KR20160060730A

KR20160060730A - 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160060730A
Application number: KR1020167010685A
Authority: KR
Inventors: 고지 가스야; 다다오 무라타; 사에 미즈타; 유이치 후타무라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-09-27
Filing date: 2014-09-25
Publication date: 2016-05-30
Also published as: KR101795329B1; EP3050988A4; JP2015200006A; EP3050988A1; JP5728115B1; CN105579606B; US20160208359A1; WO2015046339A1; US10066274B2; EP3050988B1; CN105579606A; MX2016003905A

Abstract

본 발명의 고강도 강판은 소정의 성분 조성을 만족하는 강판이며, 해당 강판의 금속 조직은 각 소정의 면적률을 갖는 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트, 잔류 오스테나이트로 구성되어 있고, 또한 전자선 후방 산란 회절법에 의한 소정의 결정립의 각 평균 IQ를 이용한 분포가 하기 식(1), (2)를 만족한다. 본 발명에 의하면, 780MPa 이상의 고강도역이더라도 우수한 연성과 저온 인성을 겸비한 고강도 강판을 실현할 수 있다.
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40···(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25···(2)

Description

연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 780MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

자동차 업계에서는, CO₂ 배출 규제 등, 지구 환경 문제에 대한 대응이 급선무가 되고 있다. 한편, 승객의 안전성 확보라는 관점에서, 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 승차 공간에 있어서의 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 더 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, 예를 들면 특허문헌 1∼4와 같이, 모상을 베이니틱 페라이트로 하고, 잔류 오스테나이트(이하, 「잔류 γ」로 표기하는 경우가 있음)를 포함하는 TBF 강판(TRIP aided banitic ferrite)이 알려져 있다. TBF 강판에서는, 경질의 베이니틱 페라이트에 의해서 높은 강도가 얻어지고, 베이니틱 페라이트의 경계에 존재하는 미세한 잔류 γ에 의해서 양호한 신도(EL)와 신장 플랜지성(λ)이 얻어진다.

상기 특성에 더하여 고강도 강판에는, 저온에서의 충돌 안전성 향상을 위해 저온 인성의 향상이 요망되고 있지만, TRIP 강판은 저온 인성이 뒤떨어진다는 것이 알려져 있고, 저온 인성에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다는 것이 현재 상태이다.

일본 특허공개 2005-240178호 공보 일본 특허공개 2006-274417호 공보 일본 특허공개 2007-321236호 공보 일본 특허공개 2007-321237호 공보

본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판에 대하여, 양호한 연성을 가짐과 더불어, 저온 인성이 우수한 특성을 갖는 고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3.0%, Mn: 1.5∼3%, Al: 0.005∼1.0%, P: 0% 초과 0.1% 이하, 및 S: 0% 초과 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,

해당 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,

(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,

(1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률 a가 금속 조직 전체에 대하여 10∼50%이며,

(1b) 상기 베이나이트는,

인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트와,

인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고,

상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b가 금속 조직 전체에 대하여 0% 초과 80% 이하,

상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률 c가 금속 조직 전체에 대하여 0% 초과 80% 이하를 만족하고,

(2) 포화 자화법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상,

(3) 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)으로 측정되는 방위차 3° 이상의 경계로 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의했을 때에, 해당 결정립 중 체심 입방 격자(체심 정방 격자를 포함함)의 결정립마다 해석한 EBSD 패턴의 선명도에 기초하는 각 평균 IQ(Image Quality)를 이용한 분포가 하기 식(1), (2)를 만족한다는 것에 요지를 갖는다.

(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40···(1)

σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25···(2)

식 중,

IQave는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 평균값

IQmin은 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최소값

IQmax는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최대값

σIQ는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 표준 편차를 나타낸다.

본 발명에 있어서는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b가 금속 조직 전체에 대하여 10∼80%, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률 c가 금속 조직 전체에 대하여 10∼80%를 만족하는 것도 바람직한 실시태양이다.

또한 본 발명에 있어서는, 상기 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, 상기 MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 원 상당 직경 d가 7μm 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 0% 이상 15% 미만인 것도 바람직한 실시태양이다.

또 상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경 D가 0μm 초과 10μm 이하인 것도 바람직한 실시태양이다.

또한 본 발명의 상기 강판은, 이하의 (a)∼(e) 중 적어도 하나를 함유하는 것이 바람직하다.

(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소

(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소

(c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소

(d) B: 0% 초과 0.005% 이하

(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소

또 상기 강판의 표면에 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖고 있는 것도 바람직하다.

또한 본 발명에는 상기 고강도 강판을 제조하는 방법도 포함되어 있고, 상기 성분 조성을 만족하는 강재를 800℃ 이상 Ac₃점-10℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과,

해당 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열(均熱)한 후,

150℃ 이상 400℃ 이하(단, 하기 식으로 표시되는 Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점 이하)를 만족시키는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 또한 하기 식(3)을 만족시키는 T1 온도역에서 10∼200초 유지하고,

이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 T2 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하고 나서 냉각한다는 것에 요지를 갖는다.

150℃≤T1(℃)≤400℃···(3)

400℃＜T2(℃)≤540℃···(4)

Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]

식 중, Vf는 별도로, 가열, 균열로부터 냉각까지의 소둔 패턴을 재현한 샘플을 제작했을 때의 해당 샘플 중의 페라이트 분율 측정값을 의미한다. 또한 식 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산한다.

또 본 발명의 상기 제조 방법에는, 상기 식(4)를 만족시키는 온도역에서 유지한 후, 냉각하고, 이어서 전기 아연도금, 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행하는 것, 또는 상기 식(4)를 만족시키는 온도역에서 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행하는 것도 포함된다.

본 발명에 의하면, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 10∼50%를 만족하도록 폴리고날 페라이트를 생성시킨 뒤에, 저온역에서 생성되는 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트(이하, 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 표기하는 경우가 있음)와, 고온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 「고온역 생성 베이나이트」로 표기하는 경우가 있음)를 쌍방 생성시키고, 또한 전자선 후방 산란 회절법(EBSD: Electron Backscatter Diffraction)으로 측정한 체심 입방 격자(BCC: Body Centered Cubic) 결정(체심 정방 격자(BCT: Body Centered Tetragonal) 결정을 포함함, 이하 동일)의 결정립마다의 IQ(Image Quality) 분포가 식(1), 식(2)를 만족하도록 제어하는 것에 의해서, 780MPa 이상의 고강도역이더라도 우수한 연성과 저온 인성을 겸비한 고강도 강판을 실현할 수 있다. 또한 본 발명에 의하면, 해당 고강도 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 2a는 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 쌍방이 혼합되어 생성되어 있는 모습을 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 2b는 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있는 모습을 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 T1 온도역과 T2 온도역에 있어서의 히트 패턴의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 4는 식(1)이 0.40 미만이고, 식(2)가 0.25 이하인 IQ 분포도이다.
도 5는 식(1)이 0.40 이상이고, 식(2)가 0.25 초과인 IQ 분포도이다.
도 6은 식(1)이 0.40 이상이고, 식(2)가 0.25 이하인 IQ 분포도이다.

본 발명자들은 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판의 연성 및 저온 인성을 개선하기 위해서 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,

(1) 강판의 금속 조직을, 소정의 비율을 갖는 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히 베이나이트로서,

(1a) 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물(이하, 이들을 통틀어 「잔류 γ 등」으로 표기하는 경우가 있음)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트와,

(1b) 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트의 2종류의 베이나이트를 생성시키면, 우수한 신도를 갖는 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,

(2) 또 체심 입방 격자(체심 정방 격자를 포함함)의 결정립마다의 IQ 분포가 식(1)[(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40] 및 식(2)[(σIQ)/(IQmax-IQmin)≤0.25]의 관계를 만족하도록 제어함으로써, 저온 인성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,

(3) 상기 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 소정량 생성시키고, 또한 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 소정의 IQ 분포를 실현하기 위해서는, 소정의 성분 조성을 만족하는 강판을 800℃ 이상 Ac₃점-10℃ 이하의 2상 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한 후, 150℃ 이상 400℃ 이하(단, Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점 이하)를 만족시키는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 또한 식(3)[150℃≤T1(℃)≤400℃]을 만족시키는 T1 온도역에서 10∼200초간 유지한 후, 식(4)[400℃＜T2(℃)≤540℃]를 만족시키는 T2 온도역으로 가열하고, 해당 온도역에서 50초간 이상 유지하면 된다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 강판에 대하여 설명한다. 우선, 본 발명에 따른 고강도 강판의 IQ(Image Quality) 분포에 대하여 설명한다.

