KR20120123146A

KR20120123146A - 온간 가공성이 우수한 고강도 강판

Info

Publication number: KR20120123146A
Application number: KR1020127024655A
Authority: KR
Inventors: 히데오 하타; 도시오 무라카미; 유키히로 우츠미
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2010-03-24
Filing date: 2011-03-22
Publication date: 2012-11-07
Also published as: CN102741442A; WO2011118597A1; US20130022490A1; EP2551365A4; US8932414B2; JP5671359B2; EP2551365A1; JP2011219859A

Abstract

본 발명은, 질량％로, C : 0.05 내지 0.4％, Si＋Al : 0.5 내지 3％, Mn : 0.5 내지 3％, P : 0.15％ 이하(0％를 포함하지 않음), S : 0.02％ 이하(0％를 포함함)를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 합계량으로 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％ 포함하고, 폴리고날?페라이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 40％ 포함하고, 잔류 오스테나이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 20％ 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만이며, 베이나이트를 더 포함해도 되는 조직을 갖는 온간 가공성이 우수한 고강도 강판이다. 이 고강도 강판은, 온간 가공으로 TRIP 효과가 최대한으로 발휘되고, 종래 강판보다도 더욱 확실하게 고연성화할 수 있다.

Description

온간 가공성이 우수한 고강도 강판{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE WITH EXCELLENT WARM WORKABILITY}

본 발명은, 온간 가공성이 우수한 고강도 TRIP(변형 유기 변태) 강판에 관한 것으로, 상세하게는, 840 내지 1380㎫급의 초고강도 영역에 있어서, 온간 가공에 의해 TRIP 강판의 신장이 현저하게 개선된 고강도 강판에 관한 것이다.

자동차나 산업용 기계 등에 프레스 성형하여 사용되는 강판에는, 우수한 강도와 연성을 겸비하고 있는 것이 요구되고 있다. 이러한 요구 특성을 구비하면서, 자동차의 충격 안전성 및 경량화를 목적으로 하여 개발된 고강도 고연성 강판의 하나로서, TRIP 강판을 들 수 있다. TRIP 강판은, 조직 중에 잔류 오스테나이트(γR)를 생성시키고, 이 γR이 가공 변형 중에 유기 변태(변형 유기 변태:TRIP)하여 연성이 향상되는 성질을 유효하게 이용한 것이다(예를 들어 특허문헌 1 참조).

그러나 TRIP 강판은, 복잡한 형상으로의 가공을 쉽게 하기 위한 가공성[특히 신장 플랜지성(구멍 확장성)]이 떨어진다고 하는 문제가 있었다. 신장 플랜지성은, 특히 자동차의 서스펜션 부품 등으로서 사용되는 강판에 요구되는 특성이며, TRIP 강판에 의한 경량화 효과를 가장 기대할 수 있는 서스펜션 부품 등으로의 적용을 촉진하는 데 있어서도, TRIP 강판에 있어서의 신장 플랜지성의 개선이 요망되고 있었다.

따라서, γR에 의한 우수한 강도?연성의 밸런스를 유지하면서, 또한, 신장 플랜지성 등의 성형성도 우수한 강판을 제공하기 위해, 본 출원인은, 온간 가공에 의한 신장 플랜지성의 향상 효과(예를 들어, 비특허문헌 1 내지 3 참조)에 착안하고, 다양한 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 모상 조직의 평균 경도 및 제2상인 γR 중의 C 농도 및 γR의 체적률이 적절하게 제어된 강판을 온간 가공하면, 신장 플랜지성 및 신장 특성의 양쪽이 높여진 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견하고, 상기 지식에 기초하여 완성한 발명(이하, 「선행 발명」이라 하고, 상기 선행 발명에 관한 고강도 강판을 「선행 발명 강판」이라 함.)에 대해 이미 특허 출원을 행하였다(특허문헌 2 참조).

상기 선행 발명 강판은, 질량％로,

C : 0.05 내지 0.6％,

Si＋Al : 0.5 내지 3％,

Mn : 0.5 내지 3％,

P : 0.15％ 이하(0％를 포함하지 않음),

S : 0.02％ 이하(0％를 포함함)

를 함유하고, 또한,

모상 조직은, 평균 경도가 비커스 경도로 240Hv 이상인 베이니틱?페라이트 및/또는 그래뉼라?베이니틱?페라이트를 전 조직에 대하여 점적률로 70％ 이상 함유하고,

제2상 조직은, 잔류 오스테나이트를 전 조직에 대하여 점적률로 5 내지 30％ 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 1.0질량％ 이상이며,

또한 베이나이트 및/또는 마르텐사이트를 함유해도 되는 고강도 강판이다.

