KR20150050592A - 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

신도 및 국소 변형능의 양쪽을 개선한 가공성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공한다. C, Si, Mn, Al, P, S을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며, 당해 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상으로 한다.

Description

가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT WORKABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}
본 발명은 인장 강도가 780MPa 이상 또는 590MPa 이상인 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차업계에서는, CO2 배출 규제 등, 지구 환경 문제에 대한 대응이 급선무가 되어 있다. 한편, 승객의 안전성을 확보한다는 관점에서, 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 승차 공간에서의 안전성을 충분히 확보할 수 있는 구조 설계가 진행되고 있다. 이들 요구를 동시에 달성하기 위해서는, 자동차의 구조 부재로서 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판을 이용하고, 이것을 또한 박육화하여 차체를 경량화하는 것이 유효하다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 크게 하면 가공성이 열화되기 때문에, 상기 고강도 강판을 자동차 부재에 적용하기 위해서는, 가공성의 개선은 피할 수 없는 과제이다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서는, TRIP(Transformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다. TRIP 강판의 하나로서 모상을 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)로 하고, 잔류 오스테나이트(이하, 잔류 γ로 표기하는 경우가 있다.)를 포함하는 TBF 강판이 알려져 있다(특허문헌 1 내지 4). TBF 강판에서는, 경질의 베이니틱 페라이트에 의해서 높은 강도가 수득되고, 베이니틱 페라이트의 경계에 존재하는 미세한 잔류 γ에 의해서 양호한 신도(EL)와 신장 플랜지성(λ)이 수득된다.
신도와 신장 플랜지성을 높여 가공성을 개선하는 기술로서, 특허문헌 5, 6이 알려져 있다. 이들 중 특허문헌 5에서는, 마르텐사이트 조직을 활용하여 강판의 고강도화를 도모함과 함께, 잔류 오스테나이트를 소정량 생성함으로써 가공성을 개선하고 있다. 특허문헌 6에서는, 하부 베이나이트 조직 및/또는 마르텐사이트 조직을 활용하여 강판의 고강도화를 도모함과 함께, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 소정량 생성함으로써 가공성을 개선하고 있다. 이들의 문헌에서는, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서 폴리고날 페라이트의 면적률을 10% 이하로 억제하고 있다.
전술한 요구를 동시에 달성하기 위해서는, 자동차의 구조 부재로서 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도 강판을 이용하고, 이것을 또한 박육화하여 차체를 경량화하는 것도 유효하다. 그러나, 전술한 것과 같이, 일반적으로, 강판의 강도를 크게 하면 가공성이 열화되기 때문에, 상기 고강도 강판을 자동차 부재에 적용하기 위해서는, 가공성의 개선은 피할 수 없는 과제이다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서는, 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP(Dual Phase) 강판이나, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다.
이들 중 강도와 가공성을 갖춘 TRIP 강판으로서는, 예컨대 특허문헌 7의 강판이 알려져 있다. 이 문헌에는, 강판의 금속 조직을, 마르텐사이트 및 잔류 γ가 페라이트 중에 혼재하는 복합 조직으로 함으로써, 강판의 강도와 가공성(특히, 신도)을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 8에는, TRIP 강판에 대하여, 강도(TS)와 신도(EL)의 밸런스(구체적으로는, TS×EL)를 개선하여 프레스 성형성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이 문헌에서는, 프레스 성형성을 개선하기 위해서, 금속 조직을, 페라이트, 잔류 γ, 베이나이트 및/또는 마르텐사이트를 포함하는 조직으로 하고 있다. 그리고, 이 문헌에는, 잔류 γ는 강판의 신도를 향상시키는 작용을 갖고 있다고 기재되어 있다.
상기 특허문헌 7, 8에 개시되어 있는 것과 같이, 강판의 금속 조직을, 잔류 γ를 포함하는 조직으로 함으로써 강판의 강도를 높인 후에, 신도 특성을 향상시킬 수 있다.
일본 특허공개 제2005-240178호 공보 일본 특허공개 제2006-274417호 공보 일본 특허공개 제2007-321236호 공보 일본 특허공개 제2007-321237호 공보 일본 특허공개 제2010-65272호 공보 일본 특허공개 제2010-65273호 공보 일본 특허공개 평11-279691호 공보 일본 특허공개 제2007-126747호 공보
최근에는 강판의 가공성에 대한 요구 특성이 점점 엄격해지고 있고, 예컨대 필러(pillar)나 멤버(member) 등에 이용하는 강판에는, 종래보다 더한층 엄격한 조건에서 벌징(bulging, 張出) 성형이나 드로잉 성형할 것이 요구되고 있다. 그 때문에, 강판에는, 가공성 중 특히 신도를 더한층 높이는 것이 요망되고 있다. 그러나, 일반적으로, 신도를 높이면, 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R) 등의 국소 변형능이 저하된다는 것이 알려져 있다. 따라서, TRIP 강판에는, 강도와 신도를 열화시킴이 없이, 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R) 등의 국소 변형능을 개선하는 것이 요구되고 있다. 그러나, 전술한 TRIP 강판은, 잔류 γ가 가공 중에, 매우 딱딱한 마르텐사이트로 변태되기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘성 등의 국소 변형능이 뒤떨어진다고 하는 문제가 있다.
본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 인장 강도가 780MPa 이상 또는 590MPa 이상인 고강도 강판에 대하여, 신도와 국소 변형능의 양쪽을 개선한 가공성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명에 따른 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 당해 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, (1a) 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 80%, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 80%를 만족하고, (1b) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 50%를 만족함과 함께, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상인 점에 요지를 갖고 있다. 이하, 이 고강도 강판을 제 1 고강도 강판이라고 하는 경우가 있고, 당해 제 1 고강도 강판은 인장 강도가 780MPa 이상을 만족하고 있다.
상기 제 1 고강도 강판은, 그의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다.
상기 폴리고날 페라이트립(粒)의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.
상기 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
등을 함유하여도 좋다.
본 발명에는, 상기 제 1 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 용융 아연 도금 강판, 및 상기 제 1 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과, 당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역(T1 온도역)에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역(T2 온도역)에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 방법에 의하여 제조할 수 있다.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃
상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명에 따른 다른 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3%, Mn: 1.0 내지 2.5%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 당해 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하며, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, (1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과이며, (1b) 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%를 만족하고, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상인 점에 요지를 갖고 있다. 이하, 이 고강도 강판을 제 2 고강도 강판이라 하는 경우가 있고, 당해 제 2 고강도 강판은 인장 강도가 590MPa 이상을 만족하고 있다.
상기 제 2 고강도 강판은, 그의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다.
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.
상기 제 2 고강도 강판은, 또한 다른 원소로서,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
등을 함유하여도 좋다.
본 발명에는, 상기 제 2 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 용융 아연 도금 강판, 및 상기 제 2 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.
본 발명의 제 2 고강도 강판은, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과, 당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 방법에 의해서 제조할 수 있다.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃
한편, 본 명세서에서 「및/또는」이란, 적어도 어느 한쪽을 포함하는 것을 의미한다.
본 발명에 의하면, 특히 베이나이트로서, 잔류 γ와 탄화물의 존재 형태가 다른 2 종류의 베이나이트로서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 고온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 고온역 생성 베이나이트로 표기하는 경우가 있다.)와, 200℃ 이상 400℃ 미만의 저온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 저온역 생성 베이나이트로 표기하는 경우가 있다.) 양쪽을 생성시킴과 함께, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킴으로써, 780MPa 이상의 고강도역에서도 신도와 국소 변형능이 양호하여 가공성이 우수한 제 1 고강도 강판을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 이러한 고강도와 양호한 가공성을 양립시킨 제 1 고강도 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 의하면, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50%를 초과하도록 폴리고날 페라이트를 생성시킨 후에, 특히 베이나이트로서, 잔류 γ와 탄화물의 존재 형태가 다른 2 종류의 베이나이트로서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 고온역에서 생성되는 베이나이트(고온역 생성 베이나이트)와, 200℃ 이상 400℃ 미만의 저온역에서 생성되는 베이나이트(저온역 생성 베이나이트) 양쪽을 생성시킴으로서, 590MPa 이상의 고강도역에서도 신도와 국소 변형능이 양호하여 가공성이 우수한 제 2 고강도 강판을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 이러한 고강도와 양호한 가공성을 양립시킨 제 2 고강도 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 2는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 분포 상태를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 T1 온도역과 T2 온도역에서의 열 패턴의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 4는 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 나타내는 그래프이다.
우선, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판에 대하여 설명한다.
본 발명자들은, 인장 강도가 780MPa 이상인 제 1 고강도 강판의 가공성, 특히 신도와 국소 변형능을 개선하기 위해서 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,
(1) 강판의 금속 조직을, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히 베이나이트로서,
(1a) 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물(이하, 이들을 정리하여 잔류 γ 등으로 표기하는 경우가 있다.)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,
(1b) 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 2 종류의 베이나이트를 생성시키면, 신도 및 국소 변형능이 개선되어 가공성이 우수한 제 1 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,
(2) 구체적으로는, 상기 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 상기 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다는 것,
(3) 또한, 상기 금속 조직으로서 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시키면, 강판의 국소 변형능을 열화시킴이 없이 신도를 더한층 향상시킬 수 있다는 것,
(4) 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 강판을 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역[구체적으로는, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도]으로 가열하면 바람직한 것,
(5) 2 종류의 베이나이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 상기 2상 온도역으로 가열한 후, 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역(이하, T1 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)의 임의의 온도(T)까지를 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하고, 이 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지하여 고온역 생성 베이나이트를 생성시킨 후, 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역(이하, T2 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)으로 냉각하여, 이 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하면 바람직하다는 것
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.
우선, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.
《금속 조직에 대하여》
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트로 구성되는 혼합 조직이다.