[IQ 분포]

본 발명에서는 EBSD에 의한 측정점간의 결정 방위차가 3° 이상인 경계로 둘러싸인 영역을 「결정립」이라고 정의하고, IQ로서, 체심 입방 격자(체심 정방 격자를 포함함)의 결정립마다 해석한 EBSD 패턴의 선명도에 기초하는 각 평균 IQ를 이용한다. 이하에서는, 상기의 각 평균 IQ를 간단히 「IQ」라고 하는 경우가 있다. 상기 결정 방위차를 3° 이상으로 한 것은, 라스 경계를 제외하는 취지이다. 한편, 체심 정방 격자는, C 원자가, 체심 입방 격자 내의 특정 침입형 위치에 고용됨으로써, 격자가 한 방향으로 신장된 것이고, 구조 자체는 체심 입방 격자와 동등하기 때문에, 저온 인성에 미치는 효과도 동등하다. 또한, EBSD로도 이들 격자를 구별할 수는 없다. 따라서, 본 발명에서는 체심 입방 격자의 측정에는 체심 정방 격자를 포함하는 것으로 했다.

IQ는 EBSD 패턴의 선명도이다. IQ는 결정 중의 비틀림량에 영향을 받는다는 것이 알려져 있고, 구체적으로는 IQ가 작을수록, 결정 중에 비틀림이 많이 존재하는 경향이 있다. 본 발명자들은 결정립의 비틀림과 저온 인성의 관계에 착안하여 연구를 거듭했다. 우선, EBSD에 의한 각 측정점마다의 IQ, 즉 비틀림이 많은 면적과 비틀림이 적은 면적의 관계로부터 저온 인성에 주는 영향을 검토했지만, 각 측정점의 IQ와 저온 인성의 관계성은 발견할 수 없었다. 한편, 결정립마다의 평균 IQ, 즉 비틀림이 많은 결정립수와 비틀림이 적은 결정립수의 관계로부터 저온 인성에 주는 영향을 검토한 결과, 비틀림이 적은 결정립이 비틀림이 많은 결정립에 비하여 상대적으로 많아지도록 제어하면, 저온 인성을 향상시킬 수 있다는 것을 알 수 있었다. 그리고 페라이트 및 잔류 γ를 함유하는 금속 조직이더라도, 강판의 체심 입방 격자(체심 정방 격자를 포함함)를 갖는 각 결정립의 IQ 분포를 하기 식(1), 식(2)를 만족하도록 적절히 제어하면, 양호한 저온 인성이 얻어진다는 것을 발견했다.

(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40···(1)

σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25···(2)

식 중,

IQave는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 평균값

IQmin은 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최소값

IQmax는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최대값

상기 각 결정립의 평균 IQ값은, 공시재의 압연 방향에 평행한 단면을 연마하고, 판 두께의 1/4 위치에서, 100μm×100μm의 영역을 측정 영역으로 해서, 1스텝: 0.25μm로 18만점의 EBSD 측정을 행하여, 이 측정 결과로부터 구해지는 각 결정립의 IQ의 평균값이다. 한편, 측정 영역의 경계선으로 일부가 분단된 결정립은 측정 대상에서 제외하고, 측정 영역 내에 하나의 결정립이 완전히 들어가 있는 결정립만을 대상으로 한다.

또한 IQ의 해석에 있어서는 신뢰성을 확보하는 관점에서 CI(Confidence Index)＜0.1의 측정점을 해석에서 제외한다. CI는 데이터의 신뢰도이고, 각 측정점에서 검출된 EBSD 패턴이, 지정된 결정계, 예를 들면 철의 경우는 체심 입방 격자 또는 면심 입방 격자(FCC: Face Centered Cubic)의 데이터 베이스값과의 일치도를 나타내는 지표이다.

또 상기 식(1), 식(2)의 계산에 있어서는, 이상(異常)값을 제외하는 관점에서 최대측 및 최소측 각각에 있어서 전체 데이터에서 2%의 데이터를 제외한 값을 이용한다.

또한 상기 식(1) 및 식(2)에서는, 검출기의 영향 등에 의해 IQ의 절대값이 변동하는 것을 고려하여, IQmin, IQmax를 이용해서 상대화하고 있다.

IQave와 σIQ는 저온 인성에 대한 영향을 나타내는 지표이며, IQave가 크고 또한 σIQ가 작으면 양호한 저온 인성이 얻어진다. 양호한 저온 인성을 확보하는 관점에서는, 식(1)은 0.40 이상, 바람직하게는 0.42 이상, 보다 바람직하게는 0.45 이상이다. 식(1)의 값이 높을수록, 비틀림이 적은 결정립이 많아, 보다 우수한 저온 인성이 얻어지기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 0.80 이하이다. 한편, 식(2)는 0.25 이하, 바람직하게는 0.24 이하, 보다 바람직하게는 0.23 이하이다. 식(2)의 값이 작을수록, 히스토그램으로 나타내지는 결정립의 IQ 분포가 샤프해져, 저온 인성 향상에 바람직한 분포가 되기 때문에 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면 0.15 이상이다.

본 발명에서는 상기 식(1), 식(2)를 모두 만족함으로써 우수한 저온 인성이 얻어진다. 도 4는 식(1)이 0.40 미만이고, 식(2)가 0.25 이하인 IQ 분포도이다. 또한 도 5는, 식(1)이 0.40 이상이고, 식(2)가 0.25 초과인 IQ 분포도이다. 이들은 식(1) 또는 식(2) 중 어느 한쪽밖에 충족시키지 못하기 때문에 저온 인성이 나쁘다. 도 6은 식(1), 식(2)를 모두 만족하는 IQ 분포도여서 저온 인성이 양호하다.

정성적으로는, 도 6과 같이, IQmin으로부터 IQmax의 범위 내의 평균 IQ가 큰 결정립측, 즉 식(1)의 값이 0.40 이상이 되는 개소에 있어서, 피크가 되는 결정립수가 많은 샤프한 산 형상의 분포, 즉 식(2)의 값이 0.25 이하가 되는 IQ 분포이면, 저온 인성이 향상된다. 저온 인성이 향상되는 이유는 반드시 명확하지는 않지만, 식(1)과 식(2)를 만족하면, 비틀림이 적은 결정립, 즉 고IQ 결정립이, 비틀림이 많은 결정립, 즉 저IQ 결정립에 비해서 상대적으로 많아져, 취성 파괴의 기점이 되는 고비틀림의 결정립이 억제되기 때문이라고 생각된다.

다음으로, 본 발명에 따른 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 고강도 강판의 금속 조직은 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 γ를 포함하는 혼합 조직이다.

[폴리고날 페라이트]

폴리고날 페라이트는 베이나이트에 비하여 연질이고, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이와 같은 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대하여 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상, 더 바람직하게는 25% 이상이다. 그러나 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉이 되면, 강도가 낮아지기 때문에, 면적률은 50% 이하, 바람직하게는 45% 이하, 보다 바람직하게는 40% 이하이다.

상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경 D는 10μm 이하(0μm를 포함하지 않음)인 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경 D를 작게 하여, 촘촘하게 분산시키는 것에 의해서, 신도를 더욱 더 향상시킬 수 있다. 이 상세한 메카니즘은 분명하지는 않지만, 폴리고날 페라이트를 미세화하는 것에 의해서, 금속 조직 전체에 대한 폴리고날 페라이트의 분산 상태가 균일해지기 때문에, 불균일한 변형이 일어나기 어려워지고, 이것이 신도의 더한층의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 즉, 본 발명의 강판의 금속 조직이 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 잔부 경질상의 혼합 조직으로 구성되어 있는 경우, 폴리고날 페라이트립의 입경이 커지면, 개개의 조직의 크기에 격차가 생긴다. 그 때문에, 불균일한 변형이 생기고 비틀림이 국소적으로 집중되어 가공성, 특히 폴리고날 페라이트 생성에 의한 신도 향상 작용을 개선하는 것이 어려워진다고 생각된다. 따라서 폴리고날 페라이트의 평균 원 상당 직경 D는, 바람직하게는 10μm 이하, 보다 바람직하게는 8μm 이하, 더 바람직하게는 5μm 이하, 특히 바람직하게는 3μm 이하이다.

상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경 D는 SEM 관찰에 의해서 측정할 수 있다.

[베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트]

본 발명의 베이나이트에는, 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이고, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되지 않은 조직이다.

본 발명의 강판은, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 구성되어 있다는 점에 특징이 있다. 복합 베이나이트 조직으로 하는 것에 의해서 가공성 전반을 개선한 고강도 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높여서 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작아, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높여 국소 변형능을 향상시켜 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고 이들 2종류의 베이나이트 조직을 포함하는 것에 의해, 양호한 국소 변형능을 확보한 뒤에, 신도를 높일 수 있어, 가공성 전반을 높일 수 있다. 이는 강도 레벨이 상이한 베이나이트 조직을 복합화하는 것에 의해서 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.