상기 선행 발명 강판은, 상기와 같은 조직으로 제어함으로써, γR의 변형 유기 변태에 의한 TRIP 효과를 초래하는 데 큰 영향을 미치는 C_γR(γR 중에 포함되는 C 농도)과, 당해 γR의 공간 속박 상태에 큰 영향을 미치는 모상 조직의 경도가 적절하게 제어되고 있으므로, 특히 100 내지 400℃(바람직하게는 150 내지 250℃)의 온도 영역에 있어서, γR 자체의 소성 안정성이 가장 높아지고, 양호한 특성을 발휘할 수 있는 것으로 생각하고 있었다(동 문헌의 단락 [0023] 참조).

특히, 상기 선행 발명 강판은, TRIP(변형 유기 변태 가공) 효과를 유효하게 발휘시키는 관점에서, γR 중의 C 농도(C_γR)를 1.0질량％ 이상으로 하는 것을 필수로 하고, 상기 C_γR의 함유량은 많을수록 바람직하다고 하고 있었다(동 문헌의 단락 [0030] 참조).

그런데 그 후의 본 발명자들의 새로운 검토의 결과, C_γR을, 상기 선행 발명의 규정 범위(1.0질량％ 이상)보다도 낮은, 1.0질량％ 미만의 범위로 저하시킴으로써, 변형 시에 있어서의 응력 유기 변태의 구동력이 작아지는 온간(100 내지 250℃)에서 TRIP 효과가 최대한으로 발휘되고, 또한 소정량의 폴리고날?페라이트를 도입함으로써, 상기 선행 발명 강판보다도, 신장 플랜지성을 약간 희생시키면서도, 더욱 고연성화할 수 있는 강판이 얻어질 가능성이 있는 것을 알 수 있었다.

일본 특허 출원 공개 소60-43425호 공보 일본 특허 제4068950호 공보

나가사까 아끼히꼬, 스기모또 기미까즈, 고바야시 미쯔유끼, 「잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성에 의한 고강도 강판의 신장 플랜지성의 개선」, 재료와 프로세스(일본 철강 협회 논문집), CAMP?ISIJ「토35」, 1995년, 제8권, p.556-559 스기모또 기미까즈, 곤도 다께시, 고바야시 미쯔유끼, 하시모또 순이찌, 「TRIP형 복합 조직 강의 온간 돌출 성형성(제2상 형태의 영향?2)」, 재료와 프로세스(일본 철강 협회 논문집), CAMP?ISIJ「토518」, 1994년, 제7권, p.754 스기모또 기미까즈, 소시로다 데쯔오, 「TRIP형 베이나이트 냉각 강판의 프레스 성형성」, 재료와 프로세스(일본 철강 협회 논문집), CAMP-ISIJ, 1998년, 제11권, 제4호, p.400-403

본 발명은 상기 사정에 착안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 온간 가공으로 TRIP 효과가 최대한으로 발휘되고, 상기 선행 발명 강판보다도 더욱 고연성화할 수 있는 고강도 강판을 제공하는 것에 있다.

청구항 1에 기재된 발명은,

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함.),

C : 0.05 내지 0.4％,

Si＋Al : 0.5 내지 3％,

Mn : 0.5 내지 3％,

P : 0.15％ 이하(0％를 포함하지 않음),

S : 0.02％ 이하(0％를 포함함)

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

마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 합계량으로 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％ 포함하고,

폴리고날?페라이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 40％ 포함하고,

잔류 오스테나이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 20％ 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만이며,

베이나이트를 더 포함해도 되는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 온간 가공성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 2에 기재된 발명은,

성분 조성이,

Mo : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Ni : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Cu : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Cr : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 청구항 1에 기재된 온간 가공성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 3에 기재된 발명은,

성분 조성이,

Ti : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Nb : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

V : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Zr : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 청구항 1 또는 2에 기재된 온간 가공성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 4에 기재된 발명은,

성분 조성이,

Ca : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는

REM : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 포함하는 것인 청구항 1 내지 3 중 어느 한 항에 기재된 온간 가공성이 우수한 고강도 강판이다.

본 발명에 따르면, 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 합계량으로 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％ 포함하고, 폴리고날?페라이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 40％ 포함하고, 잔류 오스테나이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 20％ 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만으로 함으로써, 온간 가공에 의한 연성 향상 작용을 최대한으로 발휘시킬 수 있게 되고, 상기 선행 발명 강판보다도 더욱 고연성화할 수 있는 고강도 강판을 제공할 수 있게 되었다.

도 1은 가공 온도를 변화시켰을 때의 TS에 미치는 영향에 대해, 본 발명 강판과 비교 강판을 대비하여 나타내는 그래프이다.
도 2는 가공 온도를 변화시켰을 때의 EL에 미치는 영향에 대해, 본 발명 강판과 비교 강판을 대비하여 나타내는 그래프이다.

