로부터 100 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 600 ∼ 800 ℃ 의 온도 (서랭 정지 온도) 까지 냉각 (이하의 설명에서는, 이 냉각을「서랭」이라고 하는 경우가 있다) 시킨다. 어닐링 온도로부터의 서랭 중에 페라이트상을 석출시켜 강도-연성 밸런스를 제어하는 것이 가능하지만, 서랭 정지 온도를 600 ℃ 미만으로 한 경우, 미크로 조직 중에 펄라이트가 다량으로 생성되어 강도가 급격하게 저하되기 때문에, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 또, 서랭 정지 온도를 800 ℃ 보다 고온으로 한 경우에는, 어닐링 온도로부터의 서랭 중에 충분한 양의 페라이트상을 석출시킬 수 없어 연성을 충분히 얻을 수 없다. 그 때문에, 서랭 정지 온도는 600 ∼ 800 ℃ 로 한다. 조업상의 서랭 정지 온도 변동에 수반되는 재질 변동을 억제하는 관점에서는, 서랭 정지 온도는 700 ∼ 750 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.Subsequently, cooling is carried out from the annealing temperature to a temperature of 600 to 800 DEG C (a cooling stop temperature) at an average cooling rate of 100 DEG C / sec or less (hereinafter, this cooling may be referred to as " It is possible to control the strength-ductility balance by precipitating a ferrite phase from the annealing temperature. However, when the cooling stop temperature is lower than 600 占 폚, a large amount of pearlite is produced in the microstructure and the strength is rapidly lowered, A tensile strength of 1320 MPa or more can not be obtained. When the sintering stop temperature is higher than 800 ° C, sufficient amount of ferrite phase can not be precipitated during the cooling from the annealing temperature, so that sufficient ductility can not be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is 600 to 800 ° C. From the standpoint of suppressing the fluctuation of the material accompanied by the fluctuation of the cooling stop temperature of the operation, it is preferable that the cooling stop temperature is 700 to 750 ° C.
또, 서랭의 평균 냉각 속도가 100 ℃/초를 초과하면, 서랭 중에 충분한 양의 페라이트상의 석출이 발생되지 않기 때문에 소정 연성을 얻을 수 없다. 본 발명에서 의도하는 템퍼드 마텐자이트상과 페라이트상을 갖는 금속 조직의 연성은, 경질인 템퍼드 마텐자이트상과 연질인 페라이트상이 혼재함으로써 발현되는 높은 가공 경화능에서 기인하기도 하지만, 평균 냉각 속도가 100 ℃/초를 초과하는 경우, 서랭 중의 오스테나이트 중에 대한 탄소 농화가 불충분해져, 급랭시에 경질인 마텐자이트상이 얻어지지 않는다. 그 결과, 최종 조직의 가공 경화능이 저하되어 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 이상의 점에서, 서랭시의 평균 냉각 속도는 100 ℃/초 이하로 한다. 오스테나이트상 중에 대한 탄소 농화를 충분히 발생시키기 위해서는, 5 ℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다.If the average cooling rate of the cooling is more than 100 ° C / second, sufficient amount of ferrite phase precipitation does not occur in the cooling, so that a predetermined ductility can not be obtained. The ductility of the tempered martensitic phase and ferrite phase intended in the present invention is due to the high work hardenability which is manifested by the mixing of the hard tempered martensite phase and the soft ferrite phase, When the heating temperature exceeds 100 ° C / second, the carbon concentration in the austenite in the quenching becomes insufficient, and a hard martensite phase is not obtained at the time of quenching. As a result, the work hardening ability of the final structure is lowered and sufficient ductility can not be obtained. In view of the above, the average cooling rate at the time of cooling is set at 100 占 폚 / second or less. In order to sufficiently generate carbon enrichment in the austenite phase, it is preferable to set an average cooling rate of 5 DEG C / sec or less.