[베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트]
우선, 본 발명을 가장 특징짓는 베이나이트에 대하여 설명한다. 한편, 본 발명에서, 베이나이트에는 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되고 있지 않은 조직이다.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트와, 고온역 생성 베이나이트에 비하여 강도가 높은 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있다는 것에 특징이 있다. 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신장도 향상에 기여하고, 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 그리고, 이들 2 종류의 베이나이트 조직을 포함함으로써, 양호한 국소 변형능을 확보한 후에, 신도를 높일 수 있어, 가공성 전반이 높여진다. 이것은 강도 레벨이 다른 베이나이트 조직을 복합화함으로써 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.
상기 고온역 생성 베이나이트란, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도(2상 온도역)로 가열한 후의 냉각 과정에서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 T1 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 고온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 이상으로 되어 있는 조직이다.
한편, 상기 저온역 생성 베이나이트란, 상기 2상 온도역으로 가열한 후의 냉각 과정에서, 200℃ 이상 400℃ 미만의 T2 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 저온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 미만으로 되어 있는 조직이다.
여기서 「잔류 γ 등의 평균 간격」이란, 강판 단면을 SEM 관찰했을 때, 인접하는 잔류 γ끼리의 중심 위치간 거리, 인접하는 탄화물끼리의 중심 위치간 거리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리를 측정한 결과를 평균한 값이다. 상기 중심 위치간 거리는, 가장 인접하여 있는 잔류 γ 및/또는 탄화물에 대하여 측정했을 때에, 각 잔류 γ 또는 각 탄화물에 대하여 중심 위치를 구하여, 이 중심 위치끼리의 거리를 의미한다. 상기 중심 위치는, 잔류 γ 또는 탄화물에 대하여 장직경과 단직경을 결정하고, 장직경과 단직경이 교차하는 위치로 한다.
단, 잔류 γ 또는 탄화물이 라쓰(lath)의 경계 상에 석출되는 경우는, 복수의 잔류 γ와 탄화물이 이어져서 그의 형태는 바늘상 또는 판상으로 되기 때문에, 중심 위치간 거리는, 잔류 γ 및/또는 탄화물끼리의 거리가 아니며, 도 1에 나타낸 것과 같이, 잔류 γ 및/또는 탄화물이 장직경 방향으로 이어져서 형성되는 선과 선의 간격(라쓰간 거리)을 중심 위치간 거리라고 하면 좋다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지 작용을 갖는 조직이며, 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, SEM 관찰하여도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 정리하여 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 칭하는 것으로 한다.
본 발명에서는, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 함으로써, 가공성 전반을 개선한 제 1 고강도 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작고, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높여 국소 변형능을 향상하여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 혼재시키고 있기 때문에, 가공 경화능이 향상되고, 신도가 향상되어 가공성이 개선된다.
본 발명에서, 베이나이트를 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 차이에 의해서 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류에서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예컨대, 라쓰상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는, 변태 온도에 따라 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나, 본 발명과 같이 Si를 1.0% 이상으로 많이 포함한 강종에서는, 베이나이트 변태에 수반되는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, SEM 관찰에서는, 마르텐사이트 조직도 포함시켜 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하지 않고, 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초하여 구별한 사정이 있다.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ립(粒)내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 생성되어 있어도 좋고, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있어도 좋다.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태를 모식적으로 도 2에 나타낸다. 도 2에서는, 고온역 생성 베이나이트에는 사선을 긋고, 저온역 생성 베이나이트 등에는 미세한 점을 그렸다. 도 2(a)는, 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 혼합하여 생성되어 있는 모양을 나타내고 있고, 도 2(b)는, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있는 모양을 나타내고 있다. 도 2 중에 나타낸 검은색 환은 MA 혼합상을 나타내고 있다. MA 혼합상에 대해서는 후술한다.
본 발명에서는, 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적률을 a로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률을 b로 했을 때, 당해 면적률 a 및 b는, 어느 것이든 10 내지 80%를 만족하고 있을 것이 필요하다. 여기서, 저온역 생성 베이나이트의 면적률이 아니고, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률을 규정한 이유는, 전술한 것과 같이 SEM 관찰에서는 이들의 조직을 구별할 수 없기 때문이다.
상기 면적률(a)은 10 내지 80%로 한다. 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 작으면 강판의 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 면적률(a)은 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상이다. 그러나, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉으로 되면 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)은 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더욱 바람직하게는 50% 이하로 한다.
또한, 상기 합계 면적률(b)은 10 내지 80%로 한다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 적으면 강판의 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 합계 면적률(b)은 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상이다. 그러나, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되면 고온역 생성 베이나이트의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률(b)은 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더욱 바람직하게는 50% 이하로 한다.
상기 면적률(a)와 상기 합계 면적률(b)의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, a>b, a<b, a=b의 어느 쪽의 태양도 포함된다.
고온역 생성 베이나이트와, 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은, 강판에 요구되는 특성에 따라 정하면 좋다. 구체적으로는, 강판의 가공성 중 국소 변형능(특히, 신장 플랜지성(λ))을 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하면 좋다. 한편, 강판의 가공성 중 신도를 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다. 또한, 강판의 강도를 더한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다.
[폴리고날 페라이트]
폴리고날 페라이트는, 베이나이트에 비하여 연질이며, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 10% 이상, 바람직하게는 12% 이상, 보다 바람직하게는 15% 이상으로 한다. 그러나, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되면, 강도가 낮아진다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 50% 이하, 바람직하게는 45% 이하, 보다 바람직하게는 40% 이하로 한다.
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 작게 하여, 미세하게 분산시킴으로써, 강판의 신도를 더한층 향상시킬 수 있다. 이의 상세한 메커니즘은 분명하지는 않지만, 폴리고날 페라이트를 미세화함으로써, 금속 조직 전체에 대한 폴리고날 페라이트의 분산 상태가 균일해지기 때문에, 불균일한 변형이 일어나기 어려워지고, 이것이 신도의 더한층의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 즉, 본 발명의 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트의 혼합 조직으로 구성되어 있기 때문에, 폴리고날 페라이트립의 입경이 커지면, 개개의 조직의 크기에 편차가 생기기 때문에, 불균일한 변형이 생겨 변형이 국소적으로 집중되어 가공성(특히, 폴리고날 페라이트 생성에 의한 신도 향상 작용)을 개선하는 것이 어려워진다고 생각된다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하, 특히 바람직하게는 3㎛ 이하이다.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경(D)은 SEM 관찰에 의해서 측정할 수 있다.
[베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트 + 폴리고날 페라이트]
본 발명에서는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a), 상기 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률(b), 및 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(c)의 합계(a+b+c)가, 금속 조직 전체에 대하여 70% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 합계 면적률(a+b+c)이 70%를 하회하면, 신도가 열화되는 경우가 있다. 합계 면적률(a+b+c)은, 보다 바람직하게는 75% 이상, 더욱 바람직하게는 80% 이상이다. 합계 면적률(a+b+c)의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하여 결정되지만, 예컨대 95%이다.
[잔류 γ]
잔류 γ는, 강판이 응력을 받아 변형할 때에 마르텐사이트로 변태됨으로써 변형부의 경화를 촉진하여, 변형의 집중을 방지하는 효과가 있고, 그것에 의하여 균일 변형능이 향상되어 양호한 신도를 발휘한다. 이러한 효과는, 일반적으로 TRIP 효과라 칭하고 있다.
이들의 효과를 발휘시키기 위해서, 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 체적률은, 포화 자화법으로 측정했을 때, 5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ는, 바람직하게는 8체적% 이상, 보다 바람직하게는 10체적% 이상이다. 그러나, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 많아지면, 후술하는 MA 혼합상도 과잉으로 생성되어, MA 혼합상이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 국소 변형능(신장 플랜지성 및 굽힘성)을 저하시켜 버린다. 따라서, 잔류 γ의 상한은 30체적% 정도, 바람직하게는 25체적%이다.
잔류 γ는, 주로 금속 조직의 라쓰 사이에 생성되어 있지만, 라쓰상 조직의 집합체(예컨대, 블록이나 패킷 등)나 구 γ의 입계 상에, 후술하는 MA 혼합상의 일부로서 괴상으로 존재하는 것도 있다.
[기타]
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 전술한 것과 같이, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 것이며, 이들만으로 구성되어 있어도 좋지만, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서, (a) 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, (b) 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재하고 있어도 좋다.
(a) MA 혼합상
MA 혼합상은, 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ의 복합상으로서 일반적으로 알려져 있고, 최종 냉각 전까지는 미변태의 오스테나이트로서 존재하고 있었던 조직의 일부가, 최종 냉각 시에 마르텐사이트로 변태되고, 나머지는 오스테나이트 그대로 잔존함으로써 생성되는 조직이다. 이렇게 하여 생성되는 MA 혼합상은, 열 처리(특히, 오스템퍼링 처리)의 과정에서 탄소가 고농도로 농화(濃化)되고, 게다가 일부가 마르텐사이트 조직으로 되어 있기 때문에, 매우 경화된 조직이다. 그 때문에 베이나이트와 MA 혼합상의 경도 차이는 크고, 변형에 있어서 응력이 집중되어 보이드 발생의 기점이 되기 쉽기 때문에, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 신장 플랜지성이나 굽힘성이 저하되어 국소 변형능이 저하된다. 또한, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 강도가 지나치게 높아지는 경향이 있다. MA 혼합상은, 잔류 γ량이 많아질수록, 또한 Si 함유량이 많아질수록 생성되기 쉬워지지만, 그의 생성량은 가능한 한 적은 쪽이 바람직하다.
상기 MA 혼합상은, 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 30면적% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 25면적% 이하, 더욱 바람직하게는 20면적% 이하이다.