상술한 바와 같이, 본 발명자들은, 상기 선행 발명 강판과 마찬가지의, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 갖는 베이니틱?페라이트(단, 특허문헌 2에서는 베이니틱?페라이트 및/또는 그래뉼라?베이니틱?페라이트)와 잔류 오스테나이트(γR)를 함유하는 TRIP 강판에 착안하고, 온간 가공에 의한 연성을 한층 더 향상시키기 위해, 더욱 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, γR 중의 C 농도(C_γR)를 상기 선행 발명의 규정 범위(1.0질량％ 이상)보다도 낮은 범위인, 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만으로 저하시키는 동시에, 폴리고날?페라이트(이하, 단순히 「페라이트」라 하는 경우 있음.)를 소정량 함유시킴으로써, 온간에서 TRIP 작용을 최대한으로 발휘할 수 있게 되고, 상기 선행 발명 강판에 비해, 신장 플랜지성(λ)은 약간 희생(상기 선행 발명 강판의 약 30％로부터 10 내지 20％ 정도로 조금 저하)시키면서도, 더욱 고연성화할 수 있는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견하고, 상기 지식에 기초하여 본 발명을 완성하는 데 이르렀다.

이하, 우선 본 발명 강판을 특징짓는 조직에 대해 설명한다.

〔본 발명 강판의 조직〕

상술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 상기 선행 발명 강판과 동일하게 TRIP 강의 조직을 베이스로 하는 것이지만, 특히, 폴리고날?페라이트를 소정량 함유하는 동시에, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)가 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만으로 제어되고 있는 점에서, 폴리고날?페라이트를 함유하지 않고 C_γR이 1.0질량％ 이상으로 제어되고 있는 상기 선행 발명 강판과 상이하다.

<마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 합계량으로 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％ 함유>

본 발명에 있어서의 「베이니틱?페라이트」라 함은, 베이나이트 조직이 전위 밀도가 높은 라스 형상 조직을 가진 하부 조직을 갖고 있고, 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 명백하게 다르고, 또한, 전위 밀도가 없거나 혹은 극히 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날?페라이트 조직, 혹은 미세한 서브 그레인 등의 하부 조직을 가진 준 폴리고날?페라이트 조직과도 다르다(일본 철강 협회 기초 연구회 발행 「강의 베이나이트 사진집?1」 참조). 이 조직은, 광학 현미경 관찰이나 SEM 관찰하면 아시큘러 형상을 나타내고 있고, 구별이 곤란하므로, 베이나이트 조직이나 폴리고날?페라이트 조직 등과의 명확한 차이를 판정하기 위해서는, TEM 관찰에 의한 하부 조직의 동정(同定)이 필요하다.

이와 같이 본 발명 강판의 조직은, 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 주요 조직으로 함으로써, γR의 주위를 구속하고 γR의 변형 유기 변태 효과에 의한 연성 향상 작용을 유효하게 발휘시킬 수 있다.

본 발명 강판에서는, 상기 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직의 합계량은, 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％(바람직하게는 50 내지 80％, 보다 바람직하게는 53 내지 60％)인 것이 필요하다. 이에 의해, 상기 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직에 의한 효과가 유효하게 발휘되기 때문이다. 또한, 상기 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직의 양은, γR과의 밸런스에 의해 정해지는 것이며, 원하는 특성을 발휘할 수 있도록, 적절하게 제어하는 것이 권장된다.

<폴리고날?페라이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 40％ 함유>

이와 같이, 조직 중에 폴리고날?페라이트를 소정량 함유시킴으로써, 신장 플랜지성은 약간 희생시키면서도, 후기 γR의 TRIP 작용과 맞물려 전체 신장을 더욱 높일 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전 조직에 대하여 면적률로 5％ 이상(바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상) 존재하는 것이 필요하다. 한편, 다량으로 존재하면 신장 플랜지성이 지나치게 열화되므로, 상한을 40％로 정하였다.

<잔류 오스테나이트(γR)를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 20％ 함유>

γR은 전체 신장의 향상에 유용하고, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전 조직에 대하여 면적률로 5％ 이상(바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 15％ 이상) 존재하는 것이 필요하다. 한편, 다량으로 존재하면 신장 플랜지성이 지나치게 열화되므로, 상한을 20％로 정하였다.