<평균 냉각 속도 100 ∼ 1000 ℃/초에서 100 ℃ 이하까지 냉각 (급랭)><Cooling (Quenching)> 100 ° C or less at an average cooling rate of 100 to 1000 ° C /
상기 서랭에 계속하여, 100 ∼ 1000 ℃/초의 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이하의 온도 (냉각 정지 온도) 까지 냉각 (이하의 설명에서는, 이 냉각을「급랭」이라고 하는 경우가 있다) 시킨다. 서랭 후의 급랭은 오스테나이트상을 마텐자이트상으로 변태시키기 위해서 실시하지만, 그 평균 냉각 속도가 100 ℃/초 미만에서는, 냉각 중에 오스테나이트상이 페라이트상, 베이나이트상 또는 펄라이트상으로 변태되기 때문에 소정 강도를 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도가 1000 ℃/초를 초과하면, 냉각에 의한 강판의 수축 균열이 발생될 가능성이 있다. 이 때문에, 급랭시의 평균 냉각 속도는 100 ∼ 1000 ℃/초로 한다. 이 냉각은 워터 ?칭에 의한 급랭이 바람직하다.Following the above-mentioned cooling, cooling is carried out at an average cooling rate of 100 to 1000 占 폚 / sec to a temperature of 100 占 폚 or less (cooling stopping temperature) (this cooling may be referred to as "quenching" in the following description). When the average cooling rate is less than 100 ° C / sec, the austenite phase transforms into a ferrite phase, a bainite phase, or a pearlite phase during cooling, so that the predetermined strength Can not be obtained. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 1000 ° C / second, shrinkage cracking of the steel sheet due to cooling may occur. For this reason, the average cooling rate at the time of quenching is set at 100 to 1000 ° C / second. This cooling is preferably quenched by water jetting.
냉각 정지 온도는 100 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도가 100 ℃ 초과에서는, 급랭시에 오스테나이트의 ?칭이 충분히 발생되지 않음에 따른 마텐자이트상의 체적률 저하, 및 급랭에 의해서 생성된 마텐자이트상의 자기 템퍼링에 의한 재료 강도의 저하를 유인하기 때문에 제조상 바람직하지 않다.The cooling-stop temperature is preferably 100 ° C or lower. When the cooling stop temperature is more than 100 ° C, the volume ratio of the martensite phase due to insufficient generation of austenite at the time of quenching and the decrease in the material strength due to magnetic tempering on the martensite produced by quenching Which is undesirable for production.
<템퍼링 처리 : 100 ∼ 300 ℃ 에서 120 ∼ 1800 초 유지><Tempering treatment: maintained at 100 to 300 占 폚 for 120 to 1800 seconds>
상기 급랭에 계속하여, 마텐자이트상의 템퍼링을 위해서 재가열하여 100 ∼ 300 ℃ 의 온도 범위에서 120 ∼ 1800 초간 유지하는 템퍼링 처리를 실시한다. 이 템퍼링은 마텐자이트상을 연질화시켜 가공성을 향상시킨다. 템퍼링을 100 ℃ 미만에서 실시한 경우, 마텐자이트의 연질화가 불충분하여 가공성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또, 템퍼링을 300 ℃ 초과에서 실시하는 것은 재가열로 인한 제조 비용을 높일 뿐만 아니라, 현저한 강도의 저하를 초래하여 유용한 효과를 얻을 수 없다.Subsequent to the quenching, a tempering treatment is performed to reheat the martensite for tempering and maintain the temperature in the range of 100 to 300 캜 for 120 to 1800 seconds. This tempering softens the martensite phase to improve processability. When the tempering is carried out at a temperature lower than 100 占 폚, the softening of the martensite is insufficient, so that the effect of improving the workability can not be expected. In addition, carrying out the tempering at a temperature higher than 300 캜 not only increases the manufacturing cost due to reheating but also causes a remarkable decrease in strength and can not obtain a useful effect.
한편, 유지 시간을 120 sec 미만으로 한 경우, 유지 온도에 있어서의 마텐자이트의 연질화가 충분히는 발생되지 않기 때문에 가공성의 향상 효과를 기대할 수 없다. 또, 유지 시간이 1800 sec 를 초과하는 경우, 마텐자이트의 연질화가 과도하게 진행됨으로써 강도가 현저하게 저하되는 것에 더하여, 재가열 시간의 증가로 인해서 제조 비용을 높이기 때문에 바람직하지 않다.On the other hand, when the holding time is less than 120 sec, the softening of the martensite at the holding temperature is not sufficiently generated, so that the effect of improving the workability can not be expected. When the holding time exceeds 1800 sec, the softening of the martensite proceeds excessively, whereby the strength is remarkably lowered and the manufacturing cost is increased due to an increase in reheating time, which is not preferable.
이상의 제조 공정에 의해서, 본 발명의 초고강도 냉연 강판을 제조할 수 있다. 또, 본 발명의 초고강도 냉연 강판은 어닐링 후의 판형상성 (평탄도) 이 우수한 점에서, 압연이나 레벨러 가공 등의 강판의 형상을 교정하기 위한 공정은 반드시 필요하지는 않지만, 재질이나 표면 조도를 조정하는 관점에서, 어닐링 후의 강판에 수 ％ 정도의 신장률로 압연을 실시해도 아무런 문제는 없다.The ultra-high strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be produced by the above-described manufacturing steps. Further, since the ultra-high strength cold-rolled steel sheet of the present invention is excellent in plate formability after annealing (flatness), a step for calibrating the shape of a steel sheet such as rolling or leveling is not necessarily required, , There is no problem even if the steel sheet after annealing is rolled at an elongation percentage of about several%.
