KR20130121963A

KR20130121963A - 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법

Info

Publication number: KR20130121963A
Application number: KR1020137022772A
Authority: KR
Inventors: 도시오 무라카미; 에라이쟈 가키우치; 히데오 하타; 다츠야 아사이; 나오키 미즈타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2011-03-02
Filing date: 2012-02-27
Publication date: 2013-11-06
Also published as: JP5667472B2; JP2012180570A; CN103403210A; GB2502026A; US20130330226A1; CN103403210B; GB201315448D0; US9194032B2; WO2012118040A1; GB2502026B; KR101534427B1

Abstract

본 발명의 고강도 강재는, 질량％로, C:0.02 내지 0.3％, Si:1 내지 3％, Mn:1.8 내지 3％, P:0.1％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:0.001 내지 0.1％, N:0.002 내지 0.03％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 전체 조직에 대한 면적률로, 베이니틱·페라이트:50 내지 85％, 잔류_γ:3％ 이상, 마르텐사이트＋상기 잔류_γ:10 내지 45％, 페라이트:5 내지 40％의 각 상을 포함하는 조직을 갖고, EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av가 1.2 이상이다. 이에 의해, 980㎫급 이상의 강도를 확보하면서 딥드로잉성이 우수하다.

Description

실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET EXERTING EXCELLENT DEEP DRAWABILITY AT ROOM TEMPERATURE AND WARM TEMPERATURES, AND METHOD FOR WARM WORKING SAME}

본 발명은, 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판으로서는, 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 포함된다.

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

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

한편, 냉간에서의 성형에서는 TRIP 강판이어도 성형성에 한계가 있는 점에서, 가일층의 연신율 개선을 위해, 100 내지 400℃에서 가공함으로써 TRIP 효과를 더욱 유효하게 발현시켜 연신율을 높이는 기술이 제안되어 있다(비특허 문헌 1, 특허문헌 2 참조).

상기 특허문헌 2의 표 2에 나타내는 바와 같이, 베이니틱·페라이트 주체의 조직에 탄소 농도 1질량％ 이상의 γ_R를 존재시킴으로써, 200℃ 부근에서의 연신율(전연신율)을 1200㎫급에서 23％까지 개선하고 있다. 그러나 프레스 성형을 고려한 경우, 특히 벌징이나 딥드로잉 성형이 주체인 성형의 경우에는 국부 변형 영역을 이용하면 변형이 국재화되어 파단으로 이어지므로, 균일 변형 영역이 활용되는 경우가 많다. 그로 인해, 단순히, 국부 연신율도 포함하는 전연신율을 개선하는 것만으로는 불충분하여, 균일 연신율을 향상시키는 것이 요구된다.

균일 연신율에 대해서는, 특허문헌 3에는, Y 및 REM을 첨가함으로써 균일 연신율이 향상되는 것이 개시되어 있지만, 그 표 3에 나타내는 바와 같이, 인장 강도(TS)가 875㎫까지의 강판에만 적용되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는, 베이니틱·페라이트-폴리고날·페라이트-잔류 오스테나이트의 혼합 조직에서 강도와 균일 연신율의 밸런스가 향상되는 것이 개시되어 있지만, 그 표 2에 나타내는 바와 같이, 이것도 TS가 859㎫까지의 강판에만 적용되어 있다.

그로 인해, 980㎫급 이상의 강판에 있어서도 양호한 균일 연신율을 실현할 수 있는 기술의 개발이 요청되고 있었다.

일본 특허 출원 공개 제2003-193193호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-190050호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-244665호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-274418호 공보

스기모토 코이치, 소 호시타케, 사카구치 쥰야, 나가사카 아키히코, 카시마 타카히로, 「초고강도 저합금 TRIP형 베이니틱 페라이트 강판의 온간 성형성」, 철과 강, 2005년, 제91권, 제2호, p.34-40

본 발명은 상기 사정에 착안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 980㎫급 이상의 실온 강도를 확보하면서 실온 및 온간에서의 균일 연신율을 더욱 향상시킴으로써, 실온 강도와 실온 및 온간에서의 딥드로잉성을 겸비하는 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법을 제공하는 것에 있다.