<잔류 오스테나이트(γR) 중의 C 농도(C_γR) : 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만>

또한, 상기 γR 중의 C 농도(C_γR)는 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만으로 한다. 전술한 바와 같이, C_γR은, TRIP(변형 유기 변태 가공)의 특성에 크게 영향을 미치는 것이지만, 종래는 상기 선행 발명 강판과 같이 1.0질량％ 이상으로 하는 것을 필수로 하고, C_γR의 함유량은 많을수록 바람직하다고 하고 있었다. 그러나 본 발명 강판에서는, 상기 선행 발명 강판보다도 낮은 범위인, 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만의 범위로 함으로써, 변형 시의 응력 유기 변태의 구동력이 작아지는 온간(100 내지 250℃)에서 TRIP 효과를 최대한으로 발휘시켜 보다 고연성화시킬 수 있다. 바람직하게는 0.7질량％ 이상 0.9질량％ 이하이다.

<기타 : 베이나이트(0％를 포함함)>

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

〔각 상의 면적률 및 γR 중의 C 농도(C_γR)의 각 측정 방법〕

여기서, 각 상의 면적률 및 γR 중의 C 농도(C_γR)의 각 측정 방법에 대해 설명한다.

강판 중 조직의 면적률은, 강판을 레페라 부식하고, 투과형 전자 현미경(TEM;배율 1500배) 관찰에 의해 조직을 동정한 후, 광학 현미경 관찰(배율 1000배)에 의해 조직의 면적률을 측정하였다. 또한, γR의 면적률 및 γR 중의 C 농도(C_γR)는, 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정하였다(ISIJ Int.Vol.33, (1933), No.7, p.776).

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

〔본 발명 강판의 성분 조성〕

C : 0.05 내지 0.4％

C는, 고강도를 확보하면서, 원하는 주요 조직(마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트＋γR)을 얻기 위해 필수적인 원소이며, 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상(바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상) 첨가할 필요가 있다. 단, 0.4％ 초과에서는 용접에 적합하지 않다.

Si＋Al : 0.5 내지 3％

Si와 Al은, γR이 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 특히 Si는, 고용 강화 원소로서도 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si와 Al을 합계로 0.5％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7％ 이상, 보다 바람직하게는 1％ 이상이다. 단, 상기 원소를 합계로 3％를 초과하여 첨가하면, 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직의 생성이 저해되는 것 외에, 열간 변형 저항이 높아져 용접부의 취화를 일으키기 쉬워지고, 나아가서는 강판의 표면 성상에도 악영향을 미치므로, 그 상한을 3％로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다. 또한, Si는 2.0％ 이하, Al은 1.5％ 이하의 각 범위로 하는 것이 권장된다. 또한, Si, Al은, 모두 0％ 초과이다.

Mn : 0.5 내지 3.0％

Mn은, 고용 강화 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 변태를 촉진하여 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직의 생성을 촉진하는 작용도 발휘한다. 또한 γ를 안정화하고, 원하는 γR을 얻기 위해 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 0.7％ 이상, 보다 바람직하게는 1％ 이상이다. 단, 3％를 초과하여 첨가하면, 주조편 균열이 발생하는 등의 악영향이 보인다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.

P : 0.15％ 이하(0％를 포함하지 않음)

P는, 원하는 γR을 확보하는 데 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.03％ 이상(보다 바람직하게는 0.05％ 이상) 첨가하는 것이 권장된다. 단, 0.15％를 초과하여 첨가하면 2차 가공성이 열화된다. 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이다.

S : 0.02％ 이하(0％를 포함함)

S는, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 균열의 기점으로 되어 가공성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 0.02％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.015％ 이하이다.

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

Mo : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Ni : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Cu : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Cr : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용한 동시에, γR의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo : 0.05％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Ni : 0.05％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Cu : 0.05％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Cr : 0.05％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상)을, 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, Mo 및 Cr은 각각 1％, Ni 및 Cu는 각각 0.5％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Mo : 0.8％ 이하, Ni : 0.4％ 이하, Cu : 0.4％ 이하, Cr : 0.8％ 이하이다.

Ti : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Nb : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

V : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),

Zr : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 석출 강화 및 조직 미세화 효과가 있고, 고강도화에 유용한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti : 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Nb : 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), V : 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Zr : 0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상)을, 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, 어느 원소도 각각 0.1％를 초과하여 첨가하면 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Ti : 0.08％ 이하, Nb : 0.08％ 이하, V : 0.08％ 이하, Zr : 0.08％ 이하이다.

Ca : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는

REM : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음)

Ca 및 REM(희토류 원소)은, 강 중 황화물의 형태를 제어하고, 가공성 향상에 유효한 원소이다. 여기서, 본 발명에 사용되는 희토류 원소로서는, Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 각각 0.0003％ 이상(보다 바람직하게는 0.0005％ 이상) 첨가하는 것이 권장된다. 단, 0.003％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하이다.