실시예 Example
표 1 에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 시험용 강 A ∼ M 을 진공 용제하고, 슬래브로 한 후, 표 2 에 기재된 조건에서 열간 압연하여 판두께 3.4 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 이 열연 강판을 산세 처리하여 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.4 ㎜ 두께까지 냉간 압연하였다. 이어서, 표 2 에 기재된 조건에서 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시하였다. 또한, 각 강종의 AC1 변태점은 비특허문헌 1, AC3 변태점은 비특허문헌 2 에 기재된 변태점의 합금 성분 의존성에 관한 관계식 (하기의 2 식) 에서 구한 값이다.Test steels A to M having the composition shown in Table 1 were vacuum-melted and turned into slabs, and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.4 mm. The hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to a thickness of 1.4 mm. Subsequently, continuous annealing and tempering were carried out under the conditions shown in Table 2. The A C1 transformation point of each steel type is a value obtained by a relational expression (the following two expressions) relating to the alloy component dependency of the transformation point described in
AC1 [℃] = 723-10.7×(질량％ Mn)＋29.1×(질량％ Si) ···(1)A C1 [占 폚] = 723-10.7 占 (mass% Mn) + 29.1 占 (mass% Si)
AC3 [℃] = 910-203×(질량％ C)1/2＋29.1×(질량％ Si)-30×(질량％ Mn)＋700×(질량％ P)＋400×(질량％ Al)＋400×(질량％ Ti) ···(2)A C3 [℃] = 910-203 × (wt% C) 1/2 + 29.1 × (mass% Si) -30 × (mass% Mn) + 700 × (mass% P) + 400 × (Al wt%) + 400 × ( Mass% Ti) (2)
이상의 제조 공정에 의해서 얻어진 강판으로부터 시험편을 채취하여, 금속 조직의 관찰 (측정) 과 인장 시험을 실시하였다. 또한, 일부의 강종에 대해서는 지연 파괴 시험을 실시하였다. 이들 결과를 표 3 에 나타낸다.A test piece was taken from a steel sheet obtained by the above-described manufacturing process, and observation (measurement) of a metal structure and tensile test were carried out. For some steel types, a delayed fracture test was conducted. These results are shown in Table 3.
금속 조직의 관찰 (측정) 과 성능 시험은 아래와 같이 실시하였다.The observation (measurement) and the performance test of the metal structure were carried out as follows.
(1) 금속 조직의 관찰(1) Observation of metal structure
얻어진 냉연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향과 평행한 단면에 대해서 경면 연마 후, 나이타르에 의해서 에칭을 실시하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경을 사용하여 미세 조직을 관찰·촬영하고, 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상 등의 구성 상의 종류를 동정함과 함께, 화상 해석 장치를 사용하여 조직 사진을 2 값화함으로써 템퍼드 마텐자이트상 및 페라이트상의 체적률을 구하였다. 또한, 얻어진 냉연 강판에는 잔류 오스테나이트상이 존재할 가능성도 있기 때문에, 발명예에 대해서는 X 선 (Mo-Kα 선) 측정법에 의해서 잔류 오스테나이트상의 측정을 시도했으나, 그 존재량은 어느 것이나 거의 제로였기 때문에 표 3 의 잔부에는 포함시키지 않는다.A test piece was taken from the obtained cold-rolled steel sheet, mirror-polished on a cross section parallel to the rolling direction, etched by means of a nitrile, and the microstructure was observed and photographed using an optical microscope or a scanning electron microscope, Martensite phase and ferrite phase were identified, and the tissue photos were binarized using an image analyzer to determine the volume ratio of the tempered martensite phase and the ferrite phase. Further, since the obtained cold-rolled steel sheet may have a residual austenite phase, the residual austenite phase was tried to be measured by the X-ray (Mo-K? Ray) measurement method in the present invention. However, It is not included in the remainder of Table 3.
(2) 인장 시험(2) Tensile test
얻어진 냉연 강판으로부터 압연 방향과 직각으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS-Z-2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (0.2 ％ 응력 (YS), 인장 강도 (TS), 파단 신장 (EL) 을 구하였다.JIS No. 5 tensile test specimen was taken from the obtained cold-rolled steel sheet at right angles to the rolling direction and subjected to a tensile test in accordance with JIS-Z-2241. The tensile properties (0.2% stress (YS), tensile strength (TS) And elongation at break (EL) was obtained.