상기 고온역 생성 베이나이트란, 비교적 고온역에서 생성되는 베이나이트 조직이고, 주로 400℃ 초과 540℃ 이하의 T2 온도역에서 생성된다. 고온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식시킨 강판 단면(斷面)을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1μm 이상이 되어 있는 조직이다.

한편, 상기 저온역 생성 베이나이트란, 비교적 저온역에서 생성되는 베이나이트 조직이고, 주로 150℃ 이상 400℃ 이하의 T1 온도역에서 생성된다. 저온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식시킨 강판 단면을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1μm 미만이 되어 있는 조직이다.

여기에서 「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 인접해 있는 잔류 γ 및/또는 탄화물에 대하여 측정했을 때에, 각 잔류 γ 또는 각 탄화물의 중심 위치를 구하여, 이 중심 위치 사이의 거리를 의미한다. 상기 중심 위치는 잔류 γ 또는 탄화물의 장경과 단경을 결정하여, 장경과 단경이 교차하는 위치로 한다.

단, 잔류 γ나 탄화물이 라스(lath)의 경계 상에 석출되는 경우에는, 복수의 잔류 γ와 탄화물이 줄지어 늘어서 그 형태는 침상 또는 판상이 되기 때문에, 중심 위치간 거리는 잔류 γ 및/또는 탄화물 사이의 거리가 아니라, 도 1에 나타내는 바와 같이, 잔류 γ 및/또는 탄화물(1)이 장경 방향으로 줄지어 늘어서 형성하는 선과 선의 간격, 즉 라스간 거리를 중심 위치간 거리(2)로 한다.

또한, 템퍼링 마텐자이트는 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지의 작용을 갖는 조직이고, 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트는, SEM 관찰에서는 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 통틀어 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 부르는 것으로 한다.

본 발명에 있어서, 베이나이트를 상기와 같이 생성 온도역의 상위 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 상위에 의해서 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류에서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예를 들면, 라스상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는 변태 온도에 따라서 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나 본 발명과 같이 Si를 1.0% 이상으로 많이 포함하는 강에서는, 베이나이트 변태에 수반하는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, SEM 관찰에서는, 마텐자이트 조직도 포함해서 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하는 것이 아니라, 상기와 같이 생성 온도역의 상위 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초해서 구별했다.

고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 쌍방이 생성되어 있어도 되고, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있어도 된다.

고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태를 모식적으로 도 2a, 2b에 나타낸다. 도 중에서는, 고온역 생성 베이나이트에는 사선을 붙이고, 저온역 생성 베이나이트 등에는 촘촘한 점선을 붙였다. 도 2a는 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트(5)와 저온역 생성 베이나이트 등(6)의 쌍방이 혼합되어 생성되어 있는 모습을 나타내고, 도 2b는 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트(5)와 저온역 생성 베이나이트 등(6)이 각각 생성되어 있는 모습을 나타낸다. 각 도 중에 나타낸 검은 원은 MA 혼합상(3)을 나타내고 있다. MA 혼합상에 대해서는 후술한다.

본 발명에서는, 양호한 연성을 확보하는 관점에서 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적률을 b로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적률을 c로 했을 때, 해당 면적률 b 및 c는 모두 80% 이하를 만족할 것이 필요하다. 여기에서, 저온역 생성 베이나이트의 면적률이 아니라, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률을 규정한 이유는, 전술한 바와 같이, 이들이 마찬가지의 작용을 갖는 조직임과 더불어, SEM 관찰에서는 이들 조직을 구별할 수 없기 때문이다.

고온역 생성 베이나이트의 면적률 b는 80% 이하로 한다. 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉이 되면 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않고, 특히 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서 면적률 b는 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더 바람직하게는 50% 이하로 한다. 연성에 더하여 신장 플랜지성, 굽힘성 및 에릭센값을 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b는 10% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15% 이상, 더 바람직하게는 20% 이상이다.

또한, 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적률 c는 80% 이하로 한다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉이 되면 고온역 생성 베이나이트의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않고, 특히 양호한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서 면적률 c는 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더 바람직하게는 50% 이하로 한다. 연성에 더하여 신장 플랜지성, 굽힘성 및 에릭센값을 향상시키기 위해서는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b를 10% 이상으로 함과 더불어, 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적률 c를 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 지나치게 적으면 강판의 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서 합계 면적률 c는 10% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15% 이상, 더 바람직하게는 20% 이상이다.

전술한 면적률 b와 합계 면적률 c의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, b＞c, b＜c, b=c의 어느 태양도 포함된다.

고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은 강판에 요구되는 특성에 따라서 정하면 된다. 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 된다. 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 된다. 또한, 강판의 강도를 더한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 된다.

[폴리고날 페라이트+베이나이트+템퍼링 마텐자이트]

본 발명에서는, 폴리고날 페라이트의 면적률 a, 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b, 및 저온역 생성 베이나이트 등의 합계 면적률 c의 합계(이하, 「a+b+c의 합계 면적률」이라고 함)가, 금속 조직 전체에 대하여 70% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 합계 면적률(a+b+c)이 70%를 하회하면, 신도가 열화되는 경우가 있다. a+b+c의 합계 면적률은, 보다 바람직하게는 75% 이상, 더 바람직하게는 80% 이상이다. a+b+c의 합계 면적률의 상한은 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하여 결정되는데, 예를 들면 95%이다.

[잔류 γ]

잔류 γ는 강판이 응력을 받아 변형될 때에 마텐자이트로 변태되는 것에 의해서 변형부의 경화를 촉진하여, 비틀림의 집중을 막는 효과가 있고, 그에 의해 균일 변형능이 향상되어 양호한 신도를 발휘한다. 이와 같은 효과는 일반적으로 TRIP 효과로 불리고 있다.

이들 효과를 발휘시키기 위해서, 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 체적률은, 포화 자화법으로 측정했을 때, 5체적% 이상 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ는, 바람직하게는 8체적% 이상, 보다 바람직하게는 10체적% 이상이다. 그러나 잔류 γ의 생성량이 지나치게 많아지면, 후술하는 MA 혼합상도 과잉으로 생성되고, MA 혼합상이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 국소 변형능을 저하시켜 버린다. 따라서 잔류 γ의 상한은 바람직하게는 30체적% 이하, 보다 바람직하게는 25체적% 이하이다.

잔류 γ는 라스 사이에 생성되는 경우도 있고, 라스상 조직의 집합체, 예를 들면, 블록이나 패킷 등이나 구 γ의 입계 상에, 후술하는 MA 혼합상의 일부로서 괴상(塊狀)으로 존재하는 경우도 있다.

[기타]

본 발명에 따른 강판의 금속 조직은, 전술한 바와 같이, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 γ를 포함하고, 이들만으로 구성되어 있어도 되지만, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서, (a) 담금질 마텐자이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, (b) 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재해도 된다.

(a) MA 혼합상

MA 혼합상은 담금질 마텐자이트와 잔류 γ의 복합상으로서 일반적으로 알려져 있고, 최종 냉각 전까지는 미변태의 오스테나이트로서 존재하고 있던 조직의 일부가 최종 냉각 시에 마텐자이트로 변태되고, 나머지는 오스테나이트인 채 잔존하는 것에 의해서 생성되는 조직이다. 이렇게 해서 생성되는 MA 혼합상은 열처리, 특히 T2 온도역에서 유지하는 오스템퍼링 처리의 과정에서 탄소가 고농도로 농화(濃化)되고, 더욱이 일부가 마텐자이트 조직이 되어 있기 때문에, 매우 단단한 조직이다. 그 때문에 베이나이트와 MA 혼합상의 경도차는 크고, 변형에 있어서 응력이 집중되어 보이드 발생의 기점이 되기 쉬우므로, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 신장 플랜지성이나 굽힘성이 저하되어 국소 변형능이 저하된다. 또한, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 강도가 지나치게 높아지는 경향이 있다. MA 혼합상은 C 및 Si 함유량이 많아질수록 생성되기 쉬워지지만, 그 생성량은 가능한 한 적은 편이 바람직하다.

MA 혼합상은, 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 바람직하게는 30면적% 이하, 보다 바람직하게는 25면적% 이하, 더 바람직하게는 20면적% 이하이다.

MA 혼합상은, 원 상당 직경 d가 7μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율이 MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 0% 이상 15% 미만인 것이 바람직하다. 원 상당 직경 d가 7μm를 초과하는 조대한 MA 혼합상은 국소 변형능에 악영향을 미친다. 원 상당 직경 d가 7μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 보다 바람직하게는 10% 미만, 더 바람직하게는 5% 미만이다.

원 상당 직경 d가 7μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 압연 방향에 평행한 단면 표면을 광학 현미경으로 관찰하여 산출하면 된다.