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

〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕

우선, 상기 성분 조성을 만족하는 강을, 오스테나이트＋페라이트(γ＋α) 2상 영역 온도까지 가열하고, 균열(均熱)[구체적으로는 750℃ 이상(바람직하게는 780℃ 이상) 850℃ 미만(바람직하게는 840℃ 이하)의 온도에서 100 내지 1000초간(바람직하게는 300 내지 600초간) 가열]한 후, 30℃/s 이상(바람직하게는 40℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50℃/s 이상, 특히 바람직하게는 70℃/s 이상)의 평균 냉각 속도로, 150℃ 이상(바람직하게는 200℃ 이상) 350℃ 이하(바람직하게는 300℃ 이하)의 온도 영역까지 냉각(과냉)하고, 당해 과냉 온도에서 60초간 이하(바람직하게는 5 내지 50초간) 유지한 후, 2℃/s 이상(바람직하게는 10℃/s 이상)의 평균 가열 속도로, 상기 과냉 온도보다 높고, 또한, 300℃ 이상(바람직하게는 350℃ 이상, 보다 바람직하게는 400℃ 이상) 480℃ 이하(바람직하게는 450℃ 이하)의 온도 영역까지 재가열하고, 당해 온도 영역에서 60초 이상(바람직하게는 300초 이상) 1000초 이하(바람직하게는 600초 이하) 유지한다(오스템퍼 처리).

여기서, 선행 발명 강판은, γ 단상 영역 온도에서 균열→급냉→오스템퍼 처리의 공정으로 제조된다. 이와 같이, γ 단상 영역에서 가열하므로, 폴리고날?페라이트가 생성되지 않고, 또한 급냉 후 즉시 오스템퍼 처리를 실시하므로, 오스템퍼 온도의 저하에 수반하여 강도는 상승하지만, C_γR도 상승한다. 이것은 다음의 이유에 의한다. 우선, 오스템퍼 온도의 저하에 수반하여, 생성되는 베이니틱?페라이트는, 그 경도가 상승하므로 강도가 상승한다. 한편, C_γR은, C를 거의 고용하지 않는 베이니틱?페라이트의 생성에 수반하는, 오스테나이트측으로의 C 농화의 정도에 의해 결정되지만, 저온으로 될수록 고(高)C 농도의 오스테나이트가 안정적으로 되므로, 오스템퍼 온도의 저하에 수반하여, C_γR은 상승한다. 이로 인해 선행 발명 강판에서는, 840㎫ 이상의 고인장 강도를 얻기 위해서는 450℃ 이하의 저온에서 오스템퍼 처리를 실시할 필요가 있고, 필연적으로 C_γR은 1질량％ 이상으로 되어 있다.

이에 대해, 본 발명 강판은, 상기한 바와 같이, (γ＋α) 2상 영역 온도에서 균열→과냉→재가열→오스템퍼 처리의 공정으로 제조된다. 이와 같이, (γ＋α) 2상 영역에서 가열함으로써 원하는 양의 폴리고날?페라이트를 생성시키는 동시에, 오스템퍼 처리 전에, 소정 온도 영역으로 일단 과냉하고, 그 후에 오스템퍼 온도까지 재가열하여 소정 시간 유지하여 오스템퍼 처리를 실시함으로써, 840㎫ 이상의 고인장 강도와, 연성이 풍부한 폴리고날?페라이트의 도입과, 1.0질량％ 미만의 저C_γR을 동시에 성립시킬 수 있다. 메커니즘의 상세한 것은 명백하지는 않지만, 이 이유는 다음과 같이 추정된다. 즉, 우선, 과냉까지의 냉각 과정 및 재가열의 과정에서, 오스템퍼 처리 시에 생성되는 베이니틱?페라이트보다도 고전위 밀도로 높은 경도를 갖고, 탄소를 과포화로 고용하는 조직이 일부 생성된다. 잔량부는 2상 영역 가열 시에 생성된 폴리고날?페라이트와, 오스테나이트인 상태이다. 고전위 밀도의 부분은, 오스템퍼 처리 중에 오스테나이트측으로 탄소를 토해내면서, 템퍼링되어 전위 밀도가 저하되고, 베이니틱?페라이트와 마찬가지의 조직으로 된다. 단, 원래 전위 밀도가 높으므로, 여전히 오스템퍼 처리 중에 생성되는 베이니틱?페라이트보다도 높은 전위 밀도를 유지하는, 즉, 높은 경도를 유지함으로써, 과냉 없이 균열→오스템퍼 처리한 경우보다도 높은 오스템퍼 온도에서도 충분한 강도가 확보된다. 그리고 오스템퍼 온도가 높을수록 C_γR은 저하되므로, 이러한 공정으로 처리함으로써, 고강도와 저C_γR을 양립할 수 있는 것이다. 또한, 과냉 시에 생성되어 있었던 전위 밀도가 높은 부분은, 오스템퍼 처리 시에 베이니틱?페라이트와 마찬가지의 조직, 즉, 라스 형상의 하부 조직을 갖고, 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 조직으로 변화되므로, 통상의 현미경(광학 현미경, SEM, TEM)으로는 구별할 수 없다. 따라서 본 발명에서는 양자를 합해 베이니틱?페라이트라 한다.