(3) 지연 파괴 특성 평가 시험(3) Delayed fracture characteristics evaluation test
얻어진 냉연 강판의 압연 방향을 길이 방향으로 하여 30 ㎜×100 ㎜ 로 절단 및, 단면을 연삭 가공한 시험편을 사용하고, 시험편을 펀치 선단의 곡률 반경 10 ㎜ 이고 180°굽힘 가공을 실시하였다. 이 굽힘 가공을 실시한 시험편에 발생된 스프링 백을, 도 1 에 나타내는 바와 같이, 볼트 (2) 에 의해서 시험편 1 의 내측 간격이 20 ㎜ 가 되도록 조이고 , 시험편 1 에 응력을 부하한 후, 25 ℃, pH 3 의 염산에 침지하여 파괴가 발생될 때까지의 시간을 최장 100 시간까지 측정하였다. 100 시간 이내에 파괴가 발생되지 않은 것을 합격으로 하였다.The obtained cold-rolled steel sheet was cut into 30 mm × 100 mm in the longitudinal direction in the rolling direction, and a test piece having its end section grinded, and the test piece was subjected to 180 ° bending with a radius of curvature of 10 mm at the tip of the punch. As shown in Fig. 1, the springback generated in this bending test piece was tightened so that the inner distance of the
표 1 내지 3 에 의하면, 본 발명의 조건에 적합한 발명예는, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상이라는 높은 강도·연성 밸런스를 얻을 수 있고, 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100 시간 파괴가 발생되지 않아 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다.According to Tables 1 to 3, the inventive example suitable for the conditions of the present invention can attain a high strength / ductility balance of a tensile strength of 1320 MPa or more and a breaking elongation of 12% or more, And it was confirmed that it has excellent delayed fracture characteristics.
어닐링 시간을 본 발명의 범위 외인 10 초로 한 No.24 는, 열간 압연 후에 생성된 펄라이트 조직이 어닐링 공정 후에도 잔존하고 있음과 함께, 냉간 압연에 수반되는 가공 변형의 영향이 충분히 제거되지 않았기 때문에 소정의 강도·연성이 얻어지지 않았다. 또, 어닐링 온도를 AC3 점 이상으로 한 No.25, 29 는 서랭 중에 페라이트상의 석출을 발생시킬 수 없어 마텐자이트 단상 조직이 되고, 소정 강도는 얻어졌지만 소정 연성은 얻어지지 않았다. 강 성분이 본 발명의 범위 외인 No.26 및 27 은, 본 발명에서 규정하는 연속 어닐링 및 템퍼링 처리를 실시해도 소정 강도는 얻어지지 않았다. 서랭 정지 온도를 500 ℃ 로 한 No.30 은 다량의 페라이트상이 석출됨과 함께, 펄라이트상도 생성되기 때문에 소정 강도가 얻어지지 않았다. 급랭 공정의 평균 냉각 속도를 본 발명의 범위 외인 20 ℃/초로 한 No.31 은, 소정량의 마텐자이트상을 얻을 수 없고, 소정 강도가 얻어지지 않았다. 템퍼링 온도를 400 ℃ 로 한 No.32 는 마텐자이트상의 과도한 템퍼링 연화가 발생됨에 따라서 소정 강도가 얻어지지 않았다.In No. 24 in which the annealing time was outside the range of the present invention, the pearlite structure formed after the hot rolling still remained after the annealing process and the influence of the work deformation accompanying the cold rolling was not sufficiently removed, Strength and ductility were not obtained. Nos. 25 and 29, in which the annealing temperature was not lower than the A C3 point, failed to cause precipitation of ferrite phase in the quenching, resulting in a single-phase structure of martensite and a predetermined strength was obtained, but no predetermined ductility was obtained. Nos. 26 and 27, in which the steel component is outside the scope of the present invention, did not attain a predetermined strength even when subjected to the continuous annealing and tempering treatment specified in the present invention. In No. 30 with the cooling stop temperature of 500 캜, a large amount of ferrite phase precipitated and a pearlite phase was also generated, so that no predetermined strength was obtained. In No. 31 in which the average cooling rate in the quenching step was set at 20 ° C / sec outside the range of the present invention, a predetermined amount of martensite phase could not be obtained and a predetermined strength was not obtained. No. 32 having a tempering temperature of 400 캜 did not have a predetermined strength due to the occurrence of excessive tempering softening of the martensite phase.