청구항 1에 기재된 발명은, 질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함), C:0.02 내지 0.3％, Si:1.0 내지 3.0％, Mn:1.8 내지 3.0％, P:0.1％ 이하(0％를 포함함), S:0.01％ 이하(0％를 포함함), Al:0.001 내지 0.1％, N:0.002 내지 0.03％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일함), 베이니틱·페라이트:50 내지 85％, 잔류 오스테나이트:3％ 이상, 마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10 내지 45％, 페라이트:5 내지 40％의 각 상을 포함하는 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)가 0.6 내지 1.2질량％이고, EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av가 1.2 이상인 것을 특징으로 하는 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 2에 기재된 발명은, 성분 조성이, 또한, Cr:0.01 내지 3.0％, Mo:0.01 내지 1.0％, Cu:0.01 내지 2.0％, Ni:0.01 내지 2.0％, B:0.00001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것인 청구항 1에 기재된 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 3에 기재된 발명은, 성분 조성이, 또한, Ca:0.0005 내지 0.01％, Mg:0.0005 내지 0.01％, REM:0.0001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것인 청구항 1 또는 2에 기재된 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판이다.

청구항 4에 기재된 발명은, 청구항 1 내지 3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을, 200 내지 400℃로 가열 후, 3600s 이내에 가공하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 온간 가공 방법이다.

본 발명에 따르면, 전체 조직에 대한 면적률로, 베이니틱·페라이트:50 내지 85％, 잔류 오스테나이트:3％ 이상, 마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10 내지 45％, 페라이트:5 내지 40％를 포함하는 조직을 갖고, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)가 0.6 내지 1.2질량％이고, EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av를 1.2 이상으로 함으로써, 980㎫급 이상의 실온 강도를 확보하면서, 실온 및 온간에서의 균일 연신율이 더욱 향상되어, 실온 강도와 실온 및 온간에서의 딥드로잉성을 겸비하는 고강도 강판 및 그 온간 가공 방법을 제공할 수 있게 되었다.

상술한 바와 같이, 본 발명자들은, 상기 종래 기술과 동일한, 전위 밀도가 높은 하부 조직(매트릭스)을 갖는 베이니틱·페라이트와 잔류 오스테나이트(γ_R)를 함유하는 TRIP 강판에 착안하여, 실온 강도를 확보하면서, 균일 연신율을 개선함으로써 딥드로잉성을 가일층 향상시키기 위해, 더욱 검토를 거듭해 왔다.

본 발명자들은, 균일 연신율의 향상에는 전위 밀도가 낮고, 가공 경화율이 높은 페라이트의 이용이 유효하다고 생각하여, 강판 조직 중에 페라이트를 적당량 도입하는 것으로 하였다.

또한, 균일 연신율의 향상에 강하게 기여하는 γ_R를 다량으로 만들어 넣기 위해, γ_R의 Mn 농도를 높이는 것이 유효하다고 생각하였다.

단, γ_R 중의 Mn 농도를 높이기 위해, 단순히 강에의 첨가 Mn량을 증가시키면, Mn의 고용 강화 작용에 의해 페라이트의 연성이 저하되어 오히려 연신율이 열화되는 동시에, 열연판의 강도가 높아져, 냉간 압연이 어렵게 된다. 이로 인해, 강에의 첨가 Mn량을 증가시키는 일 없이, γ_R 중의 Mn 농도를 높일 필요가 있다.

여기서, 페라이트＋오스테나이트(α＋γ) 2상 영역 가열을 행하면, 오스테나이트(γ)측에 Mn이 농화되어, 페라이트(α)로부터 오스테나이트(γ)로의 변태량에 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 즉, 2상 영역 가열 온도가 낮으면, 페라이트 분율이 높아지는 동시에, γ_R 중의 Mn 농도도 높아지므로, 안정적인 γ_R는 확보할 수 있지만, 강도는 확보할 수 없게 된다. 한편, 2상 영역 가열 온도가 높으면, 페라이트 분율이 낮아지는 동시에, γ_R 중의 Mn 농도도 낮아지므로, 강도는 확보할 수 있지만, 안정적인 γ_R는 확보할 수 없게 된다.