또한, 상기 과냉 온도는 지나치게 낮으면 마르텐사이트 변태가 진행되어 버려, 재가열 후의 오스템퍼 처리 시에 오스테나이트측으로의 탄소의 토출이 충분히 행해지지 않으므로, 필요량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 한편, 지나치게 높으면 오스템퍼 처리 온도와의 차이가 작아지므로, C_γR을 저하시킬 수 없다. 또한, 상기 과냉 온도에 있어서의 유지 시간은 지나치게 길면 마르텐사이트 변태가 진행되어 버리므로, 상기와 마찬가지로 필요량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다. 또한 이 유지 시간은 짧아도 상관없지만, 실제 조업에 있어서의 온도 제어의 재현성의 관점에서는, 일정 시간(5초 이상)의 유지 시간을 마련하는 것이 바람직하다.

또한, (γ＋α) 2상 영역에서의 균열→과냉의 냉각 공정은, 선행 발명 강판과 달리, 특히 원하는 주요 조직을 얻기 위해 중요하고, 상기와 같이 (α＋γ) 2상 영역에서 균열한 후에 급냉함으로써, 폴리고날?페라이트를 소정량 생성시키면서, 원하는 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트(주요 조직)를 생성시킬 수 있다. 특히 평균 냉각 속도는 γR의 형태에 큰 영향을 미치므로, 극히 중요하고, 상기 범위로 제어함으로써, 마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트 조직의 라스간에, 소정 형태의 γR을 생성시키는 것이 가능해진다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않고, 크면 클수록 좋지만, 실제 조업 레벨과의 관계에서, 적절하게 제어하는 것이 권장된다.

또한, 과냉→재가열 후의 오스템퍼 처리는, 상기한 바와 같이, 과냉 시에 발생한 고전위 밀도 조직의 템퍼링, 베이니틱?페라이트의 생성, 오스테나이트 상으로의 C 농축, 이들에 수반하여 생성된 γR의, 탄화물로의 분해 억제를 위해 극히 중요하다. 오스템퍼 처리의 유지 시간을 상기한 범위로 제한함으로써, γR→탄화물로의 분해를 유효하게 억제할 수 있다. 또한, 오스템퍼 처리 온도가 지나치게 높아지면, γR은 탄화물로 용이하게 분해되어 버려, 소정량의 γR을 얻을 수는 없고, 한편, 오스템퍼 처리 온도가 지나치게 낮아지면, 혹은 오스템퍼 처리의 유지 시간이 지나치게 짧아지면, γR로의 원하는 양의 C 농축이 행해지지 않는다. 또한 이때, C_γR이 낮은 부분으로부터, 오스템퍼 처리 후의 냉각 과정에서 마르텐사이트가 생성되지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위이면 상관없다.

또한, 상기 공정에서는, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 또한 베이나이트 조직이 생성되어도 상관없다. 또한, 원하는 조직을 현저하게 분해시키는 일 없이, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 도금, 나아가서는 합금화 처리해도 된다.

상기 방법에 의해 제조된 본 발명 강판을 온간 가공함으로써, 종래의 선행 발명 강판보다도, 신장 플랜지성은 약간 희생시키면서도, 더욱 연성이 높여진 고강도 강판을 얻을 수 있다. 여기서 상기 온간 가공이라 함은, 100 내지 250℃(바람직하게는 120 내지 200℃, 가장 바람직하게는 약 150℃ 부근)에서 온간 성형하는 것을 의미하고, 강판 전체가 당해 온도 영역으로 되도록, 적절하게, 균열하면 된다. 후기하는 실시예에서 확증하는 바와 같이, 본 발명 강판을 온간 가공함으로써, 종래의 선행 발명 강판을 온간 가공하는 경우에 비교하여, 실온에서의 인장 강도(TS)는 동등하고, 온간에서의 신장(EL)은 약 40％ 향상되어 있고, 실온에서의 인장 강도(TS)와 온간에서의 신장(EL)의 밸런스를 나타내는 지표인, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 약 30 내지 40％나 상승한다고 하는 현저한 향상 효과를 발휘하는 것이다(후기 표 5의, 강 No.1과, 강 No.13 혹은 강 No.15를 비교).

