KR20060076741A

KR20060076741A - 내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판

Info

Publication number: KR20060076741A
Application number: KR1020050131620A
Authority: KR
Inventors: 후미오 유세; 슈시 이케다; 요이치 무카이; 히로시 아카미즈; 준이치로 기누가사; 겐지 사이토; 고이치 스기모토; 도모히코 호조
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼; 가부시키가이샤 신슈 티엘오
Priority date: 2004-12-28
Filing date: 2005-12-28
Publication date: 2006-07-04
Also published as: US20060137769A1; KR100886052B1; CA2531616A1; EP1676933A1; EP1676933B1

Abstract

본 발명은 내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판을 제공한다.

본 발명의 초고강도 박강판은 질량%로, C 0.25% 초과 0.60% 이하, Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이,

(i) 전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트: 1% 이상,

베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함), 및

상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 만족하거나, 또는

(ii) 잔류 오스테나이트: 전체 조직에 대한 면적율로 1% 이상,

상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상,

상기 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하, 및

상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하를 만족하고,

인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성이 우수한 초고강도 박강판이다.

Description

내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판{ULTRAHIGH-STRENGTH THIN STEEL SHEET SUPERIOR IN HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE AND WORKABILITY}

도 1은 실시예 1에서의 내압 파괴 시험에 이용한 부품의 개관 사시도이다.

도 2는 실시예 1에서의 내압 파괴 시험의 양태를 모식적으로 나타낸 측면도이다.

도 3은 실시예 1에서의 내충격 특성 시험에 이용한 부품의 개관 사시도이다.

도 4는 상기 도 3에서의 A-A 단면도이다.

도 5는 실시예 1에서의 내충격 특성 시험의 양태를 모식적으로 나타낸 측면도이다.

도 6은 실시예 1의 No. 101(본 발명예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이다.

도 7은 실시예 1의 No. 120(비교예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이다.

도 8은 실시예 2의 No. 201(본 발명예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이다.

도 9는 실시예 2의 No. 220(비교예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배) 이다.

도 10은 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비와 수소취화 위험도 지수의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 11은 잔류 오스테나이트 결정립간(結晶粒間)의 최인접 거리를 모식적으로 나타낸 도면이다.

도 12는 실시예 3의 No. 301(본 발명예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이다.

도 13은 실시예 3의 No. 301(본 발명예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 60,000배)이다.

도 14는 실시예 3의 No. 313(비교예)에서의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이다.

도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명

1: 내압 파괴 시험용 부품(시험체) 2, 5: 스폿 용접 위치

3: 금형 4: 내충격 특성 시험용 부품(시험체)

6: 낙추 7: (내충격 특성 시험용) 토대

본 발명은 내수소취화 특성(耐水素脆化特性: 수소를 흡수함에 따라 금속재 료가 약해지는 것을 억제할 수 있는 성능), 특히 성형 가공 후의 내수소취화 특성, 및 가공성이 우수한 초고강도 박(薄)강판에 관한 것으로, 특히 인장강도 1180MPa 이상의 강판에서 문제가 되는 자연 균열, 지연 파괴 등의 수소취화(수소를 흡수함에 따라 금속재료가 약해지는 것)에 기인하는 파괴가 억제되면서 가공성이 우수한 초고강도 박강판에 관한 것이다.

자동차나 산업용 기계 등을 구성하는 고강도 부품을 프레스 성형 가공이나 굽힘 가공하여 얻는 데에 있어서, 상기 가공에 제공되는 강판은 우수한 강도와 연성을 겸비하고 있을 것이 요구되고 있다. 최근에는 자동차의 추가적인 경량화 등에 따라 1180MPa 이상의 초고강도 강판에 대한 요구가 높아지고 있고, 이러한 요구에 부응하는 강판으로서 특히 TRIP(Transformation Induced Plasticity; 변태 유기 소성) 강판이 주목되고 있다.

TRIP 강판은 오스테나이트 조직이 잔류하고 있어 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이상의 온도에서 가공 변형시키면, 응력에 의해 잔류 오스테나이트(잔류 γ)가 마르텐사이트로 유기 변태하여 큰 신장율이 얻어지는 강판이다. 그 종류로서 몇가지를 들 수 있으며, 예컨대, 폴리고날 페라이트를 모상으로 하고 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직 강(TPF 강); 템퍼링 마르텐사이트를 모상으로 하고 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 템퍼링 마르텐사이트 강(TAM 강); 베이니틱 페라이트를 모상으로 하고 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트 강(TBF 강) 등이 알려져 있다. 그 중 TBF 강은 오래전부터 알려져 있었고(예컨대, 문헌[NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(닛신세이코 기보), No. 43, Dec. 1980, p.1-10]), 경질의 베이니틱 페라이트에 의해 고강도가 얻어지기 쉬우며, 또한 당해 조직 중에는 침상의 베이니틱 페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽고, 이러한 조직 형태가 매우 우수한 신장율을 초래하는 특징을 갖고 있다. 또한, TBF 강은 1회의 열처리(연속 어닐링 공정 또는 도금 공정)에 의해 용이하게 제조할 수 있다는 제조상의 장점도 있다.

그런데 1180MPa급 이상의 초고강도 영역에서는, 다른 고강도 강재와 마찬가지로 TRIP 강판에 있어서도 수소취화에 따른 지연 파괴라는 폐해가 새롭게 발생한다고 알려져 있다. 지연 파괴는 고강도 강에 있어서 부식 환경 또는 분위기에서 발생한 수소가 전위, 공극, 입계 등의 결함부로 확산되어 재료를 취화시키고, 응력이 부여된 상태에서 파괴를 발생시키는 현상을 말하며, 그 결과 금속재료의 연성이나 인성이 저하되는 등의 폐해를 가져온다.

종래부터 볼트, PC 강선이나 라인 파이프 등의 용도에 많이 사용되는 고강도 강에서는, 인장 강도가 980MPa 이상이 되면 강 중으로의 수소의 침입에 의해 수소취화(산세 취성, 도금 취성, 지연 파괴 등)가 발생한다고 널리 알려져 있다. 따라서, 내수소취화 특성을 향상시키는 기술의 대부분은 상기 볼트용 등의 강재를 대상으로 하는 것이다. 예컨대, 문헌["지연 파괴 해명의 신전개"(일본철강협회, 1997년 1월 발행) p.111∼120]에는 금속 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 하여 Cr, Mo, V 등의 템퍼링 연화 저항성을 나타내는 원소를 첨가하면, 내지연파괴성의 향상에 유효하다고 보고되어 있다. 이는 합금 탄화물을 석출시켜 수소의 포집 사이트(trap site)로서 활용함으로써, 지연 파괴 형태를 입계로부터 입내 파괴로 이행시 켜 파괴를 억제하는 기술이다.

그런데 박강판의 경우, 종래에는 가공성이나 용접성의 측면에서 780MPa 이상의 강판이 그다지 이용되지 않았고, 또한 판 두께가 얇아 수소가 침입하더라도 단시간에 방출되기 때문에 수소취화가 거의 문제시되지 않은 점 등을 이유로 수소취화에 대한 적극적인 대책이 이루어지지 않았다. 그러나 최근에는, 상술한 바와 같이 자동차의 경량화나 충돌 안전성 향상의 필요성에서 범퍼, 임팩트 빔 등의 보강재나 시트 레일 등에 추가적인 고강도화가 요구되고 있다. 나아가, 프레스 성형이나 굽힘 가공 등을 실시한 필러 등의 부품에도 고강도화가 요구되고 있다. 따라서, 이들 부품을 얻기 위해 980MPa 이상의 초고강도 강판의 수요가 높아지고 있고, 이에 따라 상기 초고강도 강판에 있어서의 내수소취화 특성을 확실히 높일 필요가 절박한 실정이다.

초고강도 강판의 내수소취화 특성 향상을 꾀함에 있어서, 상기 볼트용 강 등에 관한 기술을 전용하는 것도 생각할 수 있는데, 예컨대 상기 문헌["지연 파괴 해명의 신전개"(일본철강협회, 1997년 1월 발행) p.111∼120]의 경우, C량이 0.4% 이상이면서 합금 원소도 다량으로 포함하고 있는 점에서, 상기 문헌의 기술을 박강판에 적용하고자 하면 박강판에 요구되는 가공성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 합금 탄화물의 석출에 수시간 이상이나 되는 석출 열처리를 요하기 때문에 제조성에도 문제가 있다. 따라서, 박강판의 내수소취화 특성을 높이기 위해서는 독자적인 기술을 확립해야 한다.

또한, 일반적으로 고강도 강재로서 종래부터 채용되고 있는 담금질(템퍼링) 마르텐사이트 강의 경우, 비교적 용이하게 고강도를 달성할 수 있지만, 가공성을 편차없이 높이기 위해서는 템퍼링 공정을 마련하는 것이 필수적이며, 또한 상기 공정에서의 온도와 시간을 엄밀히 조정해야 한다. 또한, 템퍼링 취성을 발생시킬 위험성도 높아 가공성을 확실히 높이기는 어렵다. 연성을 높인 것으로서 마르텐사이트와 페라이트의 복합 조직 강 등도 들 수 있지만, 이 강에서는 경질상과 연질상이 혼재하기 때문에 절결 감수성이 강해 내수소취화 특성을 충분히 높이기는 어렵다.

또한, 이들 마르텐사이트를 포함하는 강의 경우, 수소에 기인한 지연 파괴는 구 오스테나이트 입계 등에 수소가 집적하여 보이드 등이 형성되고, 이 부분이 기점이 되어 발생하는 것으로 생각되며, 지연 파괴의 감수성을 낮추기 위해서는 수소의 포집 사이트로서 탄화물 등을 균등하면서 미세하게 분산시켜 확산성 수소 농도를 낮추는 것이 일반적인 해결 수단으로서 채용되어 왔다. 그러나, 이와 같이 탄화물 등을 수소의 포집 사이트로서 다수 분산시키더라도 포집 능력에 한계가 있기 때문에 수소에 기인한 지연 파괴를 충분히 억제할 수 없다.

지금까지 강판의 내수소취화 특성을 높이는 기술로서, 일본 특허공개 제 1999-293383 호에는 Ti, Mg를 주체로 하는 산화물을 존재시키면 수소성 결함을 억제할 수 있다고 제안되었다. 그러나, 상기 기술은 후강판을 대상으로 하는 것으로서, 대입열 용접 후의 지연 파괴에 대해서는 고려되고 있지만, 박강판을 이용하여 제조된 자동차 부품 등에 있어서의 사용 환경(예컨대 부식 환경 등)을 충분히 고려한 것은 아니다. 또한 가공성을 충분히 고려한 것도 아니다.