한편, MA 혼합상의 입경이 커질수록 보이드가 발생하기 쉬워지는 경향이 실험에 의해 확인되었기 때문에, MA 혼합상의 원 상당 직경 d는 가능한 한 작은 것이 추천된다.

(b) 펄라이트

펄라이트는, 금속 조직을 SEM 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 바람직하게는 20면적% 이하이다. 펄라이트의 면적률이 20%를 초과하면, 신도가 열화되어 가공성의 개선이 어려워진다. 펄라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 보다 바람직하게는 15% 이하, 더 바람직하게는 10% 이하, 특히 바람직하게는 5% 이하이다.

상기의 금속 조직은 다음의 순서로 측정할 수 있다.

[SEM 관찰]

고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트 및 펄라이트는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4 위치를 나이탈 부식시켜, 배율 3000배 정도로 SEM 관찰하면 식별할 수 있다.

폴리고날 페라이트는 결정립의 내부에 전술한 백색 또는 옅은 회색의 잔류 γ 등을 포함하지 않는 결정립으로서 관찰된다.

고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등은 주로 회색으로 관찰되고, 결정립 중에 백색 또는 옅은 회색의 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 γ와 탄화물을 포함시킨 면적률로서 산출된다.

펄라이트는 탄화물과 페라이트가 층상이 된 조직으로서 관찰된다.

강판의 단면을 나이탈 부식시키면, 탄화물과 잔류 γ는 모두 백색 또는 옅은 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별하는 것은 곤란하다. 이들 중 예를 들면, 시멘타이트 등의 탄화물은, 저온역에서 생성될수록, 라스 사이보다도 라스 내에 석출되는 경향이 있기 때문에, 탄화물끼리의 간격이 넓은 경우에는, 고온역에서 생성되었다고 생각되고, 탄화물끼리의 간격이 좁은 경우에는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 잔류 γ는 통상 라스 사이에 생성되는데, 라스의 크기는 조직의 생성 온도가 낮아질수록 작아지기 때문에, 잔류 γ끼리의 간격이 넓은 경우에는, 고온역에서 생성되었다고 생각되고, 잔류 γ끼리의 간격이 좁은 경우에는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 나이탈 부식시킨 단면을 SEM 관찰하여, 관찰 시야 내에 백색 또는 옅은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물에 착안해서, 인접하는 잔류 γ 및/또는 탄화물 사이의 중심 위치간 거리를 측정했을 때에, 이 평균값(평균 간격)이 1μm 이상인 조직을 고온역 생성 베이나이트, 평균 간격이 1μm 미만인 조직을 저온역 생성 베이나이트 등으로 한다.

[포화 자화법]

잔류 γ는, SEM 관찰에 의한 조직의 동정을 할 수 없기 때문에, 포화 자화법에 의해 체적률을 측정한다. 이와 같이 해서 얻어지는 잔류 γ의 체적률은 그대로 면적률이라고 바꾸어 읽을 수 있다. 포화 자화법에 의한 상세한 측정 원리는 「R＆D 고베세이코 기보, Vol. 52, No. 3, 2002년, p. 43∼46」을 참조하면 된다.

이와 같이 본 발명에서는, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정하고 있는 데 비해, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은 SEM 관찰로 잔류 γ를 포함시켜 측정하고 있기 때문에, 이들의 합계는 100%를 초과하는 경우가 있다.

[광학 현미경 관찰]

MA 혼합상은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4 위치를 레페라 부식시켜, 배율 1000배 정도로 광학 현미경 관찰했을 때, 백색 조직으로서 관찰된다.

다음으로, 본 발명에 따른 고강도 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.

≪성분 조성≫

본 발명의 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3.0%, Mn: 1.5∼3%, Al: 0.005∼1.0%를 함유하고, 또한 P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 이와 같은 범위를 정한 이유는 다음과 같다.

[C: 0.10∼0.5%]

C는 강판의 강도를 높임과 더불어, 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 0.5% 이하, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하, 더 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.

[Si: 1.0∼3.0%]

Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중, 즉 오스템퍼링 처리 중에 탄화물이 석출되는 것을 억제하고, 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 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.

[Mn: 1.5∼3%]

Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 얻기 위해서 필요한 원소이다. 또한 Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이와 같은 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.

[Al: 0.005∼1.0%]

Al은, Si와 마찬가지로, 오스템퍼링 처리 중에 탄화물이 석출되는 것을 억제하고, 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 1.0% 이하, 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.

[P: 0% 초과 0.1% 이하]

P는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이고, P량이 과잉이 되면 강판의 용접성이 열화된다. 따라서 P량은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

[S: 0% 초과 0.05% 이하]

S는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이고, 상기 P와 마찬가지로, 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한 S는, 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하고, 이것이 증대되면 가공성이 저하된다. 따라서 S량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.

본 발명에 따른 고강도 강판은 상기 성분 조성을 만족하는 것이고, 잔부 성분은 철 및 상기 P, S 이외의 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 예를 들면, N이나 O(산소), 트럼프 원소(예를 들면, Pb, Bi, Sb, Sn 등) 등이 포함된다. 불가피 불순물 중, N량은 0% 초과 0.01% 이하, O량은 0% 초과 0.01% 이하인 것이 바람직하다.

[N: 0% 초과 0.01% 이하]

N은 강판 중에 질화물을 석출시켜 강판의 강화에 기여하는 원소이지만, N을 과잉으로 함유하면, 질화물이 다량으로 석출되어 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성의 열화를 일으킨다. 따라서 N량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다.

[O: 0% 초과 0.01% 이하]

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, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

본 발명의 강판은, 추가로 다른 원소로서,

(a) Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소,

(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,

(c) Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소,

(d) B: 0% 초과 0.005% 이하,

(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소 등을 함유해도 된다.

(a) [Cr: 0% 초과 1% 이하 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소]

Cr과 Mo는, 상기 Mn과 마찬가지로, 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 얻기 위해서 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr과 Mo는, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.1% 이상, 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나 Cr과 Mo의 함유량이, 각각 1%를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제되고, 잔류 γ량이 감소한다. 또한, 과잉인 첨가는 고비용이 된다. 따라서 Cr과 Mo는, 각각 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo를 병용하는 경우에는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 추천된다.

(b) [Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소]

Ti, Nb 및 V는 강판 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여 강판을 강화함과 더불어, 구 γ립의 미세화에 의해 폴리고날 페라이트립을 미세하게 하는 작용도 갖는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나 과잉으로 함유하면, 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘성이 열화된다. 따라서 Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.15% 이하, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더 바람직하게는 0.1% 이하이다. Ti, Nb 및 V는, 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상의 원소를 함유시켜도 된다.

(c) [Cu: 0% 초과 1% 이하 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소]

Cu와 Ni는 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni는, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나 Cu와 Ni를 과잉으로 함유하면, 열간 가공성이 열화된다. 따라서 Cu와 Ni는, 각각 단독으로, 바람직하게는 1% 이하, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Cu를 1%를 초과해서 함유시키면 열간 가공성이 열화되지만, Ni를 첨가하면 열간 가공성의 열화는 억제되기 때문에, Cu와 Ni를 병용하는 경우에는, 고비용이 되지만 1%를 초과해서 Cu를 첨가해도 된다.

(d) [B: 0% 초과 0.005% 이하]

B는, 상기 Mn, Cr 및 Mo와 마찬가지로, 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B는 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나 B를 과잉으로 함유하면, 강판 중에 붕소화물을 생성하여 연성을 열화시킨다. 또한 B를 과잉으로 함유하면, 상기 Cr이나 Mo와 마찬가지로, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 따라서 B량은 바람직하게는 0.005% 이하, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

(e) [Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소]

Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 데 작용하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.0005% 이상, 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, 각각 단독으로, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

상기 희토류 원소란, 란타노이드 원소(La부터 Lu까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)와 Y(이트륨)를 포함하는 의미이며, 이들 원소 중에서도, La, Ce 및 Y로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce를 함유시키는 것이 좋다.

《제조 방법》

다음으로, 상기 고강도 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 상기 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 800℃ 이상 Ac₃점-10℃ 이하의 2상 온도역으로 가열하는 공정과,

해당 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열하는 공정과, 150℃ 이상 400℃ 이하(단, Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점 이하)를 만족시키는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 식(3)을 만족시키는 T1 온도역에서 10∼200초간 유지하는 공정과, 하기 식(4)를 만족시키는 T2 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 것에 의해서 제조할 수 있다.