종래 기술에서는, 페라이트 분율과 γ_R 중의 Mn 농도가 밸런스가 잡혀있지 않았으므로, 강도를 확보하면서, 안정적인 γ_R를 확보하는 것이 곤란하였다.

따라서 본 발명에서는, 적당량의 페라이트를 도입하는 동시에, 첨가 Mn량을 제한하면서 γ_R 중의 Mn 농도를 높임으로써, 매트릭스(모상)의 연성 향상과 γ_R에 의한 TRIP 효과의 최대화에 의한 균일 연신율의 향상의 양립을 도모하고, 또한 부분적으로 마르텐사이트를 도입함으로써, 강도 향상을 실현하는 것으로 하였다.

구체적으로는, 고강도화와 고연성화의 양립을 실현하기 위해, 면적률로 5 내지 40％의 페라이트를 도입함으로써, 매트릭스(모상)의 강도를 낮게 하고, 잔류 오스테나이트(γ_R)의 면적률을 3％ 이상, 상기 γ_R 중의 C 농도(C_γR)를 0.6 내지 1.2 질량％로 함으로써, TRIP 현상(변형 유기 변태)을 촉진하여 가공 경화를 촉진하여 강도 향상을 도모하고, 또한, EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 γ_R 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av를 1.2 이상으로 함으로써, γ_R 중의 Mn 농도를 높여 안정적인 γ_R를 확보함으로써, 매트릭스(모상)의 연성 향상과 γ_R에 의한 TRIP 효과의 최대화에 의한 균일 연신율의 향상의 양립을 도모함으로써, 실온 강도와 딥드로잉성을 병존할 수 있는 것을 발견하였다.

그리고 상기 지식에 기초하여 더 검토를 진행시켜, 본 발명을 완성하는 것에 이르렀다.

이하, 우선 본 발명 강판을 특징짓는 조직에 대해 설명한다.

〔본 발명 강판의 조직〕

상술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 상기 종래 기술과 동일하게 TRIP 강의 조직을 베이스로 하는 것이지만, 특히, 페라이트를 소정량 함유하는 동시에, 소정의 탄소 농도의 γ_R를 소정량 함유하고, 또한, Mn의 농도 분포가 제어되어 있는 점에서, 상기 종래 기술과 상이하다.

<베이니틱·페라이트:50 내지 85％>

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 준폴리고날·페라이트 조직과도 다르다(일본 철강 협회 기초 연구회 발행 「강의 베이나이트 사진집-1」 참조). 이 조직은, 광학 현미경 관찰이나 SEM 관찰하면 어시큘러 형상을 보이고 있어, 구별이 곤란하므로, 베이나이트 조직이나 폴리고날·페라이트 조직 등과의 명확한 차이를 판정하기 위해서는, TEM 관찰에 의한 하부 조직의 동정이 필요하다.

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

본 발명 강판에서는, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, 전체 조직에 대해 면적률로 50 내지 85％(바람직하게는 60 내지 85％, 보다 바람직하게는 70 내지 85％)인 것이 필요하다. 이에 의해, 상기 베이니틱·페라이트 조직에 의한 효과가 유효하게 발휘되기 때문이다. 또한, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, γ_R와의 밸런스에 의해 정해지는 것이고, 원하는 특성을 발휘할 수 있도록, 적절하게 제어하는 것이 추장된다.

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

γ_R는 전연신율의 향상에 유용하고, 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전체 조직에 대해 면적률로 3％ 이상(바람직하게는 5％ 이상, 보다 바람직하게는 10％ 이상) 존재하는 것이 필요하다.