상기 MA 혼합상은, 원 상당 직경(d)이 7㎛를 넘는 MA 혼합상의 개수 비율이, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다. 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 조대한 MA 혼합상은, 국소 변형능에 악영향을 미치게 한다. 상기 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 10% 미만인 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 5% 미만이다.
상기 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 압연 방향에 평행한 단면 표면을 광학 현미경으로 관찰하여 산출하면 바람직하다.
한편, 상기 MA 혼합상은, 그 입경이 커질수록 보이드가 발생하기 쉬워지는 경향이 실험에 의해 확인되었기 때문에, MA 혼합상은 가능한 한 작은 것이 추장된다.
(b) 펄라이트
상기 펄라이트는, 금속 조직을 SEM 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 20면적% 이하인 것이 바람직하다. 펄라이트의 면적률이 20%를 초과하면, 신도가 열화되어, 가공성을 개선하는 것이 어려워진다. 펄라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 15% 이하인 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 10% 이하, 특히 바람직하게는 5% 이하이다.
상기의 금속 조직은, 다음 수순으로 측정할 수 있다.
고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트), 폴리고날 페라이트 및 펄라이트는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4위치를 나이탈 부식시켜, 배율 3000배 정도로 SEM 관찰하면 식별할 수 있다.
고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등은, 주로 회색으로 관찰되고, 결정립 중에 백색 또는 엷은 회색으로 관찰되는 잔류 γ 등이 분산되어 있는 조직으로서 관찰된다. 따라서, SEM 관찰에 의하면, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등에는, 잔류 γ나 탄화물도 포함되기 때문에, 잔류 γ 등도 포함시킨 면적률로서 산출된다. 폴리고날 페라이트는, 결정립의 내부에 전술한 백색 또는 엷은 회색으로 관찰되는 잔류 γ 등을 포함하지 않는 결정립으로서 관찰된다. 펄라이트는, 탄화물과 페라이트가 층상으로 된 조직으로서 관찰된다.
강판의 단면을 나이탈 부식시키면, 탄화물과 잔류 γ는, 어느 것이든 백색 또는 엷은 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별하는 것은 곤란하다. 이들 중 탄화물(예컨대, 세멘타이트)은, 저온역에서 생성할수록, 라쓰 사이보다도 라쓰 내에 석출되는 경향이 있기 때문에, 탄화물끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각되며, 탄화물끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 잔류 γ는, 보통 라쓰 사이에서 생성되지만, 라쓰의 크기는 조직의 생성 온도가 낮아질수록 작아지기 때문에, 잔류 γ끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각되며, 잔류 γ끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 나이탈 부식된 단면을 SEM 관찰하여, 관찰 시야 내에 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ 등에 착안하여, 인접하는 잔류 γ 등 사이의 중심 위치간 거리를 측정했을 때에, 이의 평균값(평균 간격)이 1㎛ 이상인 조직을 고온역 생성 베이나이트, 평균 간격이 1㎛ 미만인 조직을 저온역 생성 베이나이트 등으로 한다.
잔류 γ는, SEM 관찰에 의한 조직의 동정을 할 수 없기 때문에, 포화 자화법에 의해 체적률을 측정한다. 이 체적률의 값은 그대로 면적률로 고쳐 읽을 수 있다. 포화 자화법에 의한 상세한 측정 원리는, 「R&D고베제강기보, Vol.52, No.3, 2002년, p.43 ~ 46」를 참조하면 좋다.
이와 같이 잔류 γ의 체적률(면적률)은 포화 자화법으로 측정하고 있는 데 대하여, 고온역 생성 베이나이트 등의 면적률은 SEM 관찰로 잔류 γ를 포함해서 측정하고 있기 때문에, 이들의 합계는 100%를 초과하는 경우가 있다.
MA 혼합상은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4위치를 레펠러 부식시켜, 배율 1000배 정도로 광학 현미경 관찰하면, 백색 조직으로서 관찰된다.
다음으로, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.
《성분 조성에 대하여》
본 발명의 제 1 고강도 강판은, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.
C는 강판의 강도를 높임과 함께, 잔류 γ를 생성시키기 위해서 필요한 원소이다. 따라서, C량은 0.10% 이상, 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, C를 과잉으로 함유하면 용접성이 저하된다. 따라서, C량은 0.3% 이하, 바람직하게는 0.25% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.
Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는 데 대단히 중요한 원소이다. 따라서, Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 그러나, Si를 과잉으로 함유하면, 소둔에서의 가열·균열(均熱) 시에 γ상으로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 다량으로 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생시켜 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서, Si량은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 필요한 원소이다. 또한, Mn은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 것에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서, Mn량은 1.5% 이상, 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상으로 한다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, Mn의 과잉 첨가는, 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn량은 3% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.7% 이하로 한다.
Al은 Si와 마찬가지로 오스템퍼링 처리 중에 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 생성시키는 데 기여하는 원소이다. 또한, Al은 제강 공정에서 탈산제로서 작용하는 원소이다. 따라서, Al량은 0.005% 이상, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. 그러나, Al을 과잉으로 함유하면, 강판 중의 개재물이 지나치게 많아져 연성이 열화된다. 따라서, Al량은 3% 이하, 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 바람직하게는 1% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.
P은 강에 불가피하게 포함되는 불순물 원소이며, P량이 과잉으로 되면 강판의 용접성이 열화된다. 따라서, P량은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 쪽이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.
S은 강에 불가피하게 포함되는 불순물 원소이며, 상기 P과 마찬가지로 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한, S은 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 이것이 증대되면 가공성이 저하된다. 따라서, S량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 쪽이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 것이며, 잔부 성분은 철 및 상기 P, S 이외의 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 예컨대 N나 O(산소), 트럼프 원소(예컨대, Pb, Bi, Sb, Sn 등) 등이 포함된다. 불가피 불순물 중, N량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), O량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.
N는 강판 중에 질화물을 석출시켜 강판의 강화에 기여하는 원소이지만, N를 과잉으로 함유하면, 질화물이 다량으로 석출되어 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성의 열화를 야기한다. 따라서, N량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다.
O(산소)는 과잉으로 함유하면 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서, O량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
등을 함유하여도 좋다.
(a) Cr과 Mo은 상기 Mn과 마찬가지로 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr과 Mo은 각기 단독으로, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, Cr과 Mo의 함유량이 각기 1%를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, 과잉 첨가는 고비용이 된다. 따라서, Cr과 Mo은 각기 1% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo을 병용하는 경우는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 추장된다.
(b) Ti, Nb 및 V은 강판 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여, 강판을 강화함과 함께, 구 γ립의 미세화에 의해 폴리고날 페라이트립을 미세하게 하는 작용도 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘성이 열화된다. 따라서, Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로, 0.15% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하이다. Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로 함유시켜도 좋고, 임의로 선택되는 2종 이상의 원소를 함유시켜도 좋다.
(c) Cu와 Ni은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni은 각기 단독으로 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Cu와 Ni을 과잉으로 함유하면, 열간 가공성이 열화된다. 따라서, Cu와 Ni은 각기 단독으로 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Cu를 1%를 초과하여 함유시키면 열간 가공성이 열화되지만, Ni을 첨가하면 열간 가공성의 열화는 억제되기 때문에, Cu와 Ni을 병용하는 경우는 고비용이 되지만 1%를 초과하여 Cu를 첨가하여도 좋다.
(d) B는 상기 Mn, Cr 및 Mo과 마찬가지로 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B는 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, B를 과잉으로 함유하면, 강판 중에 붕소화물을 생성시켜 연성을 열화시킨다. 또한, B를 과잉으로 함유하면, 상기 Cr나 Mo과 마찬가지로, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 따라서, B량은 0.005% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.
(e) Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각기 단독으로 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 주조성이나 열간 가공성 등을 열화시켜, 제조하기 어려워진다. 또한, 과잉 첨가는 강판의 연성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각기 단독으로 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.
상기 희토류 원소란, 란타노이드 원소(La 내지 Lu까지의 15 원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 포함하는 의미이며, 이들 원소 중에서도, La, Ce 및 Y으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce을 함유시키는 것이 좋다.
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판은, 인장 강도가 780MPa 이상이며, 국소 변형능이 우수하고, 게다가 신도도 양호하기 때문에, 가공성이 우수하다. 이 제 1 고강도 강판은, 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 이용된다. 자동차의 구조 부품으로서는, 예컨대 프론트나 리어(rear)부 사이드 멤버나 크래쉬 박스 등의 정면 충돌 부품을 비롯하여, 필러류 등의 보강재(예컨대, 센터 필러 리인포스), 루프 레일의 보강재, 사이드실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품, 범퍼의 보강재나 도어 임팩트 빔 등의 내충격 흡수 부품, 시트 부품 등을 들 수 있다.
또한, 상기 제 1 고강도 강판은, 온간(溫間)에서의 가공성이 양호하기 때문에, 온간 성형용의 소재로서도 적합하게 이용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50 내지 500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미하고 있다.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.
다음으로, 상기 제 1 고강도 강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 설명한다. 상기 제 1 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역(2상 온도역)으로 가열하는 공정과, 상기 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 순서를 좇아 설명한다.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃
우선, 2상 온도역[{(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역]으로 가열하기 전의 고강도 강판으로서, 슬래브를 통상적 방법에 따라서 열간 압연하여, 수득된 열연 강판을 냉간 압연한 것을 준비한다. 열간 압연은, 마무리 압연 온도를, 예컨대 800℃ 이상, 권취 온도를, 예컨대 700℃ 이하로 하면 좋다. 냉간 압연에서는, 냉간 압연율을, 예컨대 10 내지 70%의 범위로 하여 압연하면 좋다.
냉간 압연하여 수득된 냉연 강판은, 연속 소둔 라인에서, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한다.