150℃≤T1(℃)≤400℃···(3)

400℃＜T2(℃)≤540℃···(4)

특히 본 발명에서는 상기 2상역에서 균열한 후, 상기 T1 온도역에서 냉각·유지한 후, 상기 T2 온도역까지 재가열·유지하고 나서 고강도 강판을 얻는 제조 방법에 있어서, 가열 온도나 냉각 온도, 및 유지 시간이나 냉각 속도 등의 제조 조건을 적절히 제어함으로써, 예를 들면 도 6에 나타내는 바와 같은 본 발명에서 규정하는 적절한 IQ 분포로 할 수 있다. 한편, 후기 실시예에서도 나타내는 바와 같이 종래부터 알려져 있는 TRIP 강판의 제조 방법, 예를 들면 2상역에서 균열한 후, 베이나이트 변태 온도역까지 냉각·유지하는 일반적인 TRIP 강판의 제조 방법에서는, 예를 들면 도 5에 나타내는 바와 같은 IQ 분포가 되는 경향이 있어, 충분한 저온 인성이 얻어지지 않는다.

[열연 및 냉연]

우선, 슬래브를 통상적 방법에 따라서 열간 압연하고, 얻어진 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판을 준비한다. 열간 압연은 마무리 압연 온도를, 예를 들면 800℃ 이상, 권취 온도를, 예를 들면 700℃ 이하로 하면 된다. 냉간 압연에서는, 냉연율을, 예를 들면 10∼70%의 범위로 해서 압연하면 된다.

[균열]

이와 같이 해서 얻어진 냉연 강판을 균열 공정에 부친다. 구체적으로는, 연속 소둔 라인으로, 800℃ 이상 Ac₃점-10℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한다.

가열 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 제어하는 것에 의해서, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 단상(單相)역이 되고, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 강판의 신도를 개선할 수 없어, 가공성이 열화된다. 따라서 가열 온도는 Ac₃점-10℃ 이하, 바람직하게는 Ac₃점-15℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac₃점-20℃ 이하로 한다. 한편, 가열 온도가 800℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트량이 과잉이 되어 강도가 저하된다. 또한, 냉간 압연에 의한 전신(展伸) 조직이 잔존하여, 신도도 저하된다. 따라서 가열 온도는 800℃ 이상, 바람직하게는 810℃ 이상, 보다 바람직하게는 820℃ 이상이다.

상기 온도역에서의 균열 시간은 50초 이상이다. 균열 시간이 50초를 하회하면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 탄화물이 미고용된 채 잔존하고, 잔류 γ의 생성이 억제되어, 연성이 저하된다. 따라서 균열 시간은 50초 이상, 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 그러나 균열 시간이 지나치게 길면, 오스테나이트 입경이 커지고, 그에 수반하여 폴리고날 페라이트립도 조대화되어, 신도 및 국소 변형능이 나빠지는 경향이 있다. 따라서 균열 시간은, 바람직하게는 500초 이하, 보다 바람직하게는 450초 이하이다.

한편, 상기 냉연 강판을 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예를 들면 1℃/초 이상으로 하면 된다.

본 발명에 있어서 Ac₃점은, 「레슬리 철강재료과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P. 273)에 기재되어 있는 하기 식(a)로부터 산출할 수 있다. 식(a) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.

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]···(a)

[냉각 공정]

상기 2상 온도역으로 가열하고 50초간 이상 유지하여 균열화한 후, 150℃ 이상 400℃ 이하(단, Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점 이하)를 만족시키는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 급냉한다. 이하에서는, 상기 T를 「급냉 정지 온도 T」라고 하는 경우가 있다. 균열 후, 2상 온도역으로부터 급냉 정지 온도 T까지의 범위를 급냉하는 것에 의해서, 소정량의 폴리고날 페라이트를 확보하면서, 저온역 생성 베이나이트나 고온역 생성 베이나이트의 생성 촉진에 유효한 마텐자이트를 생성시킬 수 있다.

[급냉 정지 온도 T]

급냉 정지 온도 T가 150℃를 하회하면, 마텐자이트의 생성량이 많아지고 잔류 γ량이 부족하여, 신도가 열화된다. 냉각 정지 온도 T는 150℃ 이상, 바람직하게는 160℃ 이상, 보다 바람직하게는 170℃ 이상이다. 한편, 급냉 정지 온도 T가 400℃를 초과하면(단, Ms점이 400℃보다 낮은 경우에는 Ms점을 초과하면), 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 열화된다. 따라서, 급냉 정지 온도 T는 400℃ 이하(단, Ms점이 400℃보다 낮은 경우에는 Ms점 이하), 바람직하게는 380℃(단, Ms점-20℃가 380℃보다 낮은 경우에는 Ms점-20℃) 이하, 보다 바람직하게는 350℃(단, Ms점-50℃가 350℃보다 낮은 경우에는 Ms점-50℃) 이하이다.

한편, 본 발명에 있어서 Ms점은, 상기 「레슬리 철강재료과학」(P. 231)에 기재되어 있는 식에, 페라이트 분율(Vf)을 고려한 하기 식(b)로부터 산출할 수 있다. 식(b) 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산하면 된다.

Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]···(b)

여기에서, Vf는 페라이트 분율(면적%)을 나타내지만, 페라이트 분율을 제조 중에 직접 측정하는 것은 곤란하기 때문에, 별도로, 가열, 균열로부터 냉각까지의 소둔 패턴을 재현한 샘플을 제작했을 때의 해당 샘플 중의 페라이트 분율 측정값을 Vf로 한다.

2상 온도역으로부터 급냉 정지 온도 T까지의 평균 냉각 속도가 10℃/초를 하회하면, 페라이트가 과잉으로 생성되고, 또한 펄라이트 변태를 일으켜 펄라이트가 과잉으로 생성됨으로써, 잔류 γ량이 부족하여, 신도가 저하된다. 상기 온도역의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상, 바람직하게는 15℃/초 이상, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 온도역의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면 온도 제어가 곤란해지기 때문에, 상한은, 예를 들면 100℃/초 정도이면 된다.

[T1 온도역에서의 유지]

급냉 정지 온도 T까지 냉각한 후, 상기 식(3)으로 규정하는 150℃ 이상 400℃ 이하의 T1 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해서, 상기 식(1) 및 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 되어, 양호한 저온 인성을 확보할 수 있다. 그러나 400℃ 초과의 유지 온도로 하면, 상기 식(1)이나 식(2)를 만족하지 않아, IQ 분포는 예를 들면 도 4나 도 5에 나타내는 분포가 되어, 충분한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서 T1 온도역은 400℃ 이하, 바람직하게는 380℃ 이하, 더 바람직하게는 350℃ 이하이다. 한편, 유지 온도가 150℃를 하회하면, 마텐자이트 분율이 지나치게 많아지고, 잔류 γ량이 감소하여, 신도가 저하된다. 따라서 T1 온도역의 하한은 150℃ 이상, 바람직하게는 160℃ 이상, 보다 바람직하게는 170℃ 이상이다.

상기 식(3)을 만족시키는 T1 온도역에서 유지하는 시간은 10∼200초간으로 한다. T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 예를 들면 도 4나 도 5에 나타내는 바와 같은 IQ 분포가 되어, 저온 인성이 열화된다. 따라서 T1 온도역에서의 유지 시간은 10초 이상, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 30초 이상, 더 바람직하게는 50초 이상이다. 그러나 유지 시간이 200초를 초과하면, 저온역 생성 베이나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 후술하는 바와 같이, T2 온도역에서 소정 시간 유지하더라도 원하는 잔류 γ량을 확보할 수 없게 되어, EL이 저하된다. 따라서 T1 온도역에서의 유지 시간은 200초 이하, 바람직하게는 180초 이하, 보다 바람직하게는 150초 이하로 한다.

본 발명에 있어서, T1 온도역에서의 유지 시간이란, 소정의 온도에서 균열한 후, 냉각에 의해 강판의 온도가 400℃가 된 시점(단, Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점)으로부터, T1 온도역에서 유지한 후에 가열을 개시하여, 강판의 온도가 400℃에 도달할 때까지의 시간을 의미한다. 예를 들면 T1 온도역에서의 유지 시간은, 도 3 중, 「x」의 구간의 시간이다. 본 발명에서는, 후술하는 바와 같이, T2 온도역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하고 있기 때문에, 강판은 T1 온도역을 재차 통과하게 되지만, 본 발명에서는, 이 냉각 시에 통과하는 시간은 T1 온도역에 있어서의 체재 시간에 포함시키고 있지 않다. 이 냉각 시에는, 변태는 거의 완료되어 있기 때문이다.

상기 식(3)을 만족시키는 T1 온도역에서 유지하는 방법은, T1 온도역에서의 유지 시간이 10∼200초간이면 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 도 3의 (i)∼(iii)에 나타내는 히트 패턴을 채용하면 된다. 단, 본 발명은 이것에 한정하는 취지는 아니고, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 히트 패턴을 적절히 채용할 수 있다.

이 중 도 3의 (i)은, 균열 온도로부터 임의의 급냉 정지 온도 T까지 급냉한 후, 이 급냉 정지 온도 T에서 소정 시간 항온 유지하는 예이고, 항온 유지 후, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하고 있다. 도 3의 (i)에서는, 1단계의 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 도시하지 않지만 유지 온도가 상이한 2단계 이상의 항온 유지를 행해도 된다.