일본 특허공개 제 2003-166035 호에는 Mg의 산화물, 황화물, 복합 정출물 또 는 복합 석출물의 분산 형태(평균 입자경으로부터의 표준 편차나 평균 입자경), 잔류 오스테나이트의 부피율 및 강판 강도의 상호 관계를 제어하면, 연성과 성형 가공 후의 내지연파괴 특성을 동시에 향상시킬 수 있다고 개시되어 있다. 그러나, 강판의 부식에 의해 수소가 발생하는 환경하에서의 내수소취화 특성을 석출물의 형태 제어에 의한 포집 효과만으로 높이기는 어렵다.

그런데, 종래에 잔류 오스테나이트는 내수소취화 특성에 악영향을 미친다고 하여 저감되는 경향이 있었지만, 최근에는 잔류 오스테나이트가 내수소취화 특성의 향상에 기여한다고 하여 잔류 오스테나이트를 갖는 TRIP 강에 주목되고 있는 중이다.

예컨대 문헌[호죠 도모히코(北條智彦) 외 5명, "초고강도 저합금 TRIP 강의 수소 취성(제1보 수소 흡장 특성과 연성)", 일본 재료 학회 제51기 학술 강연회 강연 논문집, 2002년, 제8권, p.17-18] 및 문헌[호죠 도모히코 외 5명, "초고강도 저합금 TRIP 강의 수소 취성에 미치는 오스템퍼 처리 온도의 영향", CAMP-ISIJ, 2003년, 제16권, p.568]에는 TRIP 강의 내수소취화 특성에 대하여 검토되어 있고, 그 중에서 특히 TBF 강의 수소 흡장량이 많아 TBF 강의 파면을 관찰하면, 수소 흡장에 따른 의사 벽개 파괴가 억제되었다고 개시되어 있다. 그러나, 상기 문헌에 보고된 TBF 강의 지연 파괴 특성은 음극 충전 시험에 의한 균열 발생까지의 시간으로 고작 1000초 정도로, 자동차용 부품 등과 같은 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경을 충분히 고려하고 있다고는 말하기 어렵다. 또한, 상기 문헌의 열처리 조건은 가열 온도를 높게 설정하고 있기 때문에 기계의 생산 효율 등이 나쁜 등의 문제도 갖고 있 어, 생산 효율도 우수한 신규한 TBF 강의 개발이 절실히 요망되고 있다. 또한, 프레스 성형 등을 수행함으로써 내수소취화 특성이 저하된다는 문제점도 있다.

상기한 바와 같이, 잔류 오스테나이트를 함유하는 TRIP 강판에 대하여, 부품 성형시에 우수한 가공성을 발휘하는 동시에, 자동차용 부품과 같이 성형 후의 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경을 충분히 고려하여 성형 가공 후의 수소취화에 대한 대책을 강구한 개발 사례는 거의 없다.

본 발명은 이러한 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은 강판을 부품으로 성형한 후, 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경하에서 우수한 내수소취화 특성을 발휘하는 동시에 가공성이 한층 높아진 인장 강도 1180MPa 이상의 초고강도 박강판을 제공하는 데에 있다.

상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명자들은 성형 가공 후에도 우수한 내수소취화 특성을 나타내는 동시에, 성형 가공시에는 TRIP 강판의 특징인 우수한 가공성을 충분히 발휘하는 강판을 얻기 위해 예의 연구하였다. 그 결과, 성형 가공 후의 우수한 내수소취화 특성을 확보하기 위해서는 성형 가공 후의 조직을 제어하는 것이 매우 중요하며, 구체적으로는 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적율로,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

·페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함), 및

·상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 만족하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다.

즉, 본 발명에 따른 내수소취화 특성이 우수한 제 1 초고강도 박강판은 C 0.25% 초과 0.60% 이하(질량%의 의미, 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적율로,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

·페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함), 및

·상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 만족하고,

또한 인장 강도가 1180MPa 이상인 점에 특징이 있다.

또한, 본 발명자들은 상기와는 다른 측면에서 예의 연구한 결과, 성형 가공 후의 우수한 내수소취화 특성을 확보하기 위해서는 성형 가공 후의 조직을 다음과 같이 제어하는 것이 매우 중요하며, 구체적으로는 성형 가공 후의 조직이,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상,

·상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하, 및

·상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하

를 모두 만족하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다. 이렇게 조직을 제어하면, 합금 원소를 과잉으로 첨가하지 않더라도 초고강도 강판에 있어서의 내수소취화 특성을 충분히 높일 수 있다. 한편, 상기 "성형 가공 후"란 가공율 3%의 인장 가공 후를 말하며, 상기 인장 가공의 구체적 조건은 실온의 단축 인장으로 3%의 변형(공학)을 부여한 것이다(이하, 이 가공율 3%의 인장 가공을 단순히 "가공"이라고도 한다).

즉, 본 발명에 따른 내수소취화 특성이 우수한 제 2 초고강도 박강판은 C 0.25% 초과 0.60% 이하, Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이,

·잔류 오스테나이트: 전체 조직에 대한 면적율로 1% 이상,

·상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하, 및 상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하를 만족하고,

추가로 인장 강도가 1180MPa 이상인 점에 특징이 있다.

(실시형태 1)

본 발명에 따른 제 1 초고강도 박강판은 C 0.25% 초과 0.60% 이하(질량%의 의미, 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하, Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Nb 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

(i) 가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적율로,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

·페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함), 및

(ii) 강 중에 규정량의 Mo 및/또는 Nb를 함유시킨 것이다.

각 요건은 다음의 의미를 갖는다.

<가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직>

가공율 3%의 인장 가공 후의 조직을 규정한 것은 실제 부품의 가공 상황을 상정하여 다양한 실험을 한 결과, 가공율 3%로 인장 가공한 경우에 실험실 시험과 실제 부품의 균열과의 상관이 가장 양호했기 때문이다.

<전체 조직에 대한 면적율로 잔류 오스테나이트: 1% 이상>

부품 성형 후의 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경하에서도 우수한 내수소취화 특성을 발휘시키기 위해서는, 우선 가공 후의 금속 조직에 차지하는 잔류 오스테나이트를 1% 이상으로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트는 바람직하게는 2% 이상, 보다 바람직하게는 3% 이상이다. 한편, 가공 후의 잔류 오스테나이트가 다량이면 원하는 초고강도를 확보할 수 없게 되기 때문에, 그 상한을 20%(보다 바람직하게는 15%)로 하는 것이 추장된다.

<잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상>

가공 후의 잔류 오스테나이트가 침상이면 수소 포집 능력이 탄화물보다 압도적으로 커지고, 특히 그 형상이 평균 축비(장축/단축) 5 이상인 경우에, 소위 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질 무해화하여 내수소취화 특성을 현저히 향상시킬 수 있다는 것을 발견하였다. 상기 잔류 오스테나이트의 평균 축비는 바람직하게는 10 이상, 보다 바람직하게는 15 이상이다.

상기 잔류 오스테나이트는 후술하는 FE-SEM/EBSP법에 의해 FCC상(면심 입방 격자)으로서 관찰되는 영역을 의미한다. EBSP에 의한 측정의 한 구체예로서, 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에서의 임의의 측정 영역(약 50×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 측정 대상으로 하는 것을 들 수 있다. 한편, 당해 측정면까지 연마할 때에는 잔류 오스테나이트의 변태(變態: 결정구조가 변하는 것)를 막기 위해 전해 연마를 수행한다. 다음으로, "EBSP 검출기를 구비한 FE-SEM"(상세한 것은 후술함)을 이용하여 SEM의 거울통 내에 셋팅한 시료에 전자선을 조사한다. 스크린 상에 투영되는 EBSP 화상을 고감도 카메라(Dage-MTI Inc. 제품 VE-1000-SIT)로 촬영하여 컴퓨터에 화상으로서 삽입한다. 그리고 컴퓨터로 화상 해석을 하여 기지의 결정계[잔류 오스테나이트의 경우에는 FCC상(면심 입방 격자)]를 이용한 시뮬레이션에 의한 패턴과의 비교에 의해 결정한 FCC 상을 컬러 맵핑한다. 이렇게 하여 맵핑된 영역의 면적율을 구하고, 이것을 "잔류 오스테나이트의 면적율"로 정하다. 한편, 상기 해석에 따른 하드 웨어 및 소프트로서 TexSEM Laboratories Inc.의 OIM(Orientation Imaging Microscopy^TM)시스템을 이용하였다.

또한, 상기 평균 축비의 측정은 TEM(Transmission Electron Microscope)으로 관찰하고(배율 1.5만배), 임의로 선택한 3 시야에 있어서, 존재하는 잔류 오스테나이트 결정립의 장축과 단축을 측정하여 축비를 구하고, 그 평균치를 산출하여 평균 축비로 하였다.

<베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상>

강 중에서의 입계 파괴의 기점을 감소시켜 확산성 수소 농도를 무해화 레벨까지 확실히 낮추는 동시에, 초고강도를 용이하게 확보하기 위해서는 가공 후에 있어서의 금속 조직의 모상을, 고강도 강재에 일반적으로 채용되고 있는 마르텐사이트 단상 조직으로 하는 것이 아니라, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하는 것이 바람직하다.

상기 마르텐사이트 단상 조직의 경우에는 입계에 탄화물(예컨대 필름상의 시멘타이트 등)이 석출되어 입계 파괴가 발생하기 쉬운데 반해, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하면, 상기 베이니틱 페라이트가 경질인 점에서, 마르텐사이트 단상의 경우와 마찬가지로 조직 전체의 강도를 용이하게 높일 수 있고, 또한 이 전위 상에 수소가 다수 포집되기 때문에, 내수소취화 특성을 높일 수도 있다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트와 후술하는 잔류 오스테나이트를 존재시킴으로써 입계 파괴의 기점이 되는 탄화물의 생성을 방지 할 수 있다는 장점이나, 침상의 베이니틱 페라이트의 경계에 상기 침상의 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽다는 장점도 있다.

이에, 본 발명에서는 가공율 3%의 인장 가공 후에 있어서도 상기 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직이 80% 이상 확보되어 있는 것을 요건으로 하였다. 바람직하게는 85% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상으로 한다. 한편, 그 상한은 다른 조직(잔류 오스테나이트)과의 균형에 의해 결정될 수 있으며, 상기 잔류 오스테나이트 이외의 조직(페라이트 등)을 함유하지 않는 경우에는 그 상한이 99%로 제어된다.

본 발명에서 말하는 베이니틱 페라이트란 판상의 페라이트로서, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 의미하고 있으며, 전위가 없거나 또는 매우 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날 페라이트와는 SEM 관찰에 의해 다음과 같이 명료하게 구별된다.