가열 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 단상역이 되어, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 강판의 신도를 개선할 수 없어, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는 Ac3점+20℃ 이하, 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점 미만으로 한다. 한편, Ac3점 이상으로 가열하면, 오스테나이트 단상의 온도역으로 되지만, 본 발명에서 규정하고 있는 균열 시간 정도에서는, 가열 온도가 Ac3점+20℃ 이하이면, 균열 유지를 행하여도 소량의 폴리고날 페라이트가 잔존하기 때문에, 후술하는 것과 같이 균열 후의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 그러나, 가열 온도가 {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되어, 폴리고날 페라이트가 50면적%를 초과하여 생성되기 때문에, 원하는 강도를 확보할 수 없어진다. 따라서, 가열 온도는, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상, 바람직하게는 {(Ac1점+Ac3점)/2}+30℃ 이상, 보다 바람직하게는 {(Ac1점+Ac3점)/2}+50℃ 이상이다.
상기 2상 온도역에서의 균열 시간이 50초를 하회하면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 잔류 γ의 생성이 억제되어, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 균열 시간은 50초 이상, 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 그러나, 균열 시간이 지나치게 길면, 오스테나이트 입경이 커져, 그것에 수반되어 폴리고날 페라이트립도 조대화되어, 신도 및 국소 변형능이 나빠지는 경향이 있다. 따라서, 균열 시간은 500초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450초 이하이다.
한편, 상기 냉연 강판을, 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.
상기 Ac1점, Ac3점은, 「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P.273)에 기재되어 있는 하기 수학식 a, 수학식 b로부터 산출할 수 있다. 하기 수학식 a, 수학식 b 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 하여 계산하면 좋다.
[수학식 a]
Ac1(℃) = 723 - 10.7×[Mn] - 16.9×[Ni] + 29.1×[Si] + 16.9×[Cr]
[수학식 b]
Ac3(℃) = 910 - 203×[C]1/2 + 44.7×[Si] - 30×[Mn] - 11×[Cr] + 31.5×[Mo] - 20×[Cu] - 15.2×[Ni] + 400×[Ti] + 104×[V] + 700×[P] + 400×[Al]
상기 2상 온도역으로 가열하여 50초간 이상 유지하여 균열화한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각한다. 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 범위를 소정의 평균 냉각 속도 이상으로 냉각함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있고, 또한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽을 생성시킬 수 있다. 이 온도역의 평균 냉각 속도가 2℃/초를 하회하면, 펄라이트 변태를 일으켜 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 신도가 저하되어 가공성이 열화된다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 상기 구간의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 커져 과잉으로 커지면 온도 제어가 곤란해지기 때문에, 상한은, 예컨대 100℃/초 정도이면 좋다.
상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지한 후, 상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 200초간 이상 유지한다. T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 시간을 각기 적절히 제어함으로써, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성시킬 수 있다. 구체적으로는, T1 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 고온역 생성 베이나이트의 생성량을 제어할 수 있고, T2 온도역에서 소정 시간 유지하는 오스템퍼링 처리에 의해서, 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트, 또는 마르텐사이트로 변태시킴과 함께, 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 잔류 γ를 생성시켜, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 생성시킬 수 있다.
또한, T1 온도역에서의 유지와, T2 온도역에서의 유지를 조합시킴으로써, MA 혼합상의 생성을 억제할 수 있는 효과도 발휘된다. 이 메커니즘은, 다음과 같이 생각된다. 일반적으로, Si나 Al을 첨가하면, 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 강 중에는 자유 탄소가 존재하는 것이 되어, 오스템퍼링 처리에서는 베이나이트 변태와 함께 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화되는 현상이 확인된다. 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화됨으로써, 잔류 γ를 많이 생성시킬 수 있다.
여기서, 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화되는 현상에 대하여 설명한다. 탄소의 농화량은, 페라이트와 오스테나이트의 자유 에너지가 동일하게 되는 To 선으로 표시되는 농도까지 제한되기 때문에, 베이나이트 변태도 정지하는 것이 알려져 있다. 이 To 선은, 온도가 높을수록 저탄소 농도측이 되기 때문에, 오스템퍼링 처리를 비교적 고온에서 행하면, 처리 시간을 길게 하여도 베이나이트 변태가 어느 정도의 곳에서 정지해 버린다. 이때 미변태의 오스테나이트의 안정성은 낮기 때문에, 조대한 MA 혼합상이 생성된다.
그래서, 본 발명에서는, 상기 T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에서 유지함으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농도의 허용량을 많게 할 수 있기 때문에, 고온역보다도 저온역 쪽이, 베이나이트 변태가 진행되어, MA 혼합상이 작아진다. 또한, 상기 T1 온도역에서 유지하는 경우에 비하여, 상기 T2 온도역에서 유지하는 경우는, 라쓰상 조직의 크기가 작아지기 때문에, MA 혼합상이 존재했다고 하여도, MA 혼합상 자체도 세분화되어, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 또한, T1 온도역에서 소정 시간 유지한 후, T2 온도역에서 유지하고 있기 때문에, T2 온도역에서의 유지를 개시한 시점에서, 이미 고온역 생성 베이나이트가 생성되고 있다. 따라서, T2 온도역에서는, 고온역 생성 베이나이트가 계기가 되어, 저온역 생성 베이나이트의 변태가 촉진되기 때문에, 오스템퍼링 처리의 시간을 단축할 수 있다는 효과도 발휘된다.
한편, 상기 2상 온도역으로부터, 상기 T1 온도역에서의 유지를 행하지 않고서, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고, 이 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서만 유지한 경우(즉, 단순한 저온 유지의 오스템퍼링 처리)에서도, 라쓰상 조직의 크기는 작아지기 때문에, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 그러나, 이 경우는, 상기 T1 온도역에서 유지하고 있지 않기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, 또한 기지(基地)의 라쓰상 조직의 전위 밀도가 커져, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성이 열화된다.
본 발명에서, 상기 수학식 1로 규정되는 T1 온도역은, 구체적으로는, 400℃ 이상 540℃ 이하로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 고온역 생성 베이나이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 540℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제되고, 그 반면, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되고, 또한 유사 펄라이트가 생성되기 때문에, 원하는 특성이 수득되지 않는다. 따라서, T1 온도역의 상한은 540℃, 바람직하게는 520℃, 보다 바람직하게는 500℃이다. 한편, 유지 온도가 400℃를 하회하면, 고온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역의 하한은 400℃, 바람직하게는 420℃이다.
상기 T1 온도역에서 유지하는 시간은 10 내지 100초간으로 한다. 유지 시간이 100초를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 후술하는 것과 같이, 상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지하여도 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 확보할 수 없다. 따라서, 강도와 가공성을 양립시킬 수 없다. 또한, T1 온도역에서 장시간 유지하면, 탄소가 오스테나이트 중에 지나치게 농화되기 때문에, T2 온도역에서 오스템퍼링 처리하여도 조대한 MA 혼합상이 생성되어, 가공성이 열화된다. 따라서, 유지 시간은 100초 이하로 하고, 바람직하게는 90초 이하, 보다 바람직하게는 80초 이하이다. 그러나, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적어지기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역에서의 유지 시간은 10초 이상으로 하고, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 20초 이상, 더욱 바람직하게는 30초 이상이다.
본 발명에서, T1 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T1 온도역의 상한 온도에 도달한 시점에서, T1 온도역의 하한 온도에 도달하기까지의 시간을 의미한다. 즉, 강판의 표면 온도가 540℃에 도달한 시점에서, 400℃에 도달하기까지의 시간이다.
상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 유지하기 위해서는, 예컨대 도 3의 (i) 내지 (iii)에 나타내는 열 패턴을 채용하면 좋다.
도 3(i)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 이 온도(T)에서 소정 시간 항온 유지하는 예이며, 항온 유지 후, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고 있다. 도 3(i)에는, 1단계의 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 유지 온도가 다른 2단계 이상의 항온 유지를 행하여도 좋다.
도 3(ii)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 후, 재차 냉각 속도를 변경하여 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 예이다. 도 3(ii)에는, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 경우를 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 소정 시간에 걸쳐 가열하는 공정을 포함하고 있어도 좋고, 냉각과 가열을 적절히 반복하여도 좋다. 또한, 도 3(ii)에 나타낸 것과 같이 1단 냉각이 아니라, 냉각 속도가 다른 2단 이상의 다단 냉각을 행하여도 좋다. 또한, 1단 가열이나, 2단 이상의 다단 가열을 행하여도 좋다(도시하지 않음).
도 3(iii)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지를, 같은 냉각 속도로 서냉하는 예이다. 이와 같이 서냉하는 경우에도, T1 온도역 내에서의 체류 시간이 10 내지 100초간이면 좋다.
본 발명은 도 3의 (i) 내지 (iii)에 나타낸 열 패턴으로 한정하는 취지가 아니며, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 열 패턴을 적절히 채용할 수 있다.
본 발명에서, 상기 수학식 2로 규정되는 T2 온도역은, 구체적으로는, 200℃ 이상 400℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 상기 T1 온도역에서 변태되지 않은 미변태 오스테나이트를, 저온역 생성 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 또한, 충분한 유지 시간을 확보함으로써 베이나이트 변태가 진행되어, 최종적으로 잔류 γ가 생성되고, MA 혼합상도 세분화된다. 이 마르텐사이트는, 변태 직후는 담금질 마르텐사이트로서 존재하지만, T2 온도역에서 유지되고 있는 사이에 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트로서 잔류한다. 이 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 변태가 일어나는 온도역에서 생성되는 저온역 생성 베이나이트와 동등한 특성을 나타낸다. 그러나, 400℃ 이상에서 유지하면, 조대한 MA 혼합상이 생성되기 때문에, 신도나 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T2 온도역은 400℃ 미만, 바람직하게는 390℃ 이하, 보다 바람직하게는 380℃ 이하로 한다. 한편, 200℃를 하회하는 온도에서 유지하여도 저온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, γ 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아지고, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, γ 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없기 때문에, 신도를 높일 수 없다. 따라서, T2 온도역의 하한은 200℃, 바람직하게는 250℃, 보다 바람직하게는 280℃이다.