도 3의 (ii)는, 균열 온도로부터 임의의 급냉 정지 온도 T까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하여, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐서 냉각한 후, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하는 예이다. 도 3의 (ii)에서는, 1단계의 냉각을 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않고, 냉각 속도가 상이한 2단 이상의 다단 냉각을 행해도 된다(도시하지 않음).

도 3의 (iii)은, 균열 온도로부터 임의의 급냉 정지 온도 T까지 급냉한 후, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐서 가열한 후, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하는 예이다. 도 3의 (iii)에서는, 1단계의 가열을 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않고, 도시하지 않지만 승온 속도가 상이한 2단 이상의 다단 가열을 행해도 된다.

[T2 온도역에서의 유지]

상기 식(4)로 규정하는 400℃ 초과 540℃ 이하의 T2 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해서, 잔류 γ를 확보하면서, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포를 얻을 수 있다. 즉, 540℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 연질인 폴리고날 페라이트나 의사(擬似) 펄라이트가 생성되어, 원하는 잔류 γ량이 얻어지지 않아, 신도를 확보할 수 없다. 따라서 T2 온도역의 상한은 540℃ 이하, 바람직하게는 500℃ 이하, 보다 바람직하게는 480℃ 이하로 한다. 한편, 400℃ 이하가 되면, 고온역 생성 베이나이트량이 저감하고, 그에 수반하는 미변태 부분으로의 탄소 농화가 불충분해져 잔류 γ량이 적어지기 때문에, 신도가 저하된다. 따라서 T2 온도역의 하한은 400℃ 초과, 바람직하게는 420℃ 이상, 보다 바람직하게는 425℃ 이상으로 한다.

상기 식(4)를 만족시키는 T2 온도역에서 유지하는 시간은 50초간 이상으로 한다. 유지 시간이 50초간보다 짧아지면, 상기 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않고, 예를 들면 도 3에 나타내는 바와 같은 IQ 분포가 되어, 저온 인성이 열화된다. 또한, 미변태 오스테나이트가 많이 남고, 더욱이 탄소 농화가 불충분하기 때문에, T2 온도역으로부터의 최종 냉각 시에 경질인 담금질 상태의 마텐자이트가 생성된다. 그 때문에 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어, 강도가 지나치게 높아져서 신도가 저하된다. 생산성을 향상시키는 관점에서는, T2 온도역에서의 유지 시간은 가능한 한 짧게 하는 편이 바람직하지만, 탄소 농화를 충분히 진행시키기 위해서는, 90초간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 120초 이상으로 한다. T2 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하더라도 얻어지는 효과는 포화되고, 또한 생산성이 저하된다. 게다가 농화된 탄소가 탄화물로서 석출되어 잔류 γ를 확보할 수 없어, 신도가 열화된다. 그 때문에, T2 온도역에서의 유지 시간은 바람직하게는 1800초 이하, 보다 바람직하게는 1500초 이하, 더 바람직하게는 1000초 이하, 보다 더 바람직하게는 500초 이하, 한층 더 바람직하게는 300초 이하이다.

여기에서, T2 온도역에서의 유지 시간이란, T1 온도역에서 유지한 후에 가열하여, 강판의 온도가 400℃가 되는 시점으로부터, T2 온도역에서 유지한 후에 냉각을 개시하여, 강판의 온도가 400℃에 도달할 때까지의 시간을 의미한다. 예를 들면 T2 온도역에서의 유지 시간은, 도 3 중, 「y」의 구간의 시간이다. 본 발명에서는 전술한 바와 같이, 균열 후, T1 온도역으로 냉각하는 도중에 T2 온도역을 통과하고 있지만, 본 발명에서는, 이 냉각 시에 통과하는 시간은 T2 온도역에 있어서의 체재 시간에 포함시키고 있지 않다. 이 냉각 시에는, 체재 시간이 지나치게 짧기 때문에, 변태는 거의 일어나지 않기 때문이다.

상기 식(4)를 만족시키는 T2 온도역에서 유지하는 방법은, T2 온도역에서의 유지 시간이 50초간 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 T1 온도역 내에 있어서의 히트 패턴과 같이, T2 온도역에 있어서의 임의의 온도에서 항온 유지해도 되고, T2 온도역 내에서 냉각 또는 가열해도 된다.

한편, 본 발명에서는, 저온측의 T1 온도역에서 유지한 후, 고온측의 T2 온도역에서 유지하고 있지만, T1 온도역에서 생성된 저온역 생성 베이나이트 등에 대해서는, T2 온도역으로 가열되고, 템퍼링에 의해서 하부 조직의 회복은 생기지만, 라스 간격, 즉 잔류 γ 및/또는 탄화물의 평균 간격은 변화하지 않는다는 것을 본 발명자들은 확인했다.

[도금]

상기 고강도 강판의 표면에는, 전기 아연도금층(EG: Electro-Galvanizing), 용융 아연도금층(GI: Hot Dip Galvanized) 또는 합금화 용융 아연도금층(GA: Alloyed Hot Dip Galvanized)을 형성해도 된다.

전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층의 형성 조건은 특별히 한정되지 않고, 통상적 방법의 전기 아연도금 처리, 용융 아연도금 처리, 합금화 처리를 채용할 수 있다. 이에 의해 전기 아연도금 강판(이하, 「EG 강판」이라고 하는 경우가 있음), 용융 아연도금 강판(이하, 「GI 강판」이라고 하는 경우가 있음) 및 합금화 용융 아연도금 강판(이하, 「GA 강판」이라고 하는 경우가 있음)이 얻어진다.

EG 강판을 제조하는 경우에는, 상기 강판을, 예를 들면, 55℃의 아연 용액에 침지하면서 통전시켜, 전기 아연도금 처리를 행하는 방법을 들 수 있다.

GI 강판을 제조하는 경우에는, 상기 강판을, 예를 들면, 온도가 약 430∼500℃로 조정된 도금욕에 침지시켜 용융 아연도금을 실시하고, 그 후, 냉각하는 것을 들 수 있다.

GA 강판을 제조하는 경우에는, 상기 강판을, 예를 들면, 상기 용융 아연도금 후, 500∼540℃ 정도의 온도까지 가열하여 합금화를 행하고, 냉각하는 것을 들 수 있다.

또한, GI 강판을 제조하는 경우에는, 상기 T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에서 유지하는 공정과 용융 아연도금 처리를 겸해도 된다. 즉, T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에 있어서, 전술한 온도역으로 조정된 도금욕에 침지시켜 용융 아연도금을 실시하여, 용융 아연도금과 T2 온도역에 있어서의 유지를 겸하여 행해도 된다. 또한, GA 강판을 제조하는 경우에는, 상기 T2 온도역에 있어서, 용융 아연도금 후, 계속해서 합금화 처리를 실시하면 된다.

아연도금 부착량도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 편면당 10∼100g/m² 정도로 하는 것을 들 수 있다.

[본 발명의 고강도 강판의 이용 분야]

본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다. 본 발명의 강판은, 인장 강도가 780MPa 이상이고, 연성, 바람직하게는 가공성이 양호하다. 또한 저온 인성도 양호하여, 예를 들면 -20℃ 이하의 저온 환경 하에 있어서의 취성 파괴를 억제할 수 있다. 이 강판은 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 이용된다. 자동차의 구조 부품으로서는, 예를 들면, 프런트나 리어부 사이드 멤버나 크래쉬 박스 등의 정돌(正突) 부품을 비롯하여, 필러류 등의 보강재(예를 들면, 베어, 센터 필러 레인포스 등), 루프 레일의 보강재, 사이드 실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품, 범퍼의 보강재나 도어 임팩트 빔 등의 내충격 흡수 부품, 시트 부품 등을 들 수 있다. 또한 바람직한 본 발명의 구성에 의하면, 온간에서의 가공성도 양호하기 때문에, 온간 성형용의 소재로서도 적합하게 이용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50∼500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미한다.

본원은 2013년 9월 27일에 출원된 일본 특허출원 제2013-202536호 및 2014년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2014-71907호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2013년 9월 27일에 출원된 일본 특허출원 제2013-202536호 및 2014년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2014-71907호의 각 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강, 단, 잔부는 철 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물을 진공 용제하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 1에 있어서, REM은 La를 50% 정도, Ce를 30% 정도 함유하는 미쉬(misch) 메탈을 이용했다.

하기 표 1에 나타낸 화학 성분과, 상기 식(a)에 기초해서 Ac₃점, 상기 식(b)에 기초해서 Ms점을 산출했다.

얻어진 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 공시재를 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, 권취 온도 500℃에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉하여 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.

얻어진 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하여, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.