베이니틱 페라이트 조직의 면적율은 다음과 같이 하여 구한다. 즉, 강재를 나이탈로 부식시키고, 제품 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에 있어서의 임의의 측정 영역(약 50×50㎛)을 SEM(Scanning Electron Microscope, 주사형 전자 현미경) 관찰(배율 1500배)함으로써 산출된다.

베이니틱 페라이트는 SEM 사진에서는 짙은 회색을 나타내지만(SEM의 경우, 베이니틱 페라이트와 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 분리 구별할 수 없는 경우도 있다), 폴리고날 페라이트는 SEM 사진에서 흑색이며, 다각형 형상으로 내부에 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 포함하지 않는다.

본 발명에서 사용하는 SEM은 "EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern) 검출기를 구비한 고분해능형 FE-SEM(Field Emission type Scanning Electron Microscope, Philips사 제품, XL30S-FEG)"이며, SEM 관찰한 영역을 그 자리에서 동시에 EBSP 검출기에 의해 해석할 수 있다는 장점이 있다. 여기서 EBSP 법에 대하여 간단히 설명하면, EBSP는 시료 표면에 전자선을 입사시키고, 이 때에 발생하는 반사 전자로부터 얻어진 기쿠치(菊池）패턴을 해석함으로써 전자선 입사 위치의 결정 방향을 결정하는 것으로, 전자선을 시료 표면에 2차원으로 주사시켜 소정 피치마다 결정 방향을 측정하면, 시료 표면의 방위 분포를 측정할 수 있다. 이 EBSP 관찰에 따르면, 통상적인 현미경 관찰에서는 동일하다고 판단되는 조직으로서 결정 방위차가 상이한 판 두께 방향의 조직을 색조차에 의해 식별할 수 있다는 이점이 있다.

<페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함)>

가공 후의 금속 조직은 상기 조직만(즉, 베이니틱 페라이트＋마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼합 조직)으로 구성되어 있을 수도 있지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 다른 조직으로서 페라이트(한편, 여기서 말하는 "페라이트"란 폴리고날 페라이트, 즉 전위 밀도가 없거나 혹은 매우 적은 페라이트를 의미함)나 펄라이트를 갖고 있을 수도 있다. 이들은 본 발명의 제조 과정에서 필연적으로 잔존할 수 있는 조직이지만, 적으면 적을수록 바람직하여 본 발명에서는 9% 이하로 억제한다. 바람직하게는 5% 미만, 더욱 바람직하게는 3% 미만이다.

이와 같이, 성형 가공 후에 있어서도 우수한 내수소취화 특성을 확보하기 위해서는, 예컨대 성형 가공 전의 강판에 차지하는 잔류 오스테나이트를 5% 이상으로 다량으로 존재시키는 것이나, 잔류 오스테나이트를 다량이면서 미세 분산으로 존재시키는 것을 들 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트가 변태하기 어렵도록 성형 가공시의 조건을 컨트롤하는 것(예컨대, 굽힘 성형으로 가공하거나, 성형 온도나 변형 속도를 컨트롤하는 것) 등을 들 수 있지만, 그 중에서도 가공 전후의 잔류 오스테나이트를 적량 범위내에서 거의 일정하게 하고, 그 밖의 특성(고강도 등)을 확보하면서 가공성과 성형 후의 내수소취화 특성을 동시에 향상시키기 위해서는 구체적 수단으로서 특히 하기 (A) 및 (B)를 만족하는 것이 추장된다.

(A) 화학 성분을 고 C계로 하여 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 높인다.

잔류 오스테나이트는 강판의 변형(가공)에 의해 마르텐사이트로 변태하지만, 잔류 오스테나이트 중의 C량이 높으면 안정해져서 필요 이상으로 변태하기 어렵다. 그 결과, 성형 가공 후에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있어, 우수한 내수소취화 특성을 유지할 수 있다.

본 발명에서는 이러한 작용 효과를 얻기 위해 C를 0.25% 초과로 함유시킨다. C는 1180MPa 이상의 고강도 확보에 필요한 원소이기도 하다. 바람직하게는 0.27% 이상, 보다 바람직하게는 0.30% 이상이다. 단, 내식성을 확보하는 측면에서 본 발명에서는 C량을 0.60% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.55% 이하, 보다 바람직하게는 0.50% 이하이다.

이와 같이 강판 중의 C 함유량을 높여서 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(CγR)를 0.8% 이상으로 하는 것이 추장된다. CγR을 0.8% 이상으로 제어하면 신장율을 유효하게 높일 수도 있다. 바람직하게는 1.0% 이상이며, 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편, 상기 CγR은 높을 수록 바람직하지만, 실제 조업상 조정 가능한 상한은 대강 1.6%라고 생각된다.

(B) 잔류 오스테나이트의 형상을 미세화하면서 침상으로 한다.

잔류 오스테나이트의 형상을 미세화하면서 침상으로 하면 가공시에 필요 이상으로 변태하지 않기 때문에 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다.

종래의 TRIP 강에서는, 잔류 오스테나이트가 충분히 존재하고 있음에도 불구하고 내수소취화 특성이 바람직하지 않은 경우가 있는데, 그 이유로서 종래의 TRIP 강에 존재하는 잔류 오스테나이트는 일반적으로 마이크론 크기(레벨이 덩어리진 상태)의 괴상이기 때문에 응력 부하시에 용이하게 마르텐사이트로 변태하고, 그 형상 때문에 기계적인 파괴의 기점이 되기도 쉬운 점을 들 수 있다. 본 발명자들이 검토한 결과, 잔류 오스테나이트를 침상으로 하면, 동일 변형량이더라도 종래 괴상의 잔류 오스테나이트보다 마르텐사이트로 변태하기 어려워 안정됨을 알 수 있었다. 상기 현상의 메커니즘으로서, 형상 작용에 의한 응력이 걸려 형편이나 공간 구속의 차이에 의한 것으로 추찰되지만, 완전하게는 해명되지 않았다. 한편, 가공시의 잔류 오스테나이트의 안정화는 TRIP 강판의 유기 변태 가공성의 저하에 영향을 미치는 것이 아니다. 본 발명에서는, 상기와 같이 잔류 오스테나이트를 침상으로 하면서 미세화하면 잔류 오스테나이트를 거의 감소시키지 않고 유기 변태가 효율적으로 이루어져 우수한 가공성을 나타낸다.

구체적으로는, 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상(바람직하게는 10 이상, 보다 바람직하게는 15 이상)인 침상의 잔류 오스테나이트로 하면, 가공시에 잔류 오스테나이트의 감소가 적고, 또한 가공 후에 있어서도 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 용이하게 달성할 수 있어, 잔류 오스테나이트가 본래 갖는 수소 흡장능이 충분히 발휘되어 내수소취화 특성을 대폭 향상시킬 수 있다. 한편, 상기 평균 축비의 상한은 내수소취화 특성을 높이는 측면에서 특별히 규정되지 않지만, 가공시에 TRIP 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 잔류 오스테나이트의 두께가 어느 정도 필요하며, 이 점을 고려하면 그 상한을 30으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20 이하이다.

본 발명의 바람직한 실시형태에서는, 잔류 오스테나이트 미세화를 위해 Mo 및 Nb를 함유시킨다. Mo는 잔류 오스테나이트의 미세화에 더하여 입계를 강화하여 수소취화를 억제하는 효과도 있다. 또한, 강판의 담금질성을 높이는 데에도 유효한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Mo를 0.005% 이상 함유시키는 것이 추장된다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 단, Mo량이 1.0%를 초과하여도 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 쓸모없다. 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.

또한, Nb는 특히 Mo와의 복합 효과에 의해 조직의 세립화에 매우 유효하게 작용한다. Nb에는 강판의 강도 상승 효과도 있고, 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.005% 이상 함유시키는 것이 추장된다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 단, Nb를 과잉으로 함유시키더라도 이들 효과가 포화되어 경제적으로 쓸모없기 때문에 0.1% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.08% 이하이다.

한편, 상술한 가공 후의 조직을 용이하게 얻기 위해서는, 가공 전의 강판의 상기 잔류 오스테나이트 이외의 조직을 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상(바람직하게는 85% 이상, 보다 바람직하게는 90% 이상), 페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(바람직하게는 5% 미만, 보다 바람직하게는 3% 미만이며, 0%를 포함함)로 하는 것이 추장된다. 가공 전에 있어서도 내수소취화 특성이 우수한 것이 물론 바람직하며, 또한 규정하는 강도를 용이하게 달성할 수 있기 때문이다.

본 실시태양은 상기한 바와 같이 가공 후의 금속 조직을 제어하는 점에 특징이 있지만, 상기 금속 조직을 용이하게 형성하여 내수소취화 특성과 강도를 효율적으로 높이고, 또한 박강판에 필요한 연성을 확보하기 위해서는 그 밖의 성분을 하기와 같이 제어해야 한다.

Si는 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 중요한 원소이다. 또한, 재질을 충분히 경질화시키는 데 유효한 치환형 고용체 강화 원소이기도 하다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 1.0% 이상 함유하는 것이 필요한다. 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 단, Si량이 과잉이면 열간압연에서의 스케일 형성이 현저해지고, 또한 흠집 제거에 비용이 들어 경제적으로 바람직하지 않기 때문에 3.0% 이하로 억제한다. 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.

Mn은 오스테나이트를 안정화시켜 원하는 잔류 오스테나이트를 얻는 데 필요 한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 1.0% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉으로 되면 편석(偏析)이 현저해지고, 가공성이 열화되는 경우가 있으므로 3.5%를 상한으로 한다. 바람직하게는 3.0% 이하이다.

P는 입계 편석에 따른 입계 파괴를 조장하는 원소이기 때문에 적은 쪽이 바람직하며, 그 상한을 0.15%로 한다. 바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 억제한다.

S는 부식 환경하에서 강판의 수소 흡수를 조장하는 원소이기 때문에 적은 쪽이 바람직하며, 그 상한을 0.02%로 한다.

<Al 1.5% 이하(0% 포함하지 않음)>(본 발명 강판 1의 경우)

<Al 0.5% 이하(0% 포함하지 않음)>(본 발명 강판 2의 경우)

Al은 탈산을 위해 0.01% 이상을 첨가할 수도 있다. 또한, Al은 탈산 작용뿐 아니라 내식성 향상 작용과 내수소취화 특성 향상 작용을 갖는 원소이기도 하다.