<마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트(γ_R):10 내지 45％>

강도 확보를 위해, 조직 중에 마르텐사이트를 일부 도입하지만, 마르텐사이트의 양이 지나치게 많아지면 성형성을 확보할 수 없게 되므로, 전체 조직에 대해 마르텐사이트＋γ_R의 합계 면적률로 10％ 이상(바람직하게는 12％ 이상, 보다 바람직하게는 16％ 이상) 45％ 이하로 제한하였다.

<페라이트:5 내지 40％>

여기서 말하는 페라이트라 함은 폴리고날·페라이트이지만, 페라이트는 연질상이므로, 고강도화에는 기여하지 않지만, 연성을 높이는 데에는 유효한 점에서, 강도와 연신율의 밸런스를 높이기 위해, 강도를 보증할 수 있는 면적률 5％ 이상(바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 15％ 이상) 40％ 이하(바람직하게는 35％ 이하, 보다 바람직하게는 30％ 이하)의 범위에서 도입한다.

<잔류 오스테나이트(γ_R) 중의 C 농도(C_γR):0.6 내지 1.2질량％>

C_γR는, 가공시에 γ_R가 마르텐사이트로 변태하는 안정도에 영향을 미치는 지표이다. C_γR가 지나치게 낮으면, γ_R가 불안정하므로, 응력 부여 후, 소성 변형되기 전에 가공 유기 마르텐사이트 변태가 일어나므로, 벌징 성형성이 얻어지지 않게 된다. 한편, C_γR가 지나치게 높으면, γ_R가 지나치게 안정적으로 되어, 가공을 가해도 가공 유기 마르텐사이트 변태가 일어나지 않으므로, 역시 벌징 성형성이 얻어지지 않게 된다. 충분한 벌징 성형성을 얻기 위해서는, C_γR는 0.6 내지 1.2 질량％로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.7 내지 0.9질량％이다.

<EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 γ_R 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av:1.2 이상>

강에 첨가된 Mn을 2상 영역 가열에 의해 페라이트와 오스테나이트의 사이에서 분배함으로써, 매트릭스에 높은 연성을 부여한 상태로, γ_R 중의 Mn 농도를 높여 γ_R가 실온에서 얻어지도록 하고 있다. γ_R 중의 Mn 농도가 지나치게 낮으면, γ_R의 안정성이 낮아, 실온에서 γ_R량을 확보할 수 없다. 또한, 페라이트 중의 Mn 농도가 지나치게 높으면, 매트릭스의 변형능이 저하되어, 연신율이 열화된다. 이로 인해, 본 발명자들은, γ_R 중에의 Mn의 편석 정도를 평가하는 지표로서 Mn_γR／Mn_av를 도입하고, 이 지표의 값은 1.2 이상으로 하였다.

<그 외:베이나이트(0％를 포함함)>

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

〔각 상의 면적률, γ_R 중의 C 농도(C_γR), 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 및 γ_R 중의 Mn 농도의 각 측정 방법〕

여기서, 각 상의 면적률, γ_R 중의 C 농도(C_γR), 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 및 γ_R 중의 Mn 농도의 각 측정 방법에 대해 설명한다.

강판 중 조직의 각 상의 면적률에 대해서는, 강판을 레페라 부식하고, 투과형 전자 현미경(TEM;배율 1500배) 관찰에 의해, 예를 들어 백색 영역을 「마르텐사이트＋잔류 오스테나이트(γ_R)」로 정의하여 조직을 동정한 후, 광학 현미경 관찰(배율 1000배)에 의해 각 상의 면적률을 측정하였다.

또한, γ_R의 면적률 및 γ_R 중의 C 농도(C_γR)에 대해서는, 각 시험 제공 강판의 1／4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마한 후에 X선 회절법에 의해 측정하였다(ISIJ Int. Vol. 33, (1933), No.7, p.776). 또한, 페라이트의 면적률에 대해서는, 각 시험 제공 강판을 나이탈 부식하고, 주사형 전자 현미경(SEM;배율 2000배) 관찰에 의해, 흑색 영역을 페라이트라고 동정하여 면적률을 구하였다.