얻어진 냉연 강판을 하기 표 2, 3에 나타내는 「균열 온도(℃)」로 가열하고, 하기 표 2, 3에 나타내는 「균열 시간(초)」 유지하여 균열한 후, 표 2, 3에 나타내는 패턴 i∼iii에 따라서 연속 소둔하여 공시재를 제조했다. 한편, 일부의 냉연 강판에 대해서는, 패턴 i∼iii과는 상이한 스텝 냉각 등의 패턴을 실시했다. 이들은 표 2, 3 중의 「패턴」란에 「-」로 표기했다.

(패턴 i: 상기 도 3의 (i)에 대응)

균열 후, 하기 표 2, 3에 나타내는 「평균 냉각 속도(℃/초)」로 급냉 정지 온도 T(℃)까지 냉각한 후, 이 급냉 정지 온도 T에서 하기 표 2, 3에 나타내는 T1 온도역에 있어서의 유지 시간(초) 항온 유지하고, 이어서 하기 표 2, 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」까지 가열하고, 이 온도에서 하기 표 2, 3에 나타내는 「유지 온도에서의 유지 시간(초)」 항온 유지했다.

(패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)

균열 후, 하기 표 2, 3에 나타내는 「평균 냉각 속도(℃/초)」로 하기 표 2, 3에 나타내는 「급냉 정지 온도 T(℃)」까지 냉각한 후, 이 급냉 정지 온도 T로부터 하기 표 2, 3에 나타내는 「종료 온도(℃)」까지, 하기 표 2, 3에 나타내는 T1 온도역에 있어서의 「유지 시간(초)」에 걸쳐서 냉각하고, 이어서 하기 표 2, 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」까지 가열하고, 이 온도에서 하기 표 2, 3에 나타내는 「유지 시간(초)」 항온 유지했다.

(패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)

균열 후, 하기 표 2, 3에 나타내는 「평균 냉각 속도(℃/초)」로 하기 표 2, 3에 나타내는 「급냉 정지 온도 T(℃)」까지 냉각한 후, 이 급냉 정지 온도 T로부터 하기 표 2, 3에 나타내는 「종료 온도(℃)」까지, 하기 표 2, 3에 나타내는 T1 온도역에 있어서의 「유지 시간(초)」에 걸쳐서 가열하고, 이어서 하기 표 2, 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」까지 더 가열하고, 이 온도에서 하기 표 2, 3에 나타내는 「유지 시간(초)」 항온 유지했다.

하기 표 2, 3에는, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점으로부터, T2 온도역에 있어서의 유지 온도에 도달할 때까지의 시간(초)도 「T1→T2 사이의 시간」으로 해서 나타냈다. 또한, 하기 표 2, 3에, 도 3 중, 「x」의 구간의 체재 시간에 상당하는 「T1 온도역에서의 유지 시간(초)」과, 도 3 중, 「y」의 구간의 체재 시간에 상당하는 「T2 온도역에서의 유지 시간(초)」을 각각 나타냈다. T2 온도역에서 유지한 후에는, 실온까지 평균 냉각 속도 5℃/초로 냉각했다.

한편, 표 2, 3에 나타낸 예 중에는, T1 온도역에 있어서의 「급냉 정지 온도 T(℃)」 및 「종료 온도(℃)」, 및 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도에서의 유지 온도(℃)」가, 본 발명에서 규정하고 있는 T1 온도역 또는 T2 온도역으로부터 벗어나 있는 예도 있지만, 설명의 편의상, 히트 패턴을 나타내기 위해서, 각 란에 온도를 기재했다.

예를 들면 No. 30의 공시재는 표 2에 나타내는 바와 같이, 균열 후, T1 온도역에 있어서의 「급냉 정지 온도 T(℃)」 170℃까지 냉각한 후, 상기 온도 T에서의 유지를 행하지 않고(따라서, 종료 온도는 상기 T와 동일한 170℃, 「급냉 정지 온도 T에서의 유지 시간(초)」 0초), 또한 T1 온도역에서도 「T1에서의 유지 시간(초)」 4초로 거의 유지하지 않고서, 즉시 T2 온도역까지 가열한 예이다.

연속 소둔하여 얻어진 공시재의 일부에 대해서는, 실온까지 냉각한 후, 하기 도금 처리를 실시하여 EG 강판, GA 강판, GI 강판을 얻었다.

[전기 아연도금(EG) 처리]

공시재를 55℃의 아연도금욕에 침지하여 전류 밀도 30∼50A/dm²로 전기 도금 처리를 실시한 후, 수세, 건조하여 EG 강판을 얻었다. 아연도금 부착량은 편면당 10∼100g/m²로 했다.

[용융 아연도금(GI) 처리]

공시재를 450℃의 용융 아연도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하여 GI 강판을 얻었다. 아연도금 부착량은 편면당 10∼100g/m²로 했다.

[합금화 용융 아연도금(GA) 처리]

상기 아연도금욕에 침지 후, 500℃에서 합금화 처리를 더 행하고 나서 실온까지 냉각하여 GA 강판을 얻었다.

한편, No. 57, 60에 대해서는, 소정의 패턴에 따라서 연속 소둔한 후, 냉각하지 않고서, 계속해서 T2 온도역에 있어서 용융 아연도금(GI) 처리를 실시한 예이다. 구체적으로는 No. 57은, 표 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」 440℃에서 100초간 유지한 후, 냉각하지 않고서, 계속해서 460℃의 용융 아연도금욕에 5초간 침지하여 용융 아연도금을 행하고, 이어서 440℃까지 20초간에 걸쳐서 서냉을 행한 후, 실온까지 평균 냉각 속도 5℃/초로 냉각한 예이다. 또한, No. 60은, 표 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」 420℃에서 150초간 유지한 후, 냉각하지 않고서, 계속해서 460℃의 용융 아연도금욕에 5초간 침지하여 용융 아연도금을 행하고, 이어서 440℃까지 20초간에 걸쳐서 서냉을 행한 후, 실온까지 평균 냉각 속도 5℃/초로 냉각한 예이다.

또한, No. 58, 61, 65에 대해서는, 소정의 패턴에 따라서 연속 소둔한 후, 냉각하지 않고서, 계속해서 T2 온도역에 있어서 용융 아연도금 및 합금화 처리를 실시한 예이다. 즉, 표 3에 나타내는 T2 온도역에 있어서의 「유지 온도(℃)」에서 소정 시간 유지한 후, 냉각하지 않고서, 계속해서 460℃의 용융 아연도금욕에 5초간 침지하여 용융 아연도금을 행하고, 이어서 500℃로 가열하고 이 온도에서 20초간 유지하여 합금화 처리를 행하고, 실온까지 평균 냉각 속도 5℃/초로 냉각한 예이다.

상기 도금 처리에서는, 적절히 알칼리 수용액 침지 탈지, 수세, 산세 등의 세정 처리를 행했다.

얻어진 공시재의 구분을 하기 표 2, 3의 「냉연/도금 구분」의 란에 나타낸다. 표 중, 「냉연」은 냉연 강판, 「EG」는 EG 강판, 「GI」는 GI 강판, 「GA」는 GA 강판을 각각 나타낸다.

얻어진 공시재(냉연 강판, EG 강판, GI 강판, GA 강판을 포함하는 의미. 이하 동일.)에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음의 순서로 행했다.

《금속 조직의 관찰》

금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 및 폴리고날 페라이트의 면적률은 SEM 관찰한 결과에 기초해서 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.

[고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트의 면적률]

공시재의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4 위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50μm×약 50μm로 했다.

다음으로, 관찰 시야 내에 있어서, 백색 또는 옅은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초해서 측정했다. 이들 평균 간격에 의해서 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은 점산법에 의해 측정했다.

폴리고날 페라이트의 면적률 a(면적%), 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b(면적%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률 c(면적%)를 하기 표 4, 5에 나타낸다. 표 4, 5 중, B는 베이나이트, M은 마텐자이트, PF는 폴리고날 페라이트를 각각 의미한다. 또한, 상기 면적률 a, 합계 면적률 b, 및 면적률 c의 합계 면적률(면적%)도 아울러 나타낸다.

또한, 관찰 시야 내에 확인되는 폴리고날 페라이트립의 원 상당 직경을 측정하여, 평균값을 구했다. 결과를 하기 표 4, 5의 「PF의 평균 원 상당 직경 D(μm)」의 란에 나타낸다.

[잔류 γ의 체적률]

금속 조직 중, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 공시재의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하고, 하기 식으로부터 잔류 γ의 체적률(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은 리켄덴시제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)으로 해서 실온에서 측정했다.