상기 내식성 향상 작용의 메커니즘으로서는, 구체적으로 모재 그 자체의 내식성 향상과 대기 부식에 의해 생긴 생성 녹에 의한 효과를 생각할 수 있는데, 특히 후자의 생성 녹에 의한 효과가 큰 것으로 추정된다. 그 이유로서, 상기 생성 녹이 통상적인 철녹보다 치밀하고 보호성이 우수하기 때문에 대기 부식이 억제되고, 결과적으로 상기 대기 부식으로 발생하는 수소량이 저감되어 수소취화, 즉 지 연 파괴가 유효하게 억제된다고 생각된다.

또한, Al의 내수소취화 특성 향상 작용의 메커니즘에 대하여 상세한 것은 불명확하지만, 강판 표면에 Al이 농화됨으로써 강 중으로의 수소 침입이 곤란해지는 것이나, 강 중에서의 수소의 확산 속도가 저하되어 수소의 이동이 곤란해져 수소취화가 잘 일어나지 않는 것으로 추정된다. 또한, Al 첨가에 의해 침상 잔류 오스테나이트의 안정성이 증가하는 것도 내수소취화 특성 향상에 기여하고 있는 것으로 생각된다.

이러한 Al의 내식성 향상 작용과 내수소취화 특성 향상 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al량을 0.02% 이상, 바람직하게는 0.2% 이상, 더욱 바람직하게는 0.5% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, 알루미나 등의 개재물의 증가·거대화를 억제하여 가공성을 확보하는 동시에, 미세한 잔류 오스테나이트의 생성 확보, 나아가 Al 함유 개재물을 기점으로 하는 부식의 억제나, 제조상의 비용 증대의 억제를 꾀하기 위해서는, Al량을 1.5% 이하로 억제할 필요가 있다. 제조상의 측면에서는 A3점이 1000℃ 이하가 되도록 조정하는 것이 바람직하다.

한편, 상술한 바와 같이 Al 함유량이 증가하면 알루미나 등의 개재물이 증가하여 가공성이 열화되기 때문에, 상기 알루미나 등의 개재물을 충분히 억제하여 가공성이 보다 우수한 강판을 얻기 위해서는 Al량을 0.5% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다.

본 실시형태에서 규정하는 함유 원소(C, Si, Mn, P, S, Al, Mo, Nb)는 상기 한 바와 같으며, 잔부 성분은 실질적으로 Fe이지만, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 포함시키는 불가피적 불순물로서 0.001% 이하의 N(질소) 등이 포함되는 것이 허용되는 것은 물론, 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서 하기와 같이 추가로 다른 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

B는 강판의 강도 상승에 유효한 원소로서, 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0002% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, B가 과잉으로 포함되어 있으면 열간 가공성이 열화되기 때문에, 0.01% 이하(보다 바람직하게는 0.005% 이하)의 범위로 함유시키는 것이 바람직하다.

Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은 강판 표면의 부식에 따른 계면 분위기의 수소 이온 농도의 상승을 억제, 즉 pH의 저하를 억제하여 강판의 내식성을 높이는 데 유효한 원소이다. 또한, 강 중 황화물의 형태를 제어하여 가공성을 높이는 데에도 유효하며, 상기 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 Ca, Mg 및 REM의 어느 경우에서나 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 과잉으로 포함되어 있으면 가공성이 열화되기 때문에, Ca는 0.005% 이하, Mg 및 REM은 각각 0.01% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

(실시형태 2)

본 발명에 따른 제 2 초고강도 박강판은 C 0.25% 초과 0.60% 이하(질량%의 의미, 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

(i) 성형 가공 후의 조직이,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

·페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함)

를 만족하고, 또한

(ii) 강 중에 규정량의 Cu 및/또는 Ni를 함유시킨 것이다.

상기 (i)을 규정한 이유에 대해서는 상술한 바와 같다.

다음으로, 상기 (ii)를 규정한 이유에 대하여 상술한다.

상기한 바와 같이, 가공 후의 잔류 오스테나이트를 확보하면서 그 형상을 제어하여 수소 포집 능력을 향상시키는 동시에,

(a) 부식 환경하에서의 강재로부터의 수소 발생을 충분히 억제하면서

(b) 발생한 수소의 강재로의 침입을 억제하여

강판 중의 확산성 수소 농도를 확실히 무해화 레벨로까지 낮추기 위해 구체적 수단을 검토하였다.

그 결과, 상기 (a) 및 (b)를 달성하기 위해서는 Cu 0.003 내지 0.5% 및/또는 Ni 0.003 내지 1.0%를 함유시키는 것이 매우 유효하며, 상기 원소를 필수 성분으로 함으로써 조직 제어에 의한 내수소취화 특성의 향상을 더 한층 높일 수 있음을 발견하였다.

상세하게는, Cu, Ni의 존재에 의해 강재 자체의 내식성이 향상되기 때문에 강판의 부식에 의한 수소 발생을 충분히 억제할 수 있다. 또한, 이들 원소는 대기 중에서 생성되는 녹 중에서도 열역학적으로 안정되고 보호성이 있다고 하는 산화철 α-FeOOH의 생성을 촉진시키는 효과도 갖고 있으며, 상기 녹의 생성 촉진을 꾀함으로써 발생한 수소의 강판으로의 침입을 억제할 수 있어, 가혹한 부식 환경하에서 내수소취화 특성을 충분히 높일 수 있다. 상기 효과는 특히 Cu와 Ni를 공존시킴으로써 발현하기 쉽다.

상기 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu를 함유시키는 경우 0.003% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 또한, Ni를 함유시키는 경우에는 0.003% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다.

한편, 어느 원소도 과잉으로 함유시키면 가공성이 저하되기 때문에 Cu의 경우에는 0.5% 이하, Ni의 경우에는 1.0% 이하로 억제한다.

상기 (i)과 같이, 성형 가공 후에 소정의 잔류 오스테나이트를 확보함으로써 우수한 내수소취화 특성을 달성하기 위해서는, 예컨대 성형 가공 전의 강판에 차지하는 잔류 오스테나이트를 5% 이상으로 다량으로 존재시키는 것이나, 잔류 오스테나이트를 다량이면서 미세 분산으로 존재시키는 것을 들 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트가 변태하기 어렵도록 성형 가공시의 조건을 컨트롤하는 것(예컨대, 굽 힘 성형으로 가공하거나, 성형 온도나 변형 속도를 컨트롤하는 것) 등을 들 수 있지만, 그 중에서도 가공 전후의 잔류 오스테나이트를 적량 범위내에서 거의 일정하게 하고, 그 밖의 특성(고강도 등)을 확보하면서 가공성과 성형 후의 내수소취화 특성을 동시에 향상시키기 위해서는 구체적 수단으로서 특히 상기 (A) 및 (B)를 만족하는 것이 추장된다.

본 실시형태는 상기한 바와 같이 가공 후의 금속 조직을 제어하는 동시에 규정량의 Cu 및/또는 Ni를 함유시키는 점에 특징이 있지만, 상기 금속 조직을 용이하게 형성하여 내수소취화 특성과 강도를 효율적으로 높이고, 나아가 박강판에 필요한 연성을 확보하기 위해서는 기타 성분을 상기한 바와 같이 제어해야 한다.

본 실시형태에서 규정하는 함유 원소(C, Si, Mn, P, S, Al과, Cu 및/또는 Ni)는 상기한 바와 같으며, 잔부 성분은 실질적으로 Fe이지만, 강 중에 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 포함되는 불가피적 불순물로서 0.001% 이하의 N(질소) 등이 포함되는 것이 허용되는 것은 물론, 상기 본 발명의 작용에 악영향을 주지 않는 범위에서 하기와 같이 추가로 다른 원소를 적극적으로 함유시키는 것도 가능하다.

Ti는 상기 Cu, Ni와 마찬가지로 보호성 녹의 생성 촉진 효과를 갖는다. 상기 보호성 녹은 특히 염화물 환경하에서 생성되어 내식성(결과적으로 내수소취화 특성)에 악영향을 미치는 β-FeOOH의 생성을 억제하는 등의 매우 유익한 작용을 갖고 있다. 이러한 보호성 녹의 형성은 특히 Ti와 V(또는 Zr)를 복합 첨가함으로써 촉진된다. Ti는 매우 우수한 내식성을 부여하는 원소이기도 하며, 강을 청정화하는 이점도 겸비하고 있다.

또한 V는 상술한 바와 같이 Ti와 공존하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과를 갖는 외에 강판의 강도 상승, 세립화에도 유효한 원소이다.

상기 Ti 및/또는 V의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 합계로 0.003% 이상(보다 바람직하게는 0.01% 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 특히 내수소취화 특성을 향상시키는 측면에서도 Ti를 0.03% 초과로 첨가시키는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 Ti를 0.05% 이상 첨가한다. 한편, Ti를 과잉으로 첨가하더라도 효과가 포화 상태가 되기 때문에 경제적으로 바람직하지 않으며, 또한 V를 과잉으로 첨가하면 탄질화물의 석출이 많아져 가공성 및 내수소취화 특성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti 및/또는 V는 합계 1.0% 이하의 범위내에서 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.

Zr은 강판의 강도 상승, 세립화에 유효한 원소로서, Ti와 공존하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 Zr을 0.003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Zr이 과잉으로 포함되면, 탄질화물의 석출이 많아져 가공성이나 내수소취화 특성이 저하되기 때문에 1.0% 이하의 범위내에서 첨가하는 것이 바람직하다.

Mo는 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 오스테나이트를 확보하고, 수소 침입 을 억제하여 내수소취화 특성을 향상시키는 효과가 있다. 또한 강판의 담금질성을 높이는 데에도 유효한 원소이다. 이에 더하여 입계를 강화시켜 수소취화의 억제에도 효과가 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Mo를 0.005% 이상 함유시키는 것이 추장된다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 단, Mo량이 1.0%를 초과하더라도 상기 효과가 포화되어 버려 경제적으로 쓸모없다. 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.

Nb는 강판의 강도 상승 및 조직의 세립화에 매우 유효한 원소로서, 특히 Mo와의 복합 첨가에 의해 상기 효과가 충분히 발휘된다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.005% 이상 함유시키는 것이 추장된다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상이다. 단, Nb를 과잉으로 함유시키더라도 이들 효과가 포화되어 경제적으로 쓸모없기 때문에 0.1% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.08% 이하이다.

(실시형태 3)

본 발명에 따른 제 3 초고강도 박강판은 C 0.25% 초과 0.60% 이하(질량%의 의미, 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

(iii) 성형 가공 후의 조직이,

·잔류 오스테나이트: 1% 이상,

·잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하

를 모두 만족시킨다. 이렇게 조직을 제어하면, 합금 원소를 과잉으로 첨가하지 않더라도 초고강도 강판에 있어서의 내수소취화 특성을 충분히 높일 수 있다.