전체 조직 중의 평균 Mn 농도 및 γ_R 중의 Mn 농도에 대해서는, EPMA에 의해 0.2㎛ 스텝으로 200㎛ 이상의 영역을 라인 분석하고, 전체 측정점의 Mn 농도의 평균값을 전체 조직 중의 평균 Mn 농도로 정의하고, 전체 측정점의 Mn 농도 중, Mn 농도가 높은 측으로부터 5％분의 Mn 농도의 평균값을 γ_R 중의 Mn 농도로 정의하였다.

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

〔본 발명 강판의 성분 조성〕

C:0.02 내지 0.3％

C는, 고강도를 확보하면서, 원하는 주요 조직(베이니틱·페라이트＋마르텐사이트＋γ_R)을 얻기 위해 필수적인 원소로, 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.02％ 이상(바람직하게는 0.05％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상) 첨가할 필요가 있다. 단, 0.3％ 초과에서는 용접에 적합하지 않다.

Si:1.0 내지 3.0％

Si는, γ_R가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 특히 Si는, 고용 강화 원소로서도 유용하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si를 1.0％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 1.1％ 이상, 보다 바람직하게는 1.2％ 이상이다. 단, Si를 3.0％를 초과하여 첨가하면, 베이니틱·페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성이 저해되는 것 외에, 열간 변형 저항이 높아져 용접부의 취화를 일으키기 쉬워지고, 또한 강판의 표면 성상에도 악영향을 미치므로, 그 상한을 3.0％로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0％ 이하이다.

Mn:1.8 내지 3.0％

Mn은, 고용 강화 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 변태를 촉진하여 베이니틱·페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성을 촉진하는 작용도 발휘한다. 또한, γ를 안정화하여, 원하는 γ_R를 얻기 위해 필요한 원소이다. 또한, 켄칭성의 향상에도 기여한다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 1.8％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 1.9％ 이상, 보다 바람직하게는 2.0％ 이상이다. 단, 3.0％를 초과하여 첨가하면, 주조편 균열이 발생하는 등의 악영향이 보인다. 바람직하게는 2.8％ 이하, 보다 바람직하게는 2.5％ 이하이다.

P:0.1％ 이하(0％를 포함함)

P은 불순물 원소로서 불가피하게 존재하지만, 원하는 γ_R를 확보하기 위해 첨가해도 되는 원소이다. 단, 0.1％를 초과하여 첨가하면 2차 가공성이 열화된다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

S:0.01％ 이하(0％를 포함함)

S도 불순물 원소로서 불가피하게 존재하고, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 균열의 기점으로 되어 가공성을 열화시키는 원소이다. 바람직하게는 0.01％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

Al:0.001 내지 0.1％

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

N:0.002 내지 0.03％

N는, 불가피하게 존재하는 원소이지만, Al이나 Nb 등의 탄질화물 형성 원소와 결부됨으로써 석출물을 형성하고, 강도 향상이나 조직의 미세화에 기여한다. N 함유량이 지나치게 적으면 오스테나이트 립이 조대화하고, 그 결과, 신장된 라스 형상 조직이 주체로 되므로 γ_R의 어스펙트비가 커진다. 한편, N 함유량이 지나치게 많으면, 본 발명의 재료와 같은 저탄소강에서는 주조가 곤란해지므로, 제조 자체를 할 수 없게 된다.

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

Cr:0.01 내지 3.0％,

Mo:0.01 내지 1.0％,

Cu:0.01 내지 2.0％,

Ni:0.01 내지 2.0％,

B:0.00001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용한 동시에, γ_R의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Cu:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Ni:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), B:0.00001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상)을, 각각 첨가하는 것이 추장된다.

단, Cr은 3.0％, Mo은 1.0％, Cu 및 Ni은 각각 2.0％, B는 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비이다. 보다 바람직하게는 Cr:2.0％ 이하, Mo:0.8％ 이하, Cu:1.0％ 이하, Ni:1.0％ 이하, B:0.0030％ 이하이다.