상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 유지하는 시간은 200초간 이상으로 한다. 유지 시간이 200초를 하회하면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 적어져, γ 중의 탄소 농도가 낮아져서 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아지고, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, 탄소의 농화가 촉진되지 않기 때문에, 잔류 γ량이 적어지고, 신도를 개선할 수 없다. 또한, 상기 T1 온도역에서 생성된 MA 혼합상을 미세화할 수 없기 때문에, 국소 변형능을 개선할 수 없다. 따라서, 유지 시간은 200초 이상, 바람직하게는 250초 이상, 보다 바람직하게는 300초 이상으로 한다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하면 생산성이 저하되는 것 외에, 농화된 탄소가 탄화물로서 석출되어 잔류 γ를 생성시킬 수 없어, 신도의 저하를 초래하여, 가공성이 열화된다. 따라서, 유지 시간의 상한은, 예컨대 1800초로 하면 좋다.
본 발명에서, T2 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T2 온도역의 상한 온도에 도달한 시점에서, T2 온도역의 하한 온도에 도달하기까지의 시간을 의미한다. 즉, 400℃ 미만에 도달한 시점에서, 200℃에 도달하기까지의 시간이다.
상기 T2 온도역에서 유지하는 방법은, T2 온도역에서의 체류 시간이 200초간 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 T1 온도역 내에서의 열 패턴과 같이, 항온 유지하여도 좋고, T2 온도역 내에서 냉각 또는 가열하여도 좋다. 또한, 다른 유지 온도에서 다단계 유지를 행하여도 좋다.
상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지한 후는, 실온까지 냉각함으로써 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판을 제조할 수 있다.
상기 제 1 고강도 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 좋다.
용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건을 채용할 수 있다.
예컨대, 도금 욕 온도를 400 내지 500℃로 하여 용융 아연 도금층을 형성하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 440 내지 470℃이다. 도금 욕의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지된 용융 아연 도금 욕을 이용하면 좋다.
용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에, 통상적 방법의 합금화 처리를 실시함으로써, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다. 합금화 처리는, 예컨대 450 내지 600℃ 정도(특히 480 내지 570℃ 정도)에서 5 내지 30초 정도(특히 10 내지 25초 정도) 유지하여 행하면 좋다. 합금화 처리는, 예컨대 가열로, 직화 또는 적외선 가열로 등을 이용하여 행하면 좋다. 가열 수단도 특별히 한정되지 않고, 예컨대 가스 가열, 인덕션 히터 가열(고주파 유도 가열 장치에 의한 가열) 등 관용의 수단을 채용할 수 있다.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판에 대하여 설명했다.
다음으로, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판에 대하여 설명한다.
본 발명자들은, 인장 강도가 590MPa 이상인 제 2 고강도 강판의 가공성, 특히 신도와 국소 변형능을 개선하기 위해서 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,
(1) 강판의 금속 조직을, 폴리고날 페라이트 주체(구체적으로는, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50% 초과)로 한 후에, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히 베이나이트로서,
(1a) 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물(이하, 이들을 정리하여 잔류 γ 등으로 표기하는 경우가 있다.)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,
(1b) 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만이면 저온역 생성 베이나이트의 2 종류의 베이나이트를 생성시키면, 신도를 열화시킴이 없이 국소 변형능을 개선한 가공성이 우수한 제 2 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,
(2) 구체적으로는, 상기 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 상기 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다는 것,
(3) 2 종류의 베이나이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 상기 2상 온도역으로 가열한 후, 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역(이하, T1 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)의 임의의 온도(T)까지를 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하고, 이 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지하여 고온역 생성 베이나이트를 생성시킨 후, 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역(이하, T2 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)으로 냉각하고, 이 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하면 바람직하다는 것
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.
우선, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.
《금속 조직에 대하여》
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ로 구성되는 혼합 조직이다.
[폴리고날 페라이트]
본 발명의 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트를 주체로 하고 있다. 주체란, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50% 초과인 것을 의미한다. 폴리고날 페라이트는, 베이나이트에 비하여 연질이며, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과, 바람직하게는 55% 이상, 보다 바람직하게는 60% 이상으로 한다. 폴리고날 페라이트의 면적률의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하고 결정되지만, 예컨대 85%이다.
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 작게 하고, 미세하게 분산시킴으로써, 강판의 신도를 더한층 향상시킬 수 있다. 이의 상세한 메커니즘은 분명하지 않지만, 폴리고날 페라이트를 미세화함으로써, 금속 조직 전체에 대한 폴리고날 페라이트의 분산 상태가 균일해지기 때문에, 불균일인 변형이 일어나기 어려워지고, 이것이 신도의 더한층의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 즉, 본 발명의 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ의 혼합 조직으로 구성되어 있기 때문에, 폴리고날 페라이트립의 입경이 커지면, 개개의 조직의 크기에 편차가 생기기 때문에, 불균일한 변형이 생겨 변형이 국소적으로 집중되어 가공성(특히, 폴리고날 페라이트 생성에 의한 신도 향상 작용)을 개선하는 것이 어려워진다고 생각된다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하, 특히 바람직하게는 4㎛ 이하이다.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경(D)은 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰함으로써 측정할 수 있다.
[베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트]
본 발명의 제 2 고강도 강판은, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트와 고온역 생성 베이나이트에 비하여 강도가 높은 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있다는 것에 특징이 있다. 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 그리고, 이들 2 종류의 베이나이트 조직을 포함함으로써, 강판의 신도를 열화시킴이 없이, 국소 변형능을 향상시킬 수 있어, 강판의 가공성 전반을 높일 수 있다. 이것은 강도 레벨이 다른 베이나이트 조직을 복합화함으로써 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.
상기 고온역 생성 베이나이트란, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도(2상 온도역)로 가열한 후의 냉각 과정에서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 T1 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 고온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 이상으로 되어 있는 조직이다.
한편, 상기 저온역 생성 베이나이트란, 상기 2상 온도역으로 가열한 후의 냉각 과정에서, 200℃ 이상 400℃ 미만의 T2 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 저온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 미만으로 되어 있는 조직이다.
여기서 「잔류 γ 등의 평균 간격」의 의미는 상기 제 1 고강도 강판의 경우와 같다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지 작용을 갖는 조직이며, 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, SEM 관찰하여도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 정리하여 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 칭하는 것으로 한다.
본 발명에서는, 베이나이트를, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 함으로써 가공성 전반을 개선한 제 2 고강도 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작고, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높여 국소 변형능을 향상시켜 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 혼재시키고 있기 때문에, 가공 경화능이 향상되고, 신도를 열화시킴이 없이 국소 변형능을 개선할 수 있다.
본 발명에서, 베이나이트를 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 차이에 의해서 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류로서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예컨대, 라쓰상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는, 변태 온도에 따라 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나, 본 발명과 같이 Si를 1.0% 이상으로 많이 포함한 강종에서는, 베이나이트 변태에 수반되는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, SEM 관찰로서는, 마르텐사이트 조직도 포함시켜 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하지 않고, 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초하여 구별한 사정이 있다.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 생성되어 있어도 좋고, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있어도 좋다.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는, 모식적으로 상기 도 2에 나타낸 대로이다.
본 발명에서는, 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적률을 b로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률을 c로 했을 때, 상기 면적률 b 및 c는, 어느 것이든 5 내지 40%를 만족하고 있을 것이 필요하다. 여기서, 저온역 생성 베이나이트의 면적률이 아니고, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률을 규정한 이유는, 전술한 것과 같이 SEM 관찰에서는 이들의 조직을 구별할 수 없기 때문이다.
상기 면적률(b)은 5 내지 40%로 한다. 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 작으면 강판의 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 면적률(b)은 5% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 그러나, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉으로 되면 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량의 밸런스가 나빠져, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)은 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하, 더욱 바람직하게는 25% 이하로 한다.
또한, 상기 합계 면적률(c)은 5 내지 40%로 한다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 적으면 강판의 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 합계 면적률(c)은 5% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 그러나, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되면 고온역 생성 베이나이트와의 생성량의 밸런스가 나빠져, 저온역 생성 베이나이트 등과 고온역 생성 베이나이트의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률(c)은 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하, 더욱 바람직하게는 25% 이하로 한다.
상기 면적률(b)와 상기 합계 면적률(c)의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, b>c, b<c, b=c의 어느 쪽의 태양도 포함된다.
고온역 생성 베이나이트와, 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은, 강판에 요구되는 특성에 따라 정하면 좋다. 구체적으로는, 강판의 가공성 중 국소 변형능(특히, 신장 플랜지성(λ))을 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하면 좋다. 한편, 강판의 가공성 중 신도를 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다. 또한, 강판의 강도를 더한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다.
한편, 본 발명에서, 베이나이트에는, 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되어 있지 않은 조직이다.
[폴리고날 페라이트 + 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트]
본 발명에서는, 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a), 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b), 및 상기 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률(c)의 합계(a+b+c)가, 금속 조직 전체에 대하여 70% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 합계 면적률(a+b+c)이 70%를 하회하면, 신도가 열화되는 경우가 있다. 합계 면적률(a+b+c)은, 보다 바람직하게는 75% 이상, 더욱 바람직하게는 80% 이상이다. 합계 면적률(a+b+c)의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하여 결정되지만, 예컨대 95%이다.
[잔류 γ]
잔류 γ에 대한 규정 내용은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.
[기타]
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 전술한 것과 같이, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ를 포함하는 것이며, 이들만으로 구성되어 있어도 좋지만, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서, (a) 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, (b) 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재하고 있어도 좋다.