본 발명의 조건에 적합한 발명예 No.1 ~ 5, 9, 10, 12 ∼ 21 은 지연 파괴 특성 평가 시험에 있어서 100 시간 파괴가 발생되지 않아, 본 발명에 의해서 얻어지는 냉연 강판이 충분한 내지연 파괴 특성을 갖는 것이 확인되었다. 그러나, 금속 조직이 템퍼드 마텐자이트 단상이고, 본 발명의 범위 외가 되는 비교예 No.25, 29 는 100 시간 이내에 균열이 발생했기 때문에, 내지연 파괴 특성 시험 결과가 불합격이 되었다.The inventive cold-rolled steel sheets according to the present invention exhibited a sufficient delayed fracture characteristic (tensile strength) and a low fracture toughness . However, in Comparative Examples Nos. 25 and 29 in which the metal structure was a tempered martensite single phase and outside the scope of the present invention, cracking occurred within 100 hours, and the results of the delayed fracture characteristics test were rejected.
산업상 이용가능성Industrial availability
본 발명은 주로 자동차의 도어 임팩트 빔이나 센터 필러를 비롯한, 초고강도 차체 보안 부재 등의 용도에 바람직한 ?칭, 템퍼링 처리용의 박강판이고, 이러한 강판을 사용한 자동차용 부품을 제조할 때, 강 조성, 압연 조건 그리고 어닐링 조건을 적정하게 제어함으로써, 체적률로 40 ％ 이상 85 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트상과, 체적률로 15 ％ 이상 60 ％ 이하의 페라이트상을 함유하는 조직을 갖고, 인장 강도 1320 ㎫ 이상, 파단 신장 12 ％ 이상에서 우수한 강도-연성 밸런스를 갖고, 또 내지연 파괴 특성도 우수하다. 본 발명의 초고강도 냉연 강판을 사용하면, 임팩트 빔 등의 자동차 보안 부재의 프레스 가공이 가능하고, 이 자동차 보안 부재에서는 우수한 내지연 파괴 특성이 발현된다.The present invention is a thin steel plate for machining and tempering treatment which is suitable for applications such as a door impact beam and a center pillar of an automobile and an ultra high strength vehicle body security member. When manufacturing automobile parts using such a steel plate, , The rolling conditions and the annealing conditions are appropriately controlled to have a tempered martensitic phase of not less than 40% and not more than 85% by volume and a ferrite phase of not less than 15% and not more than 60% It has excellent strength-ductility balance at 1320 MPa or more and breaking elongation of 12% or more, and also has excellent delayed fracture resistance. When the ultra-high strength cold-rolled steel sheet of the present invention is used, it is possible to press-form an automobile security member such as an impact beam, and this automobile security member exhibits excellent resistance to delayed fracture.
1 : 시험편
1 : 볼트1: Specimen
1: Bolt
Claims (4)
추가로, 질량비로, Nb : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, Ti : 0 % 초과 0.1 ％ 이하, B : 5 ∼ 30 질량 ppm 의 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판.The method according to claim 1,
And further contains at least one of Nb: more than 0% and not more than 0.1%, Ti: more than 0% and not more than 0.1%, and B: 5 to 30 mass ppm in mass ratio. Ultra high strength cold rolled steel sheet.
파단 신장이 12 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판3. The method according to claim 1 or 2,
And an elongation at break of 12% or more. The super high strength cold rolled steel sheet
금속 조직이 체적률로 40 ~ 85 % 인 템퍼드 마텐자이트상, 및 체적률로 15 ~ 60 % 인 페라이트상으로 이루어지고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상이고 파단 신장이 12 % 이상인 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판의 제조 방법.A steel slab having the chemical composition according to claim 1 or 2 is heated at a temperature of 1200 ° C or higher, hot rolled at a temperature of 800 ° C or higher at the finish rolling exit side, pickled and cold rolled, A C1 transformation point to an A C3 transformation point for 30 to 1,200 sec, cooled to 600 to 800 deg. C at an average cooling rate of 100 deg. C / sec or less, and subsequently cooled at an average cooling rate of 100 to 1000 deg. C / Deg.] C or lower, and then subjected to a tempering treatment in which the reheating is continued for 120 to 1800 sec in a temperature range of 100 to 300 [deg.] C.
Wherein the metal structure is composed of a tempered martensite phase having a volume percentage of 40 to 85% and a ferrite phase having a volume percentage of 15 to 60%, and having a tensile strength of 1320 MPa or more and a break elongation of 12% A method for manufacturing an ultra high strength cold rolled steel sheet excellent in characteristics.
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