한편, 상기 "성형 가공 후"란 상술한 바와 같이 가공율 3%의 인장 가공 후를 말하며, 상기 인장 가공의 구체적 조건은 실온의 단축 인장으로 3%의 변형(공학)을 부여한 것이다(이하, 이 가공율 3%의 인장 가공을 단순히 "가공"이라고도 한다).

이하, 본 발명에 있어서의 잔류 오스테나이트의 상기 규정에 대하여 상술한다.

<잔류 오스테나이트: 1% 이상>

<잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상>

부품 성형 후의 장시간에 걸친 가혹한 사용 환경하에서도 우수한 내수소취화 특성을 발휘시키기 위해서는, 우선 가공 후의 금속 조직에 차지하는 잔류 오스테나이트를 1% 이상으로 할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트는 상술한 바와 같이 내수소취화 특성의 향상에도 크게 기여할 뿐만 아니라, 일반적으로 알려져 있는 바와 같이 전체 신장율 향상에도 유용하고, 바람직하게는 2% 이상, 보다 바람직하게는 3% 이상 존재시키는 것이 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트가 다량 존재하면 원하는 초고강도를 확보할 수 없게 되기 때문에, 그 상한을 15%(보다 바람직하게는 10%)로 하는 것이 추장된다.

그리고, 가공 후의 잔류 오스테나이트가 침상이면 수소 포집 능력이 탄화물보다 압도적으로 커진다. 도 1은 후술하는 방법으로 측정한 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비와, 내수소취화 특성의 지표인 수소취화 위험도 지수(후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 측정한 것으로, 수치가 낮을수록 내수소취화 특성이 우수함을 의미한다)의 관계를 나타내는 그래프인데, 이 도 1로부터, 특히 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축)가 5 이상이 되면 수소취화 위험도 지수가 급격히 저감된다는 것을 알 수 있다. 이는 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비 가 5 이상으로 높아짐으로써 잔류 오스테나이트가 본래 갖는 수소 흡장능이 충분히 발휘되어 수소 포집 능력이 탄화물보다 압도적으로 커져, 소위 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질 무해화하여 내수소취화 특성이 현저한 향상 효과를 거두기 때문이라고 생각된다. 상기 잔류 오스테나이트의 평균 축비는 바람직하게는 10 이상, 보다 바람직하게는 15 이상이다.

<잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하>

또한, 본 발명에서는, 상기 침상의 잔류 오스테나이트가 미세하게 분산되어 있는 것이 내수소취화 특성의 향상에 유효하고, 구체적으로는 상기 침상의 잔류 오스테나이트 결정립으로서 1㎛ 이하(서브마이크론 크기)인 것을 분산시키면, 확실히 내수소취화 특성을 높일 수 있다는 것을 발견하였다. 이것은 평균 단축 길이가 짧은 미세한 잔류 오스테나이트 결정립이 다수 분산되어 있는 쪽이 잔류 오스테나이트 결정립의 표면적(계면)이 커져 수소 포집능이 증대하기 때문이라고 생각된다. 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이는 바람직하게는 0.5㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 0.25㎛ 이하이다.

본 발명에서는, 상기한 바와 같이 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비와 함께 이의 평균 단축 길이를 제어함으로써, 동일한 부피 비율의 잔류 오스테나이트를 존재시키는 경우에도 본 발명의 미세 침상 오스테나이트의 수소 포집 능력을 탄화물을 분산시키는 경우보다 압도적으로 크게 할 수 있어, 대기 부식으로 침입하는 수소를 실질 무해화할 수 있다.

<잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하>

본 발명에서는, 아울러 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리도 제어하면, 더 한층 내수소취화 특성을 향상시킬 수 있다는 것을 알았다. 구체적으로는, 상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리가 1㎛ 이하이면, 확실히 내수소취화 특성을 높일 수 있다는 것을 발견하였다. 이는 상기 미세한 침상의 잔류 오스테나이트가 근접하여 다수 분산되어 있는 상태를 형성함으로써 파괴(크랙)의 전파가 억제되어, 파괴에 대하여 높은 저항력을 갖는 조직이 얻어지기 때문이라고 생각된다. 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리는 바람직하게는 0.8㎛ 이하, 보다 바람직하게는 0.5㎛ 이하이다.

상기 잔류 오스테나이트는 후술하는 FE-SEM/EBSP법에 의해 FCC상(면심 입방 격자)으로서 관찰되는 영역을 의미한다. EBSP에 의한 측정의 한 구체예로서, 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에서의 임의의 측정 영역(약 50×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 측정 대상으로 하는 것을 들 수 있다. 한편, 당해 측정면까지 연마할 때에는 잔류 오스테나이트의 변태를 막기 위해 전해 연마를 수행한다. 다음으로, "EBSP 검출기를 구비한 FE-SEM"(상세한 것은 후술함)을 이용하여 SEM의 거울통 내에 셋팅한 시료에 전자선을 조사한다. 스크린 상에 투영되는 EBSP 화상을 고감도 카메라(Dage-MTI Inc. 제품 VE-1000-SIT)로 촬영하여 컴퓨터에 화상으로서 삽입한다. 그리고 컴퓨터로 화상 해석을 하여 기지의 결정계[잔류 오스테나이트의 경우에는 FCC상(면심 입방 격자)]를 이용한 시뮬레이션에 의한 패턴과의 비교에 의해 결정한 FCC 상을 컬러 맵핑한다. 이렇게 하여 맵핑된 영역의 면적율을 구하고, 이것을 "잔류 오스테나이트의 면적율"로 정하다. 한편, 상기 해석에 따른 하드 웨 어 및 소프트로서 TexSEM Laboratories Inc.의 OIM(Orientation Imaging Microscopy^TM)시스템을 이용하였다.

또한, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이, 및 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리는 다음과 같이 하여 구하였다. 우선 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비는 TEM(Transmission Electron Microscope)으로 관찰하고(배율 1.5만배), 임의로 선택한 3 시야에 있어서, 존재하는 잔류 오스테나이트 결정립의 장축과 단축을 측정하여 축비를 구하고, 그 평균치를 산출하여 평균 축비로 하였다. 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이는 상기한 바와 같이 측정한 단축의 평균치를 산출하여 구하였다. 또한, 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리는 TEM으로 관찰하고(배율 1.5만배), 임의로 선택한 3 시야에 있어서, 도 11 중에 (a)로 나타낸 바와 같이, 장축 방향으로 나란한[즉, 도 11 중 (b)와 같은 거리는 최인접 거리로 하지 않음] 잔류 오스테나이트 결정립의 최인접 거리를 측정하여 3 시야의 최인접 거리를 평균하여 구하였다.

강 중에서의 입계 파괴의 기점을 감소시켜 확산성 수소 농도를 무해화 레벨까지 확실히 내리는 동시에, 초고강도를 용이하게 확보하기 위해서는 가공 후에 있어서의 금속 조직의 모상을, 고강도 강재에 일반적으로 채용되고 있는 마르텐사이트 단상 조직으로 하는 것이 아니라, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하는 것이 바람직하다.

상기 마르텐사이트 단상 조직의 경우에는 입계에 탄화물(예컨대 필름상의 시 멘타이트 등)이 석출되어 입계 파괴가 발생하기 쉬운데 반해, 베이니틱 페라이트가 주체인 "베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직"으로 하면, 상기 베이니틱 페라이트가 경질인 점에서, 마르텐사이트 단상의 경우와 마찬가지로 조직 전체의 강도를 용이하게 높일 수 있고, 또한 이 전위 상에 수소가 다수 포집되기 때문에, 내수소취화 특성을 높일 수도 있다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트와 후술하는 잔류 오스테나이트를 존재시킴으로써 입계 파괴의 기점이 되는 탄화물의 생성을 방지할 수 있다는 장점이나, 침상의 베이니틱 페라이트의 경계에 상기 침상의 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉽다는 장점도 있다.

본 발명에서 사용하는 SEM은 "EBSP(Electron Back Scatter diffraction Pattern) 검출기를 구비한 고분해능형 FE-SEM(Field Emission type Scanning Electron Microscope, Philips사 제품, XL30S-FEG)"이며, SEM 관찰한 영역을 그 자리에서 동시에 EBSP 검출기에 의해 해석할 수 있다는 장점이 있다. 여기서 EBSP 법에 대하여 간단히 설명하면, EBSP는 시료 표면에 전자선을 입사시키고, 이 때에 발생하는 반사 전자로부터 얻어진 기쿠치 패턴을 해석함으로써 전자선 입사 위치의 결정 방향을 결정하는 것으로, 전자선을 시료 표면에 2차원으로 주사시켜 소정 피치마다 결정 방향을 측정하면, 시료 표면의 방위 분포를 측정할 수 있다. 이 EBSP 관찰에 따르면, 통상적인 현미경 관찰에서는 동일하다고 판단되는 조직으로서 결정 방위차가 상이한 판 두께 방향의 조직을 색조차에 의해 식별할 수 있다는 이점이 있다.

본 실시태양은 상기한 바와 같이 가공 후의 금속 조직을 제어한다는 점에 특징이 있지만, 상기 금속 조직을 용이하게 형성하여 내수소취화 특성과 강도를 효율적으로 높이고, 또한 박강판에 필요한 연성을 확보하기 위해서는 기타 성분을 상기한 바와 같이 제어해야 한는 것은 말할 나위도 없다.

본 발명은 제조 조건까지 규정하는 것은 아니지만, 상기 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하여 용이하게 가공할 수 있는 동시에, 가공 후에도 초고강도이면서 우수한 내수소취화 특성을 발휘하는 상기 조직을 형성하기 위해서는 열간압연 후, 또는 그 후에 수행하는 냉간 압연 후에 하기 요령으로 열처리를 수행하는 것이 추 장된다. 즉, 상술한 성분 조성을 만족하는 강을 A3점 내지 (A3점＋50℃)의 온도(T1)에서 10 내지 1800초간(t1) 가열 유지 후, 3℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 Ms점 내지 Bs점의 온도(T2)까지 냉각하고, 상기 온도역에서 60 내지 1800초간(t2) 가열 유지하는 것이 추장된다.

상기 T1이 (A3점＋50℃)를 초과하거나 t1이 1800초를 초과하면, 오스테나이트의 입성장(粒成長)을 초래하여 가공성(신장 플랜지성)이 악화되기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 상기 T1이 A3점의 온도보다 낮아지면, 소정의 베이니틱 페라이트 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 상기 t1이 10초 미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 수행되지 않고, 시멘타이트나 기타의 합금 탄화물이 잔존해 버리기 때문에 바람직하지 못하다. 상기 t1은 바람직하게는 30초 이상 600초 이하, 보다 바람직하게는 60초 이상 400초 이하이다.