Ca:0.0005 내지 0.01％,

Mg:0.0005 내지 0.01％,

REM:0.0001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상

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

〔온간 가공 방법〕

상기 본 발명 강판은, 100 내지 400℃의 사이의 적정한 온도로 가열한 후, 3600s 이내(보다 바람직하게는 1200s 이내)에 가공하는 것이 특히 추장된다.

γ_R의 안정도가 최적으로 되는 온도 조건하에서, γ_R의 분해가 일어나기 전에 가공함으로써, 연신율 및 딥드로잉성을 최대화시킬 수 있다.

이 온간 가공 방법으로 가공된 부품은, 그 단면 내에서 냉각 후의 강도가 균일화되고, 동일 단면 내에 있어서의 강도 분포가 큰 부품에 비해 저강도의 부분이 적어지므로, 부품 강도를 높일 수 있다.

즉, γ_R를 포함하는 강판은 일반적으로 저항복비이고, 또한, 저변형 영역에서의 가공 경화율이 높다. 그로 인해, 부여되는 변형량이 작은 영역에서의, 변형 부여 후의 강도, 특히 항복 응력의 변형량 의존성이 매우 커진다. 프레스 가공에 의해 부품을 성형하는 경우, 부위에 따라 가해지는 변형량이 달라, 부분적으로는 거의 변형이 가해지지 않는 영역도 존재한다. 이로 인해, 부품 내에 있어서 가공이 가해지는 영역과 가공이 가해지지 않는 영역에서 큰 강도차가 발생하여, 부품 내에 강도 분포가 형성되는 경우가 있다. 이와 같은 강도 분포가 존재하는 경우, 강도가 낮은 영역이 항복함으로써 변형이나 버클링이 일어나므로, 부품 강도로서는 가장 강도가 낮은 부분이 율속하는 것으로 된다.

γ_R를 포함하는 강에서 항복 응력이 낮은 원인은, γ_R를 도입할 때에, 동시에 형성되는 마르텐사이트가, 변태시에 주위의 모상 중에 가동 전위를 도입하기 때문이라고 생각된다. 따라서 가공량이 적은 영역에서도 이 전위의 이동을 방지하면, 항복 응력을 향상시킬 수 있어, 부품 강도가 높아진다. 가동 전위의 이동을 억제하기 위해서는, 소재를 가열하여 가동 전위를 없애거나, 고용 탄소 등의 변형 시효로 멈추는 것이 유효하고, 그렇게 함으로써 항복 응력을 높일 수 있다.

그로 인해, γ_R를 포함하는 강판을 100 내지 400℃의 사이의 적정 온도로 가열하여 프레스 성형(온간 가공)하면, 변형이 작은 부분에서도 항복 강도가 높아져, 부품 중의 강도 분포가 작아짐으로써 부품 강도를 향상시킬 수 있는 것으로 된다.

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

〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕

본 발명 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강재를, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연한 후, 열처리를 행하여 제조한다.

[열간 압연 조건]

열간 압연 조건은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 열간 압연의 마무리 온도(압연 종료 온도, FDT)를 800 내지 900℃, 권취 온도를 300 내지 600℃로 해도 된다.

[냉간 압연 조건]

또한, 냉간 압연시의 냉연율은 20 내지 70％로 하면서, 이하의 열처리 조건으로 열처리를 실시한다.

[열처리 조건]

열처리 조건에 대해서는, 페라이트＋오스테나이트(α＋γ) 2상 영역에서 2단계의 온도 레벨로 균열하여 Mn을 페라이트(α)와 오스테나이트(γ)에 적정하게 분배하는 동시에 일정량을 오스테나이트화하고, 소정의 냉각 속도로 급냉하여 과냉한 후, 그 과냉 온도에서 소정 시간 유지하여 오스템퍼링 처리함으로써 원하는 조직을 얻을 수 있다. 또한, 원하는 조직을 현저하게 분해시키는 일 없이, 본 발명의 작용을 저하시키지 않는 범위에서, 도금, 또한 합금화 처리해도 된다.