(a) MA 혼합상 및 (b) 펄라이트에 대한 규정 내용은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.
상기 금속 조직의 측정 순서는, 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 순서와 같기 때문에 설명은 생략한다.
다음으로, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.
《성분 조성에 대하여》
본 발명의 제 2 고강도 강판은, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3%, Mn: 1.0 내지 2.5%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는, Si와 Mn 이외는, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략하며, 이하, Si와 Mn에 대해서만 설명한다.
Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는 데 대단히 중요한 원소이다. 따라서, Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 그러나, Si를 과잉으로 함유하면, 소둔에서의 가열·균열 시에 γ 상으로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 다량으로 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생시켜 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서, Si량은 3% 이하, 바람직하게는 2.50% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 필요한 원소이다. 또한, Mn은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 것에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서, Mn량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.5% 이상, 보다 바람직하게는 1.8% 이상으로 한다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, Mn의 과잉 첨가는, 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn량은 2.5% 이하, 바람직하게는 2.4% 이하, 보다 바람직하게는 2.3% 이하로 한다.
본 발명의 제 2 고강도 강판에서도 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로, 추가로 다른 원소로서,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
등을 함유하여도 좋다. 이러한 범위를 정한 이유는, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판은, 인장 강도가 590MPa 이상이며, 신도가 우수하고, 게다가 국소 변형능도 양호하기 때문에, 가공성이 우수하다. 이 제 2 고강도 강판은, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 사용된다.
또한, 상기 제 2 고강도 강판은, 온간에서의 가공성이 양호하기 때문에, 온간 성형용의 소재로서도 적합하게 이용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50 내지 500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미하고 있다.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.
다음으로, 상기 제 2 고강도 강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 설명한다. 상기 제 2 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역(2상 온도역)으로 가열하는 공정과, 상기 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 순서를 좇아 설명한다.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃
우선, 2상 온도역[Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역]으로 가열하기 전의 고강도 강판으로서, 슬래브를 통상적 방법에 따라서 열간 압연하여, 수득된 열연 강판을 냉간 압연한 것을 준비한다. 열간 압연은, 마무리 압연 온도를, 예컨대 800℃ 이상, 권취 온도를, 예컨대 700℃ 이하로 하면 좋다. 냉간 압연에서는, 냉간 압연율을, 예컨대 10 내지 70%의 범위로 하여 압연하면 좋다.
냉간 압연하여 수득된 냉연 강판은, 연속 소둔 라인에서, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하여, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한다.
가열 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 단상역이 되어, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 강판의 신도를 개선할 수 없어, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는, Ac3점+20℃ 이하, 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점 미만으로 한다. 한편, Ac3점 이상으로 가열하면, 오스테나이트 단상의 온도역이 되지만, 본 발명에서 규정하고 있는 균열 시간 정도에서는, 가열 온도가 Ac3점+20℃ 이하이면, 균열 유지를 행하여도 소량의 폴리고날 페라이트가 잔존하기 때문에, 후술하는 것과 같이 균열 후의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 그러나, 가열 온도가 Ac1점+20℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되어, 소정량의 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등 및 잔류 γ가 수득되지 않기 때문에, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는, Ac1점+20℃ 이상, 바람직하게는 Ac1점+30℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac1점+ 50℃ 이상이다.
상기 2상 온도역에서의 균열 시간이 50초를 하회하면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 잔류 γ의 생성이 억제되어, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 균열 시간은 50초 이상, 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 그러나, 균열 시간이 지나치게 길면, 오스테나이트 입경이 커져, 그것에 수반되어 폴리고날 페라이트립도 조대화되어, 신도 및 국소 변형능이 나빠지는 경향이 있다. 따라서, 균열 시간은 500초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450초 이하이다.
한편, 상기 냉연 강판을 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.
상기 Ac1점, Ac3점은, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로 「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P.273)에 기재되어 있는 수학식 a, 수학식 b로부터 산출할 수 있다.
상기 2상 온도역으로 가열하여 50초간 이상 유지하여 균열화한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각한다. 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 범위를 소정의 평균 냉각 속도 이상으로 냉각함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있고, 또한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽을 생성시킬 수 있다. 이 온도역의 평균 냉각 속도가 2℃/초를 하회하면, 펄라이트 변태를 일으켜 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 신도가 저하되어 가공성이 열화된다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 그러나, 상기 구간의 평균 냉각 속도가 지나치게 크면, 소정량의 폴리고날 페라이트를 확보할 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도는 50℃/초 이하, 바람직하게는 40℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하로 한다.
상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지한 후, 상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하다. T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 시간을 각기 적절히 제어함으로써, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성시킬 수 있다.
T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 때의 구체적인 조건에 대해서는 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 조건과 같기 때문에, 설명은 생략한다.
상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지한 후는, 실온까지 냉각함으로써 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판을 제조할 수 있다.
상기 제 2 고강도 강판의 표면에는, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 좋다.
용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건을 채용할 수 있다. 구체적인 조건은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판에 대하여 설명했다.
본원은, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080953호, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080954호, 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197670호, 및 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197671호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080953호, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080954호, 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197670호, 및 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197671호의 명세서의 전체 내용이, 본원에 참고를 위해 원용된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이든 본 발명의 기술적 범위에 포함된다. 한편, 하기 실시예 1은, 상기 제 1 고강도 강판에 대한 실시예이며, 하기 실시예 2는, 상기 제 2 고강도 강판에 대한 실시예이다.
[실시예 1]
하기 표 1 또는 표 2에 나타내는 화학 성분 조성의 강(잔부는 철 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물)을 진공 용제(溶製)하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 1 또는 표 2에서, REM은, La을 50% 정도, Ce을 30% 정도 함유하는 미쉬 메탈을 이용했다.
하기 표 1 또는 표 2에 나타낸 화학 성분과, 상기 수학식 a에 기초하여 Ac1점, 상기 수학식 b에 기초하여 Ac3점을 산출하여, 결과를 하기 표 3 내지 표 5에 나타내었다.
수득된 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 샘플을 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.
실험용 슬래브를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하고, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 500℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 이 권취 온도(500℃)에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉(爐冷)하여 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.
수득된 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하고, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.
수득된 냉연 강판을, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 온도(℃)로 가열하고, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 시간 동안 유지하여 균열한 후, 다음으로 나타내는 4개 중 어느 패턴에 따라서 냉각하고, 연속 소둔하여 샘플을 제조했다.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)
균열 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 이 개시 온도(T)(℃)에서 유지하고, 이어서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 3 내지 표 5에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)
균열 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 종료 온도(℃)까지 냉각하고, 이어서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 시간(초) 유지했다. 하기 표 3 내지 표 5에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)
균열 후, 하기 표 3, 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3, 표 4에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 3, 표 4에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 3, 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.
(냉각 패턴 iv)
균열 후, 하기 표 3에 나타내는 T1 온도역에서의 개시 온도(℃) 또는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 어느 개시 온도에서 유지했다. 즉, 하기 표 3의 No.8은, 균열 후, 420℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 3에 나타낸 T2 온도역에서의 체재 시간은, T2 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 3의 No.15는, 균열 후, 380℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 3에 나타낸 T1 온도역에서의 체재 시간은, T1 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 3에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.
한편, 표 3 내지 표 5에 나타낸 T1 온도역에서의 개시 온도, 종료 온도, T2 온도역에서의 개시 온도 중, ※ 표시를 붙인 값은, 본 발명에서 규정하고 있는 T1 온도역 또는 T2 온도역으로부터 벗어나 있지만, 설명의 편의상, 열 패턴을 나타내기 위해서, 각 란에 온도를 기재했다.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.
《금속 조직의 관찰》
금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트) 및 폴리고날 페라이트의 면적률은 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.
[(1) 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트의 면적률]
샘플의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 또한 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50㎛×약 50㎛로 했다.
다음으로, 관찰 시야 내에서, 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이들의 평균 간격에 의해서 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은, 점산법에 의해 측정했다.
고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)(%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(b)(%), 폴리고날 페라이트의 면적률(c)(%)을 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 또한, 상기 면적률(a), 합계 면적률(b) 및 면적률(c)의 합계 면적률(a+b+c)도 더불어 나타낸다.
또한, 관찰 시야 내에 확인된 폴리고날 페라이트립의 원 상당 직경을 측정하여, 평균값을 구했다. 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 또한, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 경우를 평가 ○, 10㎛ 초과인 경우를 평가 △로 하여, 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.
[(2) 잔류 γ의 체적률]
금속 조직 중 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 샘플의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열 처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하여, 하기 수학식으로부터 잔류 γ의 체적률(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리겐덴자제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)로 하여 실온에서 측정했다.
Vγr = (1 - I/Is)×100
또한, 샘플의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경을 이용하여 관찰 배율 1000배로 5시야에 대하여 관찰하고, 잔류 γ와 담금질 마르텐사이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경(d)을 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만인 경우를 합격(○), 15% 이상인 경우를 불합격(×)으로 하여 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.
《기계적 특성의 평가》
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.
(1) 인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초하여 인장력 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201로 규정되는 5호 시험편을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.
(2) 신장 플랜지성은 구멍 확대율에 의해서 평가한다. 구멍 확대율(λ)은, 철강 연맹 규격 JFST 1001에 기초하여 구멍 확대 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.
(3) 한계 굽힘 반경(R)은 JIS Z2248에 기초하여 V 굽힘 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)이 되도록, JIS Z2204로 규정되는 1호 시험편(판 두께: 1.4mm)을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 한편, V 굽힘 시험은, 균열이 발생되지 않도록 시험편의 길이 방향의 단면에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.
다이와 펀치의 각도는 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꾸어 V 굽힘 시험을 행하여, 균열이 발생하지 않고서 구부릴 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경(R)으로서 구했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페(Lupe)를 이용하여 관찰하며, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.