계속해서, 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 좋고, 바람직하게는 5℃/s 이상, 보다 바람직하게는 10℃/s 이상으로 하는 것이 추장된다.

다음으로, Ms점 내지 Bs점까지 상기 속도로 냉각한 후, 항온 변태시킴으로써 모상을 베이니틱 페라이트＋마르텐사이트의 2상 조직으로 할 수 있다. 여기서의 가열 유지 온도(T2)가 Bs점을 초과하면, 본 발명에 있어서 바람직하지 못한 펄라이트가 다량으로 생성되어 베이니틱 페라이트 조직을 충분히 확보할 수 없다. 한편, 상기 T2가 Ms점을 하회하면 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문에 바람직하지 않 다.

또한, 가열 유지 시간(t2)이 1800초를 초과하면 베이니틱 페라이트의 전위 밀도가 작아져 수소의 포집량이 적어지는 외에, 소정의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 또한 상기 t2가 60초 미만이어도 소정의 베이니틱 페라이트 조직이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 상기 t2를 90초 이상 1200초 이하, 보다 바람직하게는 120초 이상 600초 이하로 한다. 가열 유지 후의 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 공냉, 급냉, 기수(氣水) 냉각 등을 수행할 수 있다.

실제 조업을 고려하면, 상기 어닐링 처리는 연속 어닐링 설비 또는 배치식 어닐링 설비를 이용하여 실시하는 것이 간편하다. 또한, 냉간 압연판에 도금을 실시하여 용융 아연 도금하는 경우에는 도금 조건이 상기 열처리 조건을 만족하도록 설정하고, 상기 도금 공정에서 상기 열처리를 수행할 수도 있다.

또한, 상술한 연속 어닐링 처리하기 전의 열연 공정(필요에 따라 냉연 공정)은 특별히 한정되지 않고, 통상, 실시되는 조건을 적절히 선택하여 채용할 수 있다. 구체적으로 상기 열연 공정으로서는, 예컨대 Ar3점 이상에서 열연 종료 후, 평균 냉각 속도 약 30℃/s로 냉각하고, 약 500 내지 600℃의 온도에서 권취하는 등의 조건을 채용할 수 있다. 또한, 열연 후의 형상이 나쁜 경우에는 형상 수정의 목적으로 냉연을 수행할 수도 있다. 여기서, 냉연율은 1 내지 70%로 수행하는 것이 추장된다. 냉연율 70%를 초과하는 냉간압연은 압연 하중이 증대하여 압연이 곤란해지기 때문이다.

본 발명은 박강판을 대상으로 하는 것이지만, 제품 형태는 특별히 한정되지 않고, 열간압연하여 얻어진 강판이나 추가로 냉간압연하여 얻어진 강판 외에, 열간압연 또는 냉간압연을 수행한 후에 어닐링을 실시하고, 그 후에 화성 처리를 실시하거나, 용융 도금, 전기 도금, 증착 등에 의한 도금이나, 각종 도장, 도장 하지 처리, 유기 피막 처리 등을 실시할 수도 있다.

상기 도금의 종류로서는 일반적인 아연 도금, 알루미늄 도금 등 중의 어떤 것도 바람직하다. 또한 도금의 방법은 용융 도금 및 전기 도금 중의 어떤 것도 바람직하고, 또한 도금 후에 합금화 열처리를 실시할 수도 있고, 복층 도금을 실시할 수도 있다. 또한, 비도금 강판 상이나 도금 강판 상에 필름 라미네이트 처리를 실시할 수도 있다.

상기 도장을 수행하는 경우에는 각종 용도에 따라 인산염 처리 등의 화성 처리를 실시하거나 전착 도장을 실시할 수도 있다. 도료는 공지된 수지를 사용할 수 있고, 에폭시 수지, 불소 함유 수지, 실리콘 아크릴 수지, 폴리우레탄 수지, 아크릴 수지, 폴리에스터 수지, 페놀 수지, 알키드 수지, 멜라민 수지 등을 공지된 경화제와 함께 사용할 수 있다. 특히 내식성의 측면에서는 에폭시 수지, 불소 함유 수지, 실리콘아크릴 수지의 사용이 추장된다. 그 밖에, 도료에 첨가되는 공지된 첨가제, 예컨대 착색용 안료, 커플링제, 레벨링제, 증감제, 산화방지제, 자외선 안정제, 난연제 등을 첨가할 수도 있다.

또한, 도료의 형태도 특별히 한정되지 않고, 용제계 도료, 분체 도료, 수계 도료, 수분산형 도료, 전착 도료 등 용도에 따라 적절히 선택할 수 있다. 상기 도료를 이용하여 원하는 피복층을 강재에 형성시키기 위해서는, 침지법, 롤 코터법, 분무법, 커튼 플로우 코터법 등의 공지된 방법을 이용하면 바람직하다. 피복층의 두께는 용도에 따라 공지된 적절한 값을 채용하면 바람직하다.

본 발명의 초고강도 강판은 범퍼나 도어 임팩트 빔, 필러, 레인포스, 멤버 등의 자동차의 보강 부재 등의 자동차용 강도 부품 외에 시트 레일 등의 실내 부품 등에도 적용할 수 있다. 이렇게 성형 가공하여 얻어지는 부품에 있어서도, 충분한 재질 특성(강도)을 가지면서 우수한 내수소취화 특성을 발휘한다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경하여 실시할 수도 있고, 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

표 1에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 공시 강 No. A-1 내지 Y-1을 진공 용제하여 실험용 슬래브로 한 후, 하기 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라 판 두께 3.2mm의 열연 강판을 얻은 다음, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.2mm 두께가 될 때까지 냉간압연하였다.

<열연 공정>

개시 온도(SRT): 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도(FDT): 850℃

냉각 속도: 40℃/s

권취 온도: 550℃

<냉연 공정>

냉연율: 50%

<연속 어닐링 공정>

각 공시 강에 대하여 A3점＋30℃에서 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 2 중의 To℃까지 공냉하고, 상기 To℃에서 240초간 유지하였다. 그 후에는 실온까지 기수 냉각하였다.

한편, 표 2의 No. 116에서는, 비교예로서 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 제작하기 위해 냉간압연 후의 강판을 830℃까지 가열하여 5분간 유지한 후에 물 담금질하고, 300℃에서 10분간 템퍼링하였다. 또한 No. 120에서는, 냉간압연 후의 강판을 800℃까지 가열하여 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 350℃까지 냉각하고, 상기 온도에서 240초간 유지하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판으로부터 JIS 5호 시험편을 채취하고, 실제로 수행되는 가공을 모방하여 가공율 3%의 인장 가공을 실시하고, 가공 전후의 각 시료의 금속 조직, 가공 전의 인장 강도(TS)와 신장율[전체 신장율(El)], 및 가공 후의 내수소취화 특성을 하기 요령으로 각각 측정하였다.

[금속 조직의 관찰]

상기 가공 전후의 시험편을 이용하여 하기한 바와 같이 금속 조직을 관찰하였다. 즉, 제품 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에서의 임의의 측정 영역(약 50㎛×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 대상으로 관찰·촬영하여, 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 면적율, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 면적율을 상술한 방법에 따라 측정하였다. 그리고 임의로 선택한 2 시야에 있어서 동일하게 측정하여 평균치를 구하였다. 또한, 기타 조직(페라이트나 펄라이트 등)을, 전체 조직(100%)으로부터 상기 조직이 차지하는 면적율을 차감하여 구하였다.

또한, 가공 전후의 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비를 상술한 방법에 따라 측정하고, 평균 축비가 5 이상인 것을 본 발명의 요건을 만족시킴(○)으로 하고, 평균 축비가 5 미만인 것을 본 발명의 요건을 만족하지 않음(×)으로 평가하였다.

[인장 강도(TS) 및 신장율(El)의 측정]

인장 시험은 가공 전의 JIS 5호 시험편을 이용하여 수행하여 인장 강도(TS)와 신장율(E1)을 측정하였다. 한편, 인장 시험의 변형 속도는 1mm/sec로 하였다. 그리고 본 발명에서는, 상기 방법에 의해 측정되는 인장 강도가 1180MPa 이상인 강판을 대상으로 신장율이 10% 이상인 것을 "신장율이 우수함"으로 평가하였다.

[내수소취화 특성의 평가]

내수소취화 특성은 JIS 5호 시험편을 인장하고, 가공율 3%의 변형을 부여한 후, 굽힙부의 R이 15mm가 되는 굽힘 가공을 실시하고, 1000MPa의 응력을 부하하고, 5% 염산 수용액 중에 침지하여 균열 발생까지의 시간을 측정하였다.

또한, 일부의 강종에 대해서는 수소 충전 4점 굽힘 시험도 수행하였다. 상세하게는, 상기 각 강판으로부터 잘라내어 가공율 3%의 변형을 부여한 65mm×10mm의 단책(短冊) 시험편을 (0.5mol/H₂SO₄＋0.01mol/KSCN) 용액에 침지시켜 음극 수소 충전을 수행하여, 3시간 파단되지 않는 최대 응력을 한계 파단 응력(DFL)으로서 측정하였다.

이들 결과를 표 2에 병기하였다.

표 1 및 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 2 중의 실험 No.를 나타낸다).

본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 No. 101 내지 113(본 발명 강판 2) 및 121 내지 125(본 발명 강판 1)는 1180MPa 이상의 초고강도를 나타내는 동시에 가공 후에 있어서의 가혹한 환경하에서의 내수소취화 특성도 우수하다. 또한 TRIP 강판으로서 구비해야 하는 신장율도 양호하고, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이 얻어졌다. 특히, No. 121 내지 125는 보다 우수한 내수소취화 특성을 나타내고 있다.

이에 반해, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No. 114 내지 120 및 126은 각각 이하의 문제점을 갖고 있다.

즉, No. 114는 C량이 부족한 강종 N-1을 이용하고 있기 때문에 우수한 가공성을 확보할 수 없었다.

No. 115는 Mn량이 부족한 강종 O-1을 이용하고 있기 때문에 충분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 가공 후의 내수소취화 특성이 떨어졌다.

No. 116은 Si량이 부족한 강종 P-1을 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 얻은 예인데, 잔류 오스테나이트가 거의 존재하지 않기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다. 또한, 박강판에 요구되는 신장율도 확보되지 않았다.

No. 117은 C량이 과잉인 강종 Q-1을 이용한 예인데, 탄화물이 석출되었기 때문에 성형성 및 가공 후의 내수소취화 특성 모두 떨어졌다.