구체적으로는, 상기 냉간 압연 후의 냉연재를, (0.9Ac1＋0.1Ac3) 내지 (0.7Ac1＋0.3Ac3)의 온도 영역(제1 균열 온도)에서 60 내지 1800s의 시간(제1 균열 시간) 유지한 후, 또한 (0.4Ac1＋0.6Ac3) 내지 (0.1Ac1＋0.9Ac3)의 온도 영역(제2 균열 온도)에서 100s 이하의 시간(제2 균열 시간) 유지한 후, 15℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 350 내지 500℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 100 내지 1800s의 시간 유지하여 오스템퍼링 처리한 후, 상온까지 냉각한다.

<(0.9Ac1＋0.1Ac3) 내지 (0.7Ac1＋0.3Ac3)의 온도 영역(제1 균열 온도)에서 60 내지 1800s의 시간(제1 균열 시간) 유지>

2상 영역의 저온측의 온도 영역에서 장시간 유지함으로써, Mn의 분배(γ측으로의 편석)를 촉진시켜 고Mn_γR／Mn_av비를 실현하기 위해서이다.

<또한, (0.4Ac1＋0.6Ac3) 내지 (0.1Ac1＋0.9Ac3)의 온도 영역(제2 균열 온도)에서 100s 이하의 시간(제2 균열 시간) 유지>

그 후, 2상 영역의 고온측의 온도 영역에서 단시간 유지함으로써, 상기 2상 영역의 저온측의 온도 영역에서 분배된 Mn의 분배(γ측으로의 편석)가 해소되기 전에 오스테나이트화를 진행하여 페라이트와 오스테나이트의 분율을 적정화함으로써, 고Mn_γR／Mn_av비와, 냉각시에 오스테나이트로부터의 역변태로 생성되는 베이니틱·페라이트의 분율을 확보할 수 있다.

<15℃／s 이상의 평균 냉각 속도로, 350 내지 500℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 100 내지 1800s의 시간 유지>

오스템퍼링 처리함으로써 원하는 조직을 얻기 위해서이다.

실시예

본 발명의 효과를 확증하기 위해, 성분 조성 및 열처리 조건을 변화시킨 경우에 있어서의 고강도 강판의 실온 및 온간에 있어서의 기계적 특성의 영향에 대해 조사하였다. 하기 표 1에 나타내는 각 성분 조성으로 이루어지는 시험 제공 강을 진공 용제하고, 판 두께 30㎜의 슬래브로 한 후, 당해 슬래브를 1200℃로 가열하고, 압연 종료 온도(FDT) 900℃, 권취 온도 650℃에서 판 두께 2.4㎜로 열간 압연하고, 그 후, 냉연율 50％로 냉간 압연하여 판 두께 1.2㎜의 냉연재로 하고, 하기 표 2에 나타내는 열처리를 실시하였다. 구체적으로는, 상기 냉연재를, 제1 균열 온도 T1℃까지 가열하여 그 온도에서 제1 균열 시간 t1초 유지한 후, 또한 제2 균열 온도 T2℃까지 가열하여 그 온도에서 제2 균열 시간 t2초 유지하고, 그 후 CR1℃／s의 냉각 속도로 냉각 정지 온도(과냉 온도) T3까지 냉각하고, 그 온도에서 t3초 유지한 후, 공냉하거나, 혹은, 냉각 정지 온도(과냉 온도) T3℃에서 t3초 유지한 후, 또한 유지 온도 T4℃에서 t4초 유지한 후, 공냉하였다.

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

또한, 상기 강판에 대해, 실온 및 온간에서의 기계적 특성을 평가하기 위해, 하기 요령으로, 실온 및 온간에서 인장 강도(TS), 균일 연신율(uEL) 및 전연신율(EL)을, 각각 측정하였다.

TS는, 인장 시험에 의해 JIS5호 시험편을 사용하여 측정하였다. 또한, 인장 시험은 변형 속도 1㎜／s로 행하였다.