또한, 본 발명 강판을 온간 가공하는 경우에는, 성형 한계가 높으므로, 본 발명 강판은 복잡한 형상을 갖는 부품, 예를 들어 센터 필러를 구성하는 부품이나 프론트 필러를 구성하는 부품과 같은 부품의 가공에도 적절하게 사용할 수 있다.

또한, 본 발명 강판을 온간 가공하여 얻어진 온간 성형 부품은, 그 조직으로서 베이니틱?페라이트를 많이 포함하고 있으므로 항복 응력이 높고, 변형 시의 최대 하중이 크다고 하는 특징을 갖고, 이로 인해, 높은 대 하중 특성을 발휘하는 것이 기대된다. 따라서, 예를 들어 사이드 실을 구성하는 부품이나 루프 레일을 구성하는 부품과 같은 부품에 적절하게 사용할 수 있다.

또한, 가공 온도가 열간 가공만큼 높지 않으므로, 스케일은 발생하기 어렵고, 도장성도 비교적 양호하다고 생각되어, 예를 들어 플로어 크로스를 구성하는 부품이나 루프 패널을 구성하는 부품과 같은 부품에 적절하게 사용할 수 있다.

또한, 본 발명 강판을 온간 가공하여 얻어지는 온간 성형 부품 중에 있어서도 잔류 오스테나이트가 적당량 잔존하도록 해두면, 가공 후에 있어서도 신장 특성이 양호하고, 또한, 가공 경화 계수도 큰 상태로 할 수 있으므로, 부품으로서 사용하고 있을 때에도 파단하기 어렵고, 또한 흡수 에너지가 크다고 하는 특성을 기대할 수 있다. 예를 들어 프론트 사이드 멤버를 구성하는 부품이나 리어 사이드 멤버를 구성하는 부품과 같은 부품에도 적절하게 사용할 수 있다고 생각된다.

실시예

(제1 실시예)

〔성분 조성의 검토〕

본 실시예에서는, 성분 조성을 변화시킨 경우에 있어서의 기계적 특성의 영향에 대해 조사하였다. 구체적으로는, 표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 공시 강을 진공 용제하고, 실험용 슬래브로 한(열연판의 판 두께는 2.0㎜) 후, 당해 슬래브를 표 2에 나타내는 제조 조건에서 열처리를 실시하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강판에 대해, 상기 [발명을 실시하기 위한 형태]의 항에서 설명한 측정 방법에 의해, 각 상의 면적률 및 γR 중의 C 농도(C_γR)를 측정하였다.

또한, 상기 강판에 대해, 가공 온도에 의한 기계적 특성에 미치는 영향을 조사하기 위해, 가공 온도(인장 온도)를 20℃로부터 350℃까지 다양하게 변화시키고, 하기 요령으로, 인장 강도(TS), YS[하항복점(항복 응력)] 및 신장[완전 신장된 것(EL)]을, 각각 측정하였다.

인장 시험은 JIS5호 시험편을 사용하고, TS, YS 및 EL을 측정하였다. 또한, 인장 시험의 변형 속도는 1㎜/s로 하였다.

이들의 결과를 표 3에 나타낸다.

이들 결과로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, 강 No.1 내지 13, 17은 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강종을 사용하고, 권장하는 제조 조건에서 제조한 강판을 온간 가공한 발명 강이며, 실온에서의 인장 강도와 온간에서의 신장의 밸런스(실온에서의 TS×온간에서의 EL)가 양호한 고강도 강판이 얻어졌다.

이에 대해, 본 발명에서 특정하는 성분 조성 중 어느 하나를 만족하지 않는 하기 비교 강은 각각, 이하의 문제를 갖고 있다.

우선, 강 No.14는, C량이 적은 예이며, 폴리고날?페라이트의 생성량이 과잉이고, γR의 생성량이 부족하므로, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.15는, (Si＋Al)의 합계량이 적은 예이며, 원하는 γR이 거의 생성되지 않으므로, 저강도에 비해서는 온간에서의 EL도 낮고, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

No.16은, Mn의 양이 적은 예이며, γR의 생성량이 부족하므로, 온간에서의 EL도 낮고, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

(제2 실시예)

〔제조 조건의 검토〕

본 실시예에서는, 강종 No.9의 실험용 슬래브를 사용하고, 표 4에 나타내는 각 조건에서 강판을 제조한(열연판의 판 두께는 2.0㎜) 후, 가공 온도(인장 온도)를 20℃로부터 350℃까지 다양하게 변화시켜, 가공 온도에 의한 기계적 특성에 미치는 영향을 제1 실시예와 마찬가지로 하여 조사하였다. 덧붙여 말하면 상기한 강종은, 본 발명에서 특정하는 성분 조성을 만족하는 강이다.