(4) 에릭센값은 JIS Z2247에 기초하여 에릭센 시험을 행하여 측정했다. 시험편은 90mm×90mm×두께 1.4mm가 되도록 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 에릭센 시험은, 펀치 직경이 20mm인 것을 이용하여 행했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 한편, 에릭센 시험에 의하면, 강판의 전체 신도 특성과 국부 연성의 양쪽에 의한 복합 효과를 평가할 수 있다.
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS)에 상응한 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값의 기준에 따라서 평가했다. 즉, 강판의 TS에 따라서 요구되는 EL, λ, R, 에릭센값은 다르기 때문에, TS 레벨에 따라 하기 기준에 따라서 기계적 특성을 평가했다.
하기 평가 기준에 따라서, EL, λ, R, 에릭센값의 모든 특성이 만족하고 있는 경우를 합격(○), 어느 특성이 기준값에 만족하지 않는 경우를 불합격(×)으로 하여, 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.
(1) 780MPa 급의 경우
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만
EL : 25% 이상
λ : 30% 이상
R : 1.0mm 이하
에릭센값 : 10.4mm 이상
(2) 980MPa 급의 경우
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만
EL : 19% 이상
λ : 20% 이상
R : 3.0mm 이하
에릭센값 : 10.0mm 이상
(3) 1180MPa 급의 경우
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만
EL : 15% 이상
λ : 20% 이상
R : 4.5mm 이하
에릭센값 : 9.6mm 이상
(4) 1270MPa 급의 경우
TS : 1270MPa 이상 1370MPa 미만
EL : 14% 이상
λ : 20% 이상
R : 5.5mm 이하
에릭센값 : 9.4mm 이상
한편, 제 1 고강도 강판에서는, TS가 780MPa 이상 1370MPa 미만인 것을 전제로 하고 있고, TS가 780MPa 미만이거나, 1370MPa 이상인 경우는, EL, λ, R, 에릭센값이 양호하여도 대상외로 취급한다.
하기 표 1 내지 표 8로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸 No.1 내지 70 중, No.4, 29, 31, 38, 55, 65, 67은 상기 패턴 i로 냉각한 예이며, No.7, 11, 14, 33은 상기 패턴 iii으로 냉각한 예이며, No.8, 15는 상기 패턴 iv로 냉각한 예이며, 나머지는 상기 패턴 ii로 냉각한 예이다.
하기 표 6 내지 표 8에서, 종합 평가에 ○가 표시되어 있는 예는, 어느 것이든 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 강판이며, 각 TS에 따라 정한 기계적 특성(EL, λ, R, 에릭센값)의 기준값을 만족하고 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 가공성 전반에 걸쳐 양호하다는 것을 알 수 있다.
한편, 종합 평가에 ×가 표시되어 있는 예(표 6 내지 표 8에 나타낸 No.8, 13, 15, 29, 31, 34, 37, 41, 46, 48, 52, 60 내지 63)는, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 강판이다. 상세하게는 다음과 같다.
표 6의 No.8은, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길고, 게다가 T2 온도역에서 유지하지 않고서 냉각한 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되었다. 따라서, λ가 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.13은, 2상 온도역에서 가열 유지한 후, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 작은 예이며, 펄라이트 변태가 일어나, 잔류 γ량이 확보되지 않고, 신도가 저하되어 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.15는, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 신도 및 국소 변형능(에릭센값)이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.29는, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 2종의 온도로 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다.
표 6의 No.31은, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 7의 No.34는, T1 온도역에서의 유지 시간이 길고, T2 온도역에서 유지하지 않는 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있다. 따라서, 에릭센값이 작아지고, 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.37은, 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 폴리고날 페라이트가 생성되지 않고, 신도가 저하되어 있다. 따라서, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.41은, 가열 온도가 지나치게 낮기 때문에, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어, 강도가 저하되어 있다.
표 7의 No.46은, 2상 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 잔류 γ의 생성이 억제되기 때문에, 신도가 저하되어 있다. 또한, 에릭센값이 작고, 국소 변형능이 저하되어 있다. 따라서, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.48은, 균열 처리한 후, 본 발명에서 규정하는 T1 온도역의 온도를 초과하는 온도에서 유지하고, T1 온도역에서는 유지하지 않고, T2 온도역까지 냉각하여 이 온도역에서 유지한 예이다. 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어 있음과 함께, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.52는, T1 온도역에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 온도로 냉각하여 T2 온도역에서는 유지하지 않은 예이며, 저온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, SEM 관찰에 의해 조대한 MA 혼합상이 다량으로 존재하고 있다는 것이 확인되어, 담금질 마르텐사이트가 많이 존재하기 때문에 강도가 지나치게 높아져 있다.
표 8의 No.60은, C량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도 및 에릭센값이 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 8의 No.61은, Si량이 지나치게 많은 예이며, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 따라서, 원하는 강도를 확보하지 못하고 있다. 표 8의 No.62는, Si량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량을 확보하지 못하고 있다. 따라서, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 8의 No.63은, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 담금질이 충분히 행해져 있지 않기 때문에, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되는 반면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되었다. 따라서, 신도 및 구멍 확대율이 작고, 에릭센값도 작아져, 가공성이 열화되어 있다.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.
다음으로, 상기 표 6, 표 7에 나타낸 980MPa 급의 강판 중, 본 발명에서 규정하고 있는 요건을 만족하는 예(No.3 내지 7, 9 내지 12, 14, 16 내지 27, 30, 32, 33, 35, 36, 38 내지 40, 42)에 대하여, 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 도 4에 나타낸다. 도 4에서, ●는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 결과, ■는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 초과인 결과를 나타내고 있다.
도 4로부터 분명한 것과 같이, 인장 강도(TS)가 같아도, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 10㎛ 이하로 억제함으로써 신도(EL)를 크게 할 수 있어, 가공성을 더한층 개선할 수 있다는 것을 알 수 있다.
Figure pat00001
Figure pat00002
Figure pat00003
Figure pat00004
Figure pat00005
Figure pat00006
Figure pat00007
Figure pat00008
[실시예 2]
하기 표 9에 나타내는 화학 성분 조성의 강(잔부는 철 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물)을 진공 용제하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 9에서, REM은, La을 50% 정도, Ce을 30% 정도 함유하는 미쉬 메탈를 이용했다.
하기 표 9에 나타낸 화학 성분과, 상기 수학식 a에 기초하여 Ac1점, 상기 수학식 b에 기초하여 Ac3점을 산출하여, 결과를 하기 표 10, 표 11에 나타내었다.
수득된 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 샘플을 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.
실험용 슬래브를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하여, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 500℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 이 권취 온도(500℃)에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉하고 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.
수득된 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하고, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.
수득된 냉연 강판을, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 온도(℃)로 가열하고, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 시간 동안 유지하여 균열한 후, 다음으로 나타내는 4개 중 어느 패턴에 따라서 냉각하고, 연속 소둔하여 샘플을 제조했다.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 이 개시 온도(T)(℃)에서 유지하고, 이어서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 종료 온도(℃)까지 냉각하고, 이어서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 시간(초) 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도로 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.
(냉각 패턴 iv)
균열 후, 하기 표 10에 나타내는 T1 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 즉, 하기 표 10의 No.19는, 균열 후, 420℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 10에 나타낸 T2 온도역에서의 체재 시간은, T2 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 10에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.
한편, 표 10에 나타낸 T1 온도역에서의 개시 온도, 종료 온도, T2 온도역에서의 개시 온도 중, ※ 표시를 붙인 값은, 본 발명에서 규정하고 있는 T1 온도역 또는 T2 온도역으로부터 벗어나 있지만, 설명의 편의상, 열 패턴을 나타내기 위해서, 각 란에 온도를 기재했다.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.
《금속 조직의 관찰》
금속 조직 중, 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 면적률은 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.
[(1) 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률]
샘플의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 또한 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50㎛×약 50㎛로 했다.
다음으로, 관찰 시야 내에서, 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이들의 평균 간격에 의해서 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은, 점산법에 의해 측정했다.
폴리고날 페라이트의 면적률(a)(%), 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)(%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)(%)을 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 또한, 상기 면적률(a), 면적률(b) 및 합계 면적률(c)의 합계 면적률(a+b+c)도 더불어 나타낸다.
또한, 관찰 시야 내에 확인된 폴리고날 페라이트립의 원 상당 직경을 측정하여, 평균값을 구했다. 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 또한, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 경우를 평가 ○, 10㎛ 초과인 경우를 평가 △로 하여, 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.
[(2) 잔류 γ의 체적률]
금속 조직 중 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 샘플의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열 처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하여, 하기 수학식으로부터 잔류 γ의 체적률(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리겐덴자제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)로 하여 실온에서 측정했다.
Vγr = (1 - I/Is)×100
또한, 샘플의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경을 이용하여 관찰 배율 1000배로 5시야에 대하여 관찰하고, 잔류 γ와 담금질 마르텐사이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경(d)을 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만인 경우를 합격(○), 15% 이상인 경우를 불합격(×)으로 하여 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.
《기계적 특성의 평가》
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.
(1) 인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초하여 인장력 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201로 규정되는 5호 시험편을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.
(2) 신장 플랜지성은 구멍 확대율에 의해서 평가한다. 구멍 확대율(λ)은, 철강연맹 규격 JFST 1001에 기초하여 구멍 확대 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.
(3) 한계 굽힘 반경(R)은 JIS Z2248에 기초하여 V 굽힘 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)이 되도록, JIS Z2204로 규정되는 1호 시험편(판 두께: 1.4mm)을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 한편, V 굽힘 시험은, 균열이 발생되지 않도록 시험편의 길이 방향의 단면에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.
다이와 펀치의 각도는 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꾸어 V 굽힘 시험을 행하여, 균열이 발생하지 않고서 구부릴 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경(R)으로서 구했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페를 이용하여 관찰하며, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.