이들 결과를 표 3에 나타낸다.

이들 표에 나타내는 바와 같이, 본 발명 강판인, 강 No.1 내지 3, 9 내지 13, 15, 16, 20, 21, 23 내지 25는 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강종을 사용하고, 추장된 열처리 조건으로 열처리를 실시한 결과, 본 발명의 조직 규정의 요건을 충족하고 있고, 실온에서의 980㎪ 이상의 강도(TS)를 확보하면서, 실온 및 온간에서의 균일 연신율(uEL)이 우수한 고강도 강판이 얻어졌다.

이에 대해, 비교강인, 강 No.4 내지 8은 모두, 본 발명에서 규정하는 성분 조성의 요건을 만족하지 않는 강종을 사용하였으므로, 추장된 열처리 조건으로 열처리를 실시하고 있지만, 본 발명의 조직 규정의 요건을 충족하지 않고, 실온 강도(TS), 실온 및 온간에서의 균일 연신율(uEL) 중 적어도 어느 한쪽의 특성이 뒤떨어져 있다.

또한, 다른 비교강인, 강 No.17 내지 19, 22는 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강종을 사용하였지만, 추장된 열처리 조건을 벗어난 조건으로 열처리를 실시한 결과, 본 발명의 조직의 요건을 충족하지 않고, 역시, 실온 강도(TS), 실온 및 온간에서의 균일 연신율(uEL) 중 적어도 어느 한쪽의 특성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No.25, 26, 27은, 온간 가공 온도의 적정 범위를 확인하기 위해, 동일한 강종을 사용하여 동일한 열처리 조건으로 열처리를 실시하여 제작한 강판을, 가열 온도를 바꾸어 온간 특성의 측정을 행한 것이다. 이들 데이터를 비교함으로써, 강 No.26, 27은 모두, 추장된 온간 가공 온도 범위를 벗어난 온도에서 가공하였으므로, 원하는 온간에서의 균일 연신율(uEL)이 얻어지지 않는 것에 대해, 강 No.25는, 추장된 온간 가공 온도 범위 내의 온도에서 가공하였으므로, 원하는 온간에서의 균일 연신율(uEL)이 얻어지는 것을 알 수 있다.

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

본 출원은, 2011년 3월 2일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2011-045163)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 원용된다.

본 발명의 고강도 강재는, 자동차용 골격 부품의 박강재로서 적합하다.

Claims

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함),
C:0.02 내지 0.3％,
Si:1.0 내지 3.0％,
Mn:1.8 내지 3.0％,
P:0.1％ 이하(0％를 포함함),
S:0.01％ 이하(0％를 포함함),
Al:0.001 내지 0.1％,
N:0.002 내지 0.03％
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일함),
베이니틱·페라이트:50 내지 85％,
잔류 오스테나이트:3％ 이상,
마르텐사이트＋상기 잔류 오스테나이트:10 내지 45％,
페라이트:5 내지 40％
의 각 상을 포함하는 조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C 농도(C_γR)가 0.6 내지 1.2질량％이고,
EPMA로 라인 분석하여 얻어진 Mn 농도 분포에 기초하는, 상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도 Mn_γR와 전체 조직 중의 평균 Mn 농도 Mn_av의 비 Mn_γR／Mn_av가 1.2 이상인 것을 특징으로 하는, 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서,
성분 조성이, 또한,
Cr:0.01 내지 3.0％,
Mo:0.01 내지 1.0％,
Cu:0.01 내지 2.0％,
Ni:0.01 내지 2.0％,
B:0.00001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상
을 포함하는 것인, 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
성분 조성이, 또한,
Ca:0.0005 내지 0.01％,
Mg:0.0005 내지 0.01％,
REM:0.0001 내지 0.01％ 중 1종 또는 2종 이상
을 포함하는 것인, 실온 및 온간에서의 딥드로잉성이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을, 100 내지 400℃로 가열 후, 3600s 이내에 가공하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 온간 가공 방법.