이들 결과를 표 5에 나타내는 동시에, 도 1 및 도 2에, 가공 온도와, TS 혹은 EL의 관계를 그래프화하여 나타낸다.

이들 결과로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, 강 No.1 내지 12는 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강종을 사용하고, 권장하는 제조 조건에서 제조한 강판을 온간 가공한 발명 강이며, 실온에서의 인장 강도와 온간에서의 신장의 밸런스(실온에서의 TS×온간에서의 EL)가 양호한 고강도 강판이 얻어졌다.

이에 대해, 본 발명에서 특정하는 조직의 요건 중 어느 하나를 만족하지 않는 하기 비교 강은 각각, 이하의 문제를 갖고 있다.

우선, 강 No.13은, 균열 후에, 과냉→재가열을 행하는 일 없이, 즉시 오스템퍼 처리를 실시한 것으로, 균열 온도 영역이 다른 점을 제외하고 종래의 선행 발명 강에 거의 상당하는 예이며, C_γR이 1질량％ 이상으로 되므로, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.14는, 균열 온도가 (γ＋α) 2상 영역보다 낮은 온도의 예이며, 폴리고날?페라이트의 면적률이 과잉으로 되므로, 실온에서의 TS 및 실온에서의 TS×온간에서의 EL 모두 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.15는, 균열 온도가 (γ＋α) 2상 영역보다 높은 γ 단상 영역에 있는 예이며, 균열 후에, 과냉→재가열을 행하는 점을 제외하고 종래의 선행 발명 강에 거의 상당하는 예이며, 베이니틱?페라이트의 면적률이 부족하므로, 실온에서의 TS 및 실온에서의 TS×온간에서의 EL 모두 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.16은, 과냉 온도가 낮은 예이며, γR의 면적률이 부족하므로, 온간에서의 EL이 떨어지고, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.17은, 과냉 유지 시간이 긴 예이며, γR이 탄화물로 분해하여 γR의 면적률이 부족하므로, 온간에서의 EL이 떨어지고, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.18은, 재가열 속도가 작은 예이며, γR이 탄화물로 분해하여 γR의 면적률이 부족하므로, 온간에서의 EL이 떨어지고, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.19는, 오스템퍼 온도가 낮은 예이며, C_γR이 지나치게 높아지므로, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

한편, 강 No.20은, 오스템퍼 온도가 높은 예이며, C_γR이 부족하므로, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

강 No.21 및 22는, 오스템퍼 시간이 권장 범위를 벗어나는 예이며, γR의 면적률이 부족하므로, 실온에서의 TS×온간에서의 EL은 판정 기준을 만족하지 않는다.

또한, 도 1 및 도 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명 강판인 표 5의 강 No.1과, 비교 강판인 표 5의 강 No.13을 대비하면, 어느 강판도 온간 가공 온도 범위에서 TS는 약간 저하되지만 EL의 상승 효과가 보이지만, 본 발명 강판 쪽이 비교 강판보다 명백하게 현저한 EL의 상승이 인정된다.

즉, 본 발명에 따르면, 온간 가공용에 의해, 강도는 약간 희생시키면서도, 신장의 특성이 극히 우수한 고강도 강판이 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.

본 발명을 상세하게 또한 특정한 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이 여러 가지 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에 있어서 명백하다.

본 출원은, 2010년 3월 24일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2010-068477호), 2011년 2월 3일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2011-021596호)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명의 고강도 강판은, 자동차나 산업용 기계 등에 프레스 성형하여 사용되는 강판으로서 유용하다.

Claims

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함.),
C : 0.05 내지 0.4％,
Si＋Al : 0.5 내지 3％,
Mn : 0.5 내지 3％,
P : 0.15％ 이하(0％를 포함하지 않음),
S : 0.02％ 이하(0％를 포함함)
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
마르텐사이트 및/또는 베이니틱?페라이트를 합계량으로 전 조직에 대하여 면적률로 45 내지 80％ 포함하고,
폴리고날?페라이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 40％ 포함하고,
잔류 오스테나이트를 전 조직에 대하여 면적률로 5 내지 20％ 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)는 0.6질량％ 이상 1.0질량％ 미만이며,
베이나이트를 더 포함해도 되는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 온간 가공성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 성분 조성이,
Mo : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Ni : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Cu : 0.5％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Cr : 1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인, 온간 가공성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 성분 조성이,
Ti : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Nb : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),
V : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Zr : 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)의 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인, 온간 가공성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 성분 조성이,
Ca : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는
REM : 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 포함하는 것인, 온간 가공성이 우수한 고강도 강판.