No. 118은 Mo량이 과잉으로 포함되어 있는 강종 R-1을 이용하고 있고, 또한 No. 119는 Nb량이 과잉으로 포함되어 있는 강종 S-1을 이용하고 있기 때문에 모두 성형성이 현저히 떨어지는 결과가 나타났다. 한편, No. 118 및 119에서는 상기 가공을 수행할 수 없어 가공 후의 특성을 조사할 수 없었다.

No. 120은 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있지만, 추장되는 조건에서 제조하지 않았기 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 그 결과, 잔류 오스테나이트는 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직이 되지 않았기 때문에, 우수한 내수소취화 특성이 요구되는 강도 수준이 아니다.

No. 126은 본 발명 강판 1로서 규정하는 Al량을 상회하고 있기 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트는 확보될 수 있었지만, 상기 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 원하는 모상이 되지 않으며, 나아가 AlN 등의 개재물도 생성하였기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다.

다음으로, 상기 표 1의 강종 기호 A-1 및 J-1의 강판과 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 하기한 바와 같이 내압 파괴 시험 및 내충격 특성 시험을 수행하여 성형품으로서의 성능(내압괴성 및 내충격 특성)을 조사하였다.

[내압 파괴 시험]

우선, 표 1의 강종 기호 A-1 및 J-1의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 도 1에 나타낸 바와 같은 부품(시험체, 햇채널 부품)(1)을 작성하고, 다음과 같이 하여 압괴성 시험을 수행하였다. 즉, 도 1에 나타낸 부품의 스폿 용접 위치(2)에 선단 직경 6mm의 전극으로부터, 먼지 발생 전류보다 0.5kA 낮은 전류를 흘려, 도 1에 나타낸 바와 같이 35mm 피치로 스폿 용접을 수행하였다. 그리고 도 2에 나타낸 바와 같이, 부품(1)의 길이방향 중앙부의 상방으로부터 금형(3)을 가압하여 최대 하중을 구하였다. 또한, 하중-변위선도의 면적으로부터 흡수 에너지를 구하였다. 그 결과를 표 3에 나타내었다.

표 3으로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아졌다는 점에서, 우수한 내압괴성을 갖고 있음을 알 수 있다.

[내충격 특성 시험]

표 1의 강종 기호 A-1 및 J-1의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 도 3에 나타낸 부품(시험체, 햇채널 부품)(4)을 작성하고, 다음과 같이 하여 내충격 특성 시험을 수행하였다. 한편, 도 4는 상기 도 3에서의 부품(4)의 A-A 단면도를 나타내고 있다. 내충격 특성 시험은 상기 내압 파괴 시험의 경우와 마찬가지로 부품(4)의 스폿 용접 위치(5)에 스폿 용접을 수행한 후, 도 5에 모식적으로 나타낸 바와 같이 부품(4)을 토대(7)에 셋팅하고, 상기 부품(4)의 상방으로부터 낙추(질량 110kg)(6)를 높이 11m의 위치로부터 낙하시켜, 부품(4)이 40mm 변형(높이방향이 수축)할 때까지의 흡수 에너지를 구하였다. 그 결과를 표 4에 나타내었다.

표 4로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 나타내어, 우수한 내충격 특성을 갖고 있음을 알 수 있다.

참고로, 본 실시예에서 얻어진 시험편의 TEM 관찰 사진을 나타낸다. 도 6은 본 발명예인 No. 101의 TEM 관찰 사진예인데, 이 도 6으로부터, 본 발명의 초고강도 강판의 금속 조직은 본 발명에서 규정하는 침상의 잔류 오스테나이트(도 6 중, 막대선 모양의 흑색 부분)가 분산된 상태임을 알 수 있다. 한편, 도 7은 비교예인 No. 120의 TEM 관찰 사진예인데, 이 도 7로부터, No. 120의 초고강도 강판에는 잔류 오스테나이트(도 7 중의 약간 둥근 흑색 부분)가 존재하고 있지만, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 괴상의 잔류 오스테나이트임을 알 수 있다.

실시예 2

표 5에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 공시 강 No. A-2 내지 Y-2를 진공 용제하여 실험용 슬래브로 한 후, 하기 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라 판 두께 3.2mm의 열연 강판을 얻은 다음, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.2mm 두께가 될 때까지 냉간압연하였다.

<열연 공정>

개시 온도(SRT): 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도(FDT): 850℃

냉각 속도: 40℃/s

권취 온도: 550℃

<냉연 공정>

냉연율: 50%

<연속 어닐링 공정>

각 공시 강에 대하여 A3점＋30℃에서 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 6 중의 To℃까지 급속 냉각(공냉)하고, 상기 To℃에서 240초간 유지하였다. 그 후에는 실온까지 기수 냉각하였다.

한편, 표 6의 No. 217에서는, 비교예로서 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 제작하기 위해 냉간압연 후의 강판을 830℃까지 가열하여 5분간 유지한 후에 물 담금질하고, 300℃에서 10분간 템퍼링하였다. 또한 No. 220에서는, 냉간압연 후의 강판을 800℃까지 가열하여 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 350℃까지 냉각하고, 상기 온도에서 240초간 유지하였다.

[금속 조직의 관찰]

[인장 강도(TS) 및 신장율(El)의 측정]

[내수소취화 특성의 평가]

또한, 실제의 사용 환경을 상정하여 상기와 같이 하여 제작한 굽힘 시험편에 대하여, 3% NaCl 용액의 스프레이 분무를 1일 1회 30일간 연속해서 수행하는 촉진 폭로 시험을 실시하여 균열 발생까지의 일수를 측정하였다.

또한, 일부의 강종에 대해서는 수소 충전 4점 굽힘 시험도 수행하였다. 상세하게는, 상기 각 강판으로부터 잘라내어 가공율 3%의 변형을 부여한 65mm×10mm의 단책 시험편을 (0.5mol/H₂SO₄＋0.01mol/KSCN) 용액에 침지시켜 음극 수소 충전을 수행하여, 3시간 파단되지 않는 최대 응력을 한계 파단 응력(DFL)으로서 측정하였다. 그리고 표 6의 실험 No. 203(강종 기호 C-2)의 DFL에 대한 비율(DFL비)을 구하였다.

이들 결과를 표 6에 병기하였다.

표 5 및 6으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 6 중의 실험 No.를 나타낸다).

본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 No. 201 내지 214(본 발명 강판 2) 및 221 내지 225(본 발명 강판 1)는 1180MPa 이상의 초고강도를 나타내는 동시에 가공 후에 있어서의 가혹한 환경하에서의 내수소취화 특성도 우수하다. 또한 TRIP 강판으로서 구비해야 하는 신장율도 양호하고, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이 얻어졌다. 특히, No. 221 내지 225는 보다 우수한 내수소취화 특성을 나타내고 있다.

이에 반해, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No. 215 내지 220 및 226은 각각 이하의 문제점을 갖고 있다.

즉, No. 215는 C량이 부족한 강종 O-2를 이용하고 있기 때문에 가공 후의 잔류 오스테나이트가 현저히 감소하여 본 발명 레벨의 내수소취화 특성이 확보되지 않았다.

No. 216은 Mn량이 부족한 강종 P-2를 이용하고 있기 때문에 충분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 가공 후의 내수소취화 특성이 떨어졌다.

No. 217은 Si량이 부족한 강종 Q-2를 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 얻은 예인데, 잔류 오스테나이트가 거의 존재하지 않기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다. 또한, 박강판에 요구되는 신장율도 확보되지 않았다.

No. 218은 C량이 과잉인 강종 R-2를 이용한 예인데, 탄화물이 석출되었기 때문에 성형성 및 가공 후의 내수소취화 특성 모두 떨어졌다.

No. 219는 Cu 및/또는 Ni를 포함하지 않는 강종 S-2를 이용하고 있기 때문에 충분한 내식성을 확보할 수 없고 본 발명 레벨의 내수소취화 특성을 확보할 수 없었다.

No. 220은 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있지만, 추장되는 조건에서 제조하지 않았기 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 그 결과, 잔류 오스테나이트는 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직이 되지 않았기 때문에, 우수한 내수소취화 특성이 요구되는 강도 레벨이 아니다.

No. 226은 본 발명 강판 1로서 규정하는 Al량을 상회하고 있기 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트는 확보할 수 있지만, 상기 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 원하는 모상이 되지 않으며, 나아가 AlN 등의 개재물도 생성하였기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다.

다음으로, 상기 표 5의 강종 기호 A-2 및 K-2의 강판과 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 하기한 바와 같이 내압 파괴 시험 및 내충격 특성 시험을 수행하여 성형품으로서의 성능(내압괴성 및 내충격 특성)을 조사하였다.

[내압 파괴 시험]

우선, 표 5의 강종 기호 A-2 및 K-2의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 실시예 1과 동일하게 하여 최대 하중을 구하였다. 또한, 하중-변위선도의 면적으로부터 흡수 에너지를 구하였다. 그 결과를 표 7에 나타내었다.

표 7로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아졌다는 점에서, 우수한 내압괴성을 갖고 있음을 알 수 있다.

[내충격 특성 시험]

표 5의 강종 기호 A-2 및 K-2의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 실시예 1과 동일하게 하여 내충격 특성 시험을 실시하였다. 그 결과를 표 8에 나타내었다.

표 8로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 나타내어, 우수한 내충격 특성을 갖고 있음을 알 수 있다.

참고로, 본 실시예에서 얻어진 시험편의 TEM 관찰 사진을 나타낸다. 도 8은 본 발명예인 No. 201의 TEM 관찰 사진예인데, 이 도 8로부터, 본 발명의 초고강도 강판의 금속 조직은 본 발명에서 규정하는 침상의 잔류 오스테나이트(도 8 중, 막대선 모양의 흑색 부분)가 분산된 상태임을 알 수 있다. 한편, 도 9는 비교예인 No. 220의 TEM 관찰 사진예인데, 이 도 9로부터, No. 220의 초고강도 강판에는 잔류 오스테나이트(도 9 중의 약간 둥근 흑색 부분)가 존재하고 있지만, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 괴상의 잔류 오스테나이트임을 알 수 있다.

실시예 3

표 9에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 공시 강 No. A-3 내지 Q-3을 진공 용제하여 실험용 슬래브로 한 후, 하기 공정(열연→냉연→연속 어닐링)에 따라 판 두께 3.2mm의 열연 강판을 얻은 다음, 산세에 의해 표면 스케일을 제거하고, 그 후 1.2mm 폭이 될 때까지 냉간압연하였다.