(4) 에릭센값은 JIS Z2247에 기초하여 에릭센 시험을 행하여 측정했다. 시험편은 90mm×90mm×두께 1.4mm가 되도록 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 에릭센 시험은, 펀치 직경이 20mm인 것을 이용하여 행했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 한편, 에릭센 시험에 의하면, 강판의 전체 신도 특성과 국부 연성의 양쪽에 의한 복합 효과를 평가할 수 있다.
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS)에 상응한 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값의 기준에 따라서 평가했다. 즉, 강판의 TS에 따라서 요구되는 EL, λ, R, 에릭센값은 다르기 때문에, TS 레벨에 따라 하기 기준에 따라서 기계적 특성을 평가했다.
하기 평가 기준에 따라서, EL, λ, R, 에릭센값의 모든 특성이 만족하고 있는 경우를 합격(○), 어느 특성이 기준값에 만족하지 않는 경우를 불합격(×)으로 하여, 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.
(1) 590MPa 급의 경우
TS : 590MPa 이상 780MPa 미만
EL : 34% 이상
λ : 30% 이상
R : 0.5mm 이하
에릭센값 : 10.8mm 이상
(2) 780MPa 급의 경우
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만
EL : 25% 이상
λ : 30% 이상
R : 1.0mm 이하
에릭센값 : 10.4mm 이상
(3) 980MPa 급의 경우
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만
EL : 19% 이상
λ : 20% 이상
R : 3.0mm 이하
에릭센값 : 10.0mm 이상
(4) 1180MPa 급의 경우
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만
EL : 15% 이상
λ : 20% 이상
R : 4.5mm 이하
에릭센값 : 9.6mm 이상
한편, 제 2 고강도 강판에서는, TS가 590MPa 이상 1270MPa 미만인 것을 전제로 하고 있고, TS가 590MPa 미만이거나, 1270MPa 이상인 경우는, EL, λ, R, 에릭센값이 양호하여도 대상외로 취급한다.
하기 표 9 내지 표 13으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 하기 표 12, 표 13에 나타낸 No.1 내지 43 중, No.1, 3, 4, 11, 14, 15, 20, 28은 상기 패턴 i로 냉각한 예이며, No.2, 6은 상기 패턴 iii으로 냉각한 예이며, No.19는 상기 패턴 iv로 냉각한 예이며, 나머지는 상기 패턴 ii로 냉각한 예이다.
하기 표 12, 표 13에서, 종합 평가에 ○가 표시되어 있는 예는, 어느 것이든 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 강판이며, 각 TS에 따라 정한 기계적 특성(EL, λ, R, 에릭센값)의 기준값을 만족하고 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 신도 및 국소 변형능이 우수하고, 가공성 전반에 걸쳐 양호하다는 것을 알 수 있다.
한편, 종합 평가에 ×가 표시되어 있는 예(표 12, 표 13에 나타낸 No.4, 8, 9, 12, 15, 18 내지 20, 31, 34 내지 36)는, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 강판이다. 구체적으로는 다음과 같다.
표 12의 No.4는, 2상 온도역에서 가열 유지한 후, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮은 예이며, 펄라이트 변태를 일으켜, 원하는 잔류 γ량이 수득되고 있지 않다. 따라서, 강도 부족으로 되어 있다. 표 12의 No.8은, 2상 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 잔류 γ의 생성량을 확보하지 못하고 있기 때문에, 강도 부족이 되었다. 표 12의 No.9는, 균열 처리한 후, 본 발명에서 규정하는 T1 온도역의 온도를 초과하는 온도에서 유지하고, T1 온도역에서는 유지하지 않고, T2 온도역까지 냉각하여 이 온도역에서 유지한 예이다. 폴리고날 페라이트가 많이 생성됨으로써 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적고, 잔류 γ의 생성량도 적어졌기 때문에, 신도 및 에릭센값이 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다.
표 12의 No.12는, T1 온도역에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 온도로 냉각했기 때문에, T2 온도역에서는 유지하지 않은 예이며, 저온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, SEM 관찰에 의해 조대한 MA 혼합상이 다량으로 존재하고 있다는 것이 확인되어, 담금질 마르텐사이트가 많이 존재하고 있었다. 따라서, 신도, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경, 에릭센값의 모두가 본 발명에서 규정하는 합격 기준을 만족하지 않아, 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 12의 No.15는, T1 온도역에서의 유지 시간이 길고, T2 온도역에서 유지하지 않는 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있다. 따라서, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경이 작고, 에릭센값도 작아져 국소 변형능이 저하되고, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다.
표 12의 No.18은, 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 폴리고날 페라이트가 거의 생성되지 않고, 또한 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되어 있다. 따라서, 신도가 저하되고, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 12의 No.19는, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길고, 게다가 T2 온도역에서 유지하지 않고서 냉각한 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되었다. 따라서, 구멍 확대율이 작고, 또한 에릭센값이 작아져 국소 변형능이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 12의 No.20은, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 2종의 온도로 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 또한 잔류 γ도 거의 생성되어 있지 않다. 따라서, 신도 및 에릭센값이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.31은, 가열 온도가 지나치게 낮은 예이며, 폴리고날 페라이트의 생성량이 많아져, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등 및 잔류 γ가 전혀 생성되지 않았다. 따라서, 신도가 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다.
표 13의 No.34는, C량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도 및 에릭센값이 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.35는, Si량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.36은, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 담금질이 충분히 행해져 있지 않기 때문에, 냉각 중에 폴리고날 페라이트의 생성이 촉진되는 반면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되었다. 따라서, 신도, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경이 작아져, 가공성이 열화되어 있다.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.
다음으로, 상기 표 12, 표 13에 나타낸 780MPa 급의 강판 중, 본 발명에서 규정하고 있는 요건을 만족하는 예(No.3, 5 내지 7, 11, 14, 16, 17, 23 내지 26, 30, 32, 37 내지 43)에 대하여, 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 도 5에 나타낸다. 도 5에서, ●는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 결과, ■는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 초과인 결과를 나타내고 있다.
도 5로부터 분명한 것과 같이, 인장 강도(TS)가 같아도, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 10㎛ 이하로 억제함으로써 신도(EL)를 크게 할 수 있어, 가공성을 더한층 개선할 수 있다는 것을 알 수 있다.
Figure pat00009
Figure pat00010
Figure pat00011
Figure pat00012
Figure pat00013

Claims (6)

  1. 질량%로,
    C: 0.10 내지 0.3%,
    Si: 1.0 내지 3%,
    Mn: 1.0 내지 2.5%,
    Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한
    P: 0.1% 이하,
    S: 0.05% 이하를 만족하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
    당해 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
    (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
    (1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과 85% 이하이며,
    (1b) 상기 베이나이트는,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고,
    상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%,
    상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%를 만족하며,
    (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상 30% 이하
    인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은, 추가로 다른 원소로서, 이하의 (a)∼(e)의 1종 이상을 함유하는 고강도 강판.
    (a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 중 한쪽 또는 양쪽
    (b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상
    (c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 중 한쪽 또는 양쪽
    (d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다)
    (e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
    Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과,
    당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과,
    하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과,
    하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과,
    하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을,
    이 순서로 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
    [수학식 1]
    400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
    [수학식 2]
    200℃ ≤ T2(℃) < 400℃
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180027588A (ko) * 2015-07-31 2018-03-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 가공 유기 변태형 복합 조직 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5728115B1 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN106164313B (zh) 2014-03-31 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6284813B2 (ja) * 2014-04-18 2018-02-28 株式会社神戸製鋼所 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板
US10711333B2 (en) * 2014-10-30 2020-07-14 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP6282576B2 (ja) * 2014-11-21 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
TWI592500B (zh) * 2015-02-24 2017-07-21 新日鐵住金股份有限公司 冷軋鋼板及其製造方法
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2017126678A1 (ja) 2016-01-22 2017-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN108652380B (zh) * 2018-08-16 2023-09-19 尚赫（天津）科技开发有限公司 一种带远红外功能的保温杯、远红外钢及其制备方法
KR102321295B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN113122770B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
CN114959422A (zh) * 2022-06-06 2022-08-30 山东冀凯装备制造有限公司 一种高强度低合金贝氏体铸钢的制备方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) * 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JPS61272321A (ja) * 1985-05-28 1986-12-02 Nippon Steel Corp 超高強度冷延鋼板の製造方法
JPH01230715A (ja) * 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3527092B2 (ja) 1998-03-27 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4524850B2 (ja) * 2000-04-27 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法
JP2001329340A (ja) * 2000-05-17 2001-11-27 Nippon Steel Corp 成形性の優れた高強度鋼板及びその製造方法
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
JP4320198B2 (ja) * 2003-03-28 2009-08-26 日新製鋼株式会社 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4411221B2 (ja) 2004-01-28 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP2006089804A (ja) * 2004-09-24 2006-04-06 Nisshin Steel Co Ltd 縮管性に優れたインパネリインフォースメント用高強度電縫鋼管の製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP5076434B2 (ja) 2005-10-06 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および塗装後耐食性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP1975266B1 (en) * 2005-12-28 2012-07-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultrahigh-strength steel sheet
CN100510143C (zh) * 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板
JP4974341B2 (ja) 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
KR101082680B1 (ko) * 2006-07-14 2011-11-15 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4910898B2 (ja) * 2007-06-13 2012-04-04 住友金属工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5365112B2 (ja) * 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2010065272A (ja) 2008-09-10 2010-03-25 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP5883211B2 (ja) * 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5488129B2 (ja) * 2010-03-31 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180027588A (ko) * 2015-07-31 2018-03-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 가공 유기 변태형 복합 조직 강판 및 그 제조 방법
US10689724B2 (en) 2015-07-31 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same

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