<열연 공정>

개시 온도(SRT): 1150 내지 1250℃에서 30분간 유지

마무리 온도(FDT): 850℃

냉각 속도: 40℃/s

권취 온도: 550℃

<냉연 공정>

냉연율: 50%

<연속 어닐링 공정>

각 공시 강에 대하여, A3점＋30℃에서 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 표 10 중의 To℃까지 급속 냉각하고(공냉), 상기 To℃에서 240초간 유지하였다. 그 후에는 실온까지 기수 냉각하였다.

한편, 표 10의 No. 311에서는, 비교예로서 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 제작하기 위해 냉간압연 후의 강판을 830℃까지 가열하여 5분간 유지한 후에 물 담금질하고, 300℃에서 10분간 템퍼링하였다. 또한 No. 312에서는, 냉간압연 후의 강판을 800℃까지 가열하여 120초간 유지한 후, 평균 냉각 속도 20℃/s로 350℃까지 냉각하고, 상기 온도에서 240초간 유지하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판으로부터 JIS 5호 시험편을 채취하고, 실제로 수행되는 가공을 모방하여 가공율 3%의 인장 가공을 실시하고, 가공 전후의 각 시료의 금속 조직, 가공 전의 인장 강도(TS)와 신장율[전체 신장율(El)], 및 가공 후의 내수소취화 특성(수소취화 위험도 지수)을 하기 요령으로 각각 조사하였다.

[금속 조직의 관찰]

상기 가공 전후의 시험편을 이용하여 하기와 같이 금속 조직을 관찰하였다. 즉, 제품 판 두께 1/4의 위치에서 압연면과 평행한 면에서의 임의의 측정 영역(약 50㎛×50㎛, 측정 간격은 0.1㎛)을 대상으로 관찰·촬영하여 베이니틱 페라이트(BF) 및 마르텐사이트(M)의 면적율, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 면적율을 상술한 방법에 따라 측정하였다. 그리고 임의로 선택한 2 시야에 있어서 동일하게 측정하여 평균치를 구하였다. 또한 기타 조직(페라이트나 펄라이트 등)을, 전체 조직(100%)으로부터 상기 조직이 차지하는 면적율을 차감하여 구하였다.

또한, 가공 전후의 강판에 있어서의 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비, 평균 단축 길이 및 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리를 상술한 방법에 따라 측정하였다. 상기 평균 축비는 5 이상인 것을 본 발명의 요건을 만족시킴(○)으로 하고, 5 미만인 것을 본 발명의 요건을 만족하지 않음(×)으로 평가하였다.

[인장 강도(TS) 및 신장율(El)의 측정]

인장 시험은 가공 전의 JIS 5호 시험편을 이용하여 수행하여 인장 강도(TS)와 신장율(El)을 측정하였다. 한편, 인장 시험의 변형 속도는 1mm/sec로 하였다. 그리고 본 발명에서는, 상기 방법에 의해 측정되는 인장 강도가 1180MPa 이상인 강판을 대상으로 신장율이 10% 이상인 것을 "신장율이 우수함"으로 평가하였다.

[내수소취화 특성의 평가］

판 두께 1.2mm의 평판 시험편을 이용하여 변형 속도가 1×10^-4/sec인 저 변형 속도 인장 시험법(SSRT)을 수행하고, 하기 식으로 정의되는 수소취화 위험도 지수(%)를 구하여 수소취화 특성을 평가하였다.

수소취화 위험도 지수(%)=100×(1-E1/E0)

여기서, E0은 실질적으로 강 중에 수소를 포함하지 않는 상태의 시험편의 파단시의 신장율을 나타내고, E1은 황산 중에서 전기화학적으로 수소를 충전시킨 강재(시험편)의 파단시의 신장율을 나타낸다. 한편, 상기 수소 충전은 강재(시험편)를 H₂SO₄(0.5mol/L)와 KSCN(0.01mol/L)의 혼합 용액 중에 침지하고, 실온 및 정전류(100A/㎡)의 조건에서 수행하였다.

상기 수소취화 위험도 지수는 50%를 초과하면 사용 중에 수소취화를 일으킬 위험이 있기 때문에, 본 발명에서는 50% 이하를 내수소취화 특성이 우수하다고 평가하였다.

이들 결과를 표 10에 나타내었다.

표 9 및 10으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 10 중의 실험 No.를 나타낸다).

본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 No. 301 내지 309(본 발명 강판 2) 및 313 내지 317(본 발명 강판 1)은 1180MPa 이상의 초고강도를 나타내는 동시에 가공 후에 있어서의 가혹한 환경하에서의 내수소취화 특성도 우수하다. 또한, TRIP 강판으로서 구비해야 하는 신장율도 양호하고, 대기 부식 분위기에 노출되는 자동차의 보강 부품 등으로서 최적의 강판이 얻어졌다.

이에 반해, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No. 310 내지 312 및 318은 각각 이하의 문제점을 갖고 있다.

즉, No. 310은 C량이 과잉인 강종 J-3을 이용한 예인데, 탄화물이 석출되고, 또한 잔류 오스테나이트의 평균 단축 길이가 길기 때문에 성형성 및 가공 후의 내수소취화 특성 모두 떨어졌다.

No. 311은 Si량이 부족한 강종 K-3을 이용하여 종래의 고강도 강인 마르텐사이트 강을 얻은 예인데, 잔류 오스테나이트가 거의 존재하지 않기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다. 또한, 박강판에 요구되는 신장율도 확보할 수 없었다.

No. 312는 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있지만, 추장되는 조건에서 제조하지 않았기 때문에, 얻어진 강판은 종래의 TRIP 강판이 되었다. 그 결과, 잔류 오스테나이트는 가공 후에 현저히 감소하고, 또한 본 발명에서 규정하는 평균 축비 및 평균 단축 길이를 만족하지 않으며, 모상도 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직이 되지 않았기 때문에, 강도가 낮으면서 내수소취화 특성도 떨어졌다.

No. 318은 본 발명 강판 1로서 규정하는 Al량을 상회하고 있기 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트는 확보될 수 있었지만, 상기 잔류 오스테나이트가 본 발명에서 규정하는 평균 축비를 만족하지 않고, 또한 원하는 모상이 되지 않으며, 나아가 AlN 등의 개재물도 생성하였기 때문에 내수소취화 특성이 떨어졌다.

다음으로, 상기 표 9의 강종 기호 A-3 및 G-3의 강판과 비교 강판(종래품인 590MPa급의 고장력 강판)을 이용하여 부품을 성형하고, 하기한 바와 같이 내압 파괴 시험 및 내충격 특성 시험을 수행하여 성형품으로서의 성능(내압괴성 및 내충격 특성)을 조사하였다.

[내압 파괴 시험]

우선, 표 9의 강종 기호 A-3 및 G-3의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 실시예 1과 동일하게 하여 압괴성 시험을 수행하여 최대 하중을 구하였다. 또한, 하중-변위선도의 면적으로부터 흡수 에너지를 구하였다. 그 결과를 표 11에 나타내었다.

표 11로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 하중을 나타내고, 또한 흡수 에너지도 높아졌다는 점에서, 우수한 내압괴성을 갖고 있음을 알 수 있다.

[내충격 특성 시험]

표 9의 강종 기호 A-3 및 G-3의 강판과 비교 강판을 이용하여 각각 실시예 1과 동일하게 하여 내충격 특성 시험을 수행하였다. 그 결과를 표 12에 나타내었다.

표 12로부터, 본 발명의 강판을 이용하여 작성한 부품(시험체)은 강도가 낮은 종래의 강판을 이용한 경우보다 높은 흡수 에너지를 나타내어, 우수한 내충격 특성을 갖고 있음을 알 수 있다.

참고로, 본 실시예에서 얻어진 시험편의 TEM 관찰 사진을 나타낸다. 도 12는 본 발명예인 No. 301의 TEM 관찰 사진예(배율 15,000배)이고, 도 13은 상기 도 12의 사진의 일부를 확대한 TEM 관찰 사진예(배율 60,000배)인데, 이 도 12 및 13으로부터, 본 발명의 초고강도 강판의 금속 조직은 잔류 오스테나이트(도 12 및 13 중, 막대선 모양의 흑색 부분)가 미세 분산된 상태이며, 상기 잔류 오스테나이트의 형상은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 침상임을 알 수 있다. 한편, 도 14는 비교예인 No. 313의 TEM 관찰 사진예인데, 이 도 14로부터, No. 313의 초고강도 강판에는 잔류 오스테나이트(도 14 중의 약간 둥근 흑색 부분)가 존재하고 있지만, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 괴상의 잔류 오스테나이트임을 알 수 있다.

본 발명에 따르면, 강판을 부품으로 성형한 후에도 외부에서 침입하는 수소를 무해화하여 우수한 내수소취화 특성을 유지하면서 성형시에는 우수한 가공성을 발휘하는 인장 강도 1180MPa 이상의 초고강도 박강판을 생산성 좋게 제조할 수 있고, 지연 파괴 등이 극히 발생하기 어려운 초고강도 부품으로서, 예컨대 범퍼, 임팩트 빔 등의 보강재나 시트 레일, 필러, 레인포스, 멤버 등의 자동차 부품을 제공할 수 있다.

Claims

질량%로, C 0.25% 초과 0.60% 이하, Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적율로,

잔류 오스테나이트: 1% 이상,

베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80% 이상,

페라이트 및 펄라이트: 합계로 9% 이하(0%를 포함함), 및

상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 만족하고,

인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판.
제 1 항에 있어서,

상기 가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하, 및 상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하를 추가로 만족하는 초고강도 박강판.
질량%로, C 0.25% 초과 0.60% 이하, Si 1.0 내지 3.0%, Mn 1.0 내지 3.5%, P 0.15% 이하, S 0.02% 이하 및 Al 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로서,

가공율 3%의 인장 가공 후의 금속 조직이,

잔류 오스테나이트: 전체 조직에 대한 면적율로 1% 이상,

상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상,

상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 단축 길이: 1㎛ 이하, 및

상기 잔류 오스테나이트 결정립간의 최인접 거리: 1㎛ 이하를 만족하고,

인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 Al 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하는 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 Cu 0.003 내지 0.5% 및/또는 Ni 0.003 내지 1.0%를 추가로 포함하는 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 Ti 및/또는 V를 합계로 0.003 내지 1.0% 추가로 포함하는 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 Mo 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Nb 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)를 추가로 포함하는 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 B 0.0002 내지 0.01%를 추가로 포함하는 초고강도 박강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,

질량%로 Ca 0.0005 내지 0.005%, Mg 0.0005 내지 0.01% 및 REM 0.0005 내지 0.01%로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 박강판.