Vγr=(1-I/Is)×100

또한, 공시재의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 레페라 부식시켜 판 두께의 1/4 위치를 광학 현미경을 이용해 관찰 배율 1000배로 5시야에 대해서 관찰하여, 잔류 γ와 담금질 마텐자이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경 d를 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경 d가 7μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함함)인 경우를 합격(OK), 15% 이상인 경우를 불합격(NG)으로 해서 평가 결과를 하기 표 4, 5의 「MA 혼합상 수비율 평가 결과」의 란에 나타낸다.

[IQ 분포]

공시재의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 판 두께의 1/4 위치에서, 100μm×100μm의 영역에 대하여, 1스텝: 0.25μm로 18만점의 EBSD 측정(텍셈라보라토리즈사제 OIM 시스템)을 실시했다. 이 측정 결과로부터 각 립에 있어서의 평균 IQ값을 구했다. 한편, 결정립은, 측정 영역 내에 완전히 하나의 결정립이 들어가 있는 것만을 측정 대상으로 함과 더불어, CI＜0.1의 측정점은 해석에서 제외했다. 또한 하기 식(1), 식(2)에서는, 최대측, 최소측 모두 각각 전체 데이터수의 2%의 데이터를 제외했다. 표 4, 표 5 중, (IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)의 값을 「식(1)」, σIQ/(IQmax-IQmin)의 값을 「식(2)」에 기재했다.

(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40···(1)

σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25···(2)

《기계적 특성의 평가》

[인장 강도(TS), 신도(EL)]

인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초해서 인장 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 공시재의 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 공시재로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 6, 7의 「TS(MPa)」, 「EL(%)」의 란에 각각 나타낸다.

[저온 인성]

저온 인성은 JIS Z2242에 기초해서 -20℃에서의 샤르피 충격 시험을 행하여, 그때의 취성 파면율(%)에 의해서 평가했다. 단, 시험편 폭에 대해서는, 판 두께와 동일한 1.4mm로 했다. 시험편은, 공시재의 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향이 되도록, V 노치 시험편을 공시재로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 6, 7의 「저온 인성(%)」의 란에 나타낸다.

[신장 플랜지성(λ)]

신장 플랜지성(λ)은 구멍 확장률에 의해서 평가했다. 구멍 확장률은 철강 연맹 규격 JFST 1001에 기초해서 구멍 확장 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 6, 7의 「λ(%)」의 란에 나타낸다.

[굽힘성(R)]

굽힘성(R)은 한계 굽힘 반경에 의해서 평가했다. 한계 굽힘 반경은 JIS Z2248에 기초해서 V 굽힘 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 공시재의 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향, 즉 굽힘 능선(稜線)이 압연 방향과 일치하도록, JIS Z2204에서 규정되는 판 두께 1.4mm로 한 1호 시험편을 공시재로부터 잘라낸 것을 이용했다. 한편, V 굽힘 시험은 균열이 발생하지 않도록 시험편의 길이 방향의 단면(端面)에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.

다이와 펀치의 각도는 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 변경해서 V 굽힘 시험을 행하여, 균열이 발생하지 않고서 굽힐 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경으로서 구했다. 측정 결과를 하기 표 6, 7의 「한계 굽힘 R(mm)」의 란에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페(loupe)를 이용하여 관찰하고, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 해서 판정했다.

[에릭센값]

에릭센값은 JIS Z2247에 기초해서 시험을 행하여 측정했다. 시험편은 90mm×90mm×두께 1.4mm가 되도록 공시재로부터 잘라낸 것을 이용했다. 에릭센 시험은 펀치 지름이 20mm인 것을 이용하여 행했다. 측정 결과를 하기 표 6, 7의 「에릭센값(mm)」의 란에 나타낸다. 한편, 에릭센 시험에 의하면, 강판의 전체 신도 특성과 국부 연성의 쌍방에 의한 복합 효과를 평가할 수 있다.

강판에 요구되는 신도(EL)는 인장 강도(TS)에 의해서 상이하기 때문에, 인장 강도(TS)에 따라서 신도(EL)를 평가했다. 마찬가지로 신장 플랜지성(λ), 굽힘성(R) 및 에릭센값 등의 다른 바람직한 기계적 특성도 인장 강도(TS)에 따라서 기준을 설정했다. 저온 인성은 일률적으로 -20℃에서의 샤르피 충격 시험에서 취성 파면율이 10% 이하를 합격 기준으로 했다.

하기 평가 기준에 기초해서, 신도(EL), 및 저온 인성을 만족하고 있는 경우를 연성, 및 저온 인성이 우수하다(양)고 했다. 또 신도(EL), 신장 플랜지성(λ), 굽힘성(R), 에릭센값, 저온 인성의 모든 특성이 만족되어 있는 경우를 가공성, 및 저온 인성이 보다 우수하다(우)고 했다. 양 또는 우는 합격예이다. 이에 비하여, 신도(EL) 또는 저온 인성 중 어느 것이 기준값에 미치지 못한 경우를 불합격(불가)으로 했다. 평가 결과를 하기 표 6, 7의 「종합 평가」의 란에 나타냈다.

[780MPa급의 경우]

인장 강도(TS) : 780MPa 이상 980MPa 미만

신도(EL) : 25% 이상

저온 인성 : 10% 이하

신장 플랜지성(λ) : 30% 이상

굽힘성(R) : 1.0mm 이하

에릭센값 : 10.4mm 이상

[980MPa급의 경우]

인장 강도(TS) : 980MPa 이상 1180MPa 미만

신도(EL) : 19% 이상

저온 인성 : 10% 이하

신장 플랜지성(λ) : 20% 이상

굽힘성(R) : 3.0mm 이하

에릭센값 : 10.0mm 이상

[1180MPa급의 경우]

인장 강도(TS) : 1180MPa 이상 1270MPa 미만

신도(EL) : 15% 이상

저온 인성 : 10% 이하

신장 플랜지성(λ) : 20% 이상

굽힘성(R) : 4.5mm 이하

에릭센값 : 9.6mm 이상

[1270MPa급의 경우]

인장 강도(TS) : 1270MPa 이상 1370MPa 미만

신도(EL) : 14% 이상

저온 인성 : 10% 이하

신장 플랜지성(λ) : 20% 이상

굽힘성(R) : 5.5mm 이하

에릭센값 : 9.4mm 이상

한편, 본 발명에서는, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상 1370MPa 미만인 것을 전제로 하고 있어, 인장 강도(TS)가 780MPa 미만이거나 1370MPa 이상인 경우에는, 기계 특성이 양호하더라도 대상 외로서 취급한다. 이들은 표 6, 7의 「비고」란에 「-」로 기재했다.

상기 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 표 6, 7의 종합 평가에 양이 붙여져 있는 예는, 모두 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 예이고, 각 인장 강도(TS)에 따라서 정한 신도(EL) 및 저온 인성의 기준값을 만족하고 있다. 또한 종합 평가에 우가 붙여져 있는 예는, 모두 본 발명에서 규정하는 바람직한 요건도 만족하고 있는 예이고, 각 인장 강도(TS)에 따라서 정한 신도(EL) 및 저온 인성에 더하여, 신장 플랜지성(λ), 굽힘성(R), 에릭센값의 기준값도 만족하고 있다.

한편, 종합 평가에 불가가 붙여져 있는 예는, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하고 있지 않은 강판이다. 상세는 다음과 같다.

No. 3은 T1 온도역에서의 급냉 정지 온도 T, 및 종료 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 잔류 γ량을 확보할 수 없어, 신도(EL)가 낮았다.

No. 4는 균열 온도가 지나치게 높았기 때문에, 폴리고날 페라이트가 생성되지 않아, 신도(EL)가 낮았다.

No. 5는, 균열 후, T2 온도역을 초과하는 고온측의 420℃에서 유지한 후, T1 온도역을 하회하는 저온측의 320℃에서 유지한 예이다. 즉, T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지를 행하지 않았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 7은 T1 온도역에서의 급냉 정지 온도 T, 및 종료 온도가 지나치게 높았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 12는 균열 온도가 지나치게 낮아, 오스테나이트로의 역변태가 거의 진행되지 않았기 때문에, 가공 조직이 많이 잔존하는 폴리고날 페라이트량이 많아져, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 14는, 균열 후, T1 온도역을 초과하는 고온측의 440℃에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 저온측의 380℃에서 유지한 예이다. 즉, T1 온도역에서의 유지를 행하지 않고, 냉각 후 T2 온도역에서의 재가열 처리를 행하지 않았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 16은, 균열 후, T1 온도역에서의 급냉 정지 온도 T, 및 종료 온도가 지나치게 높았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 22는 균열 시간이 지나치게 짧았기 때문에, 페라이트가 많이 남고, 금속 조직에서 차지하는 폴리고날 페라이트 면적률이 높았다. 또한 탄화물이 미고용인 채 남아 있으므로 잔류 γ가 적었다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 23은 급냉 정지 온도 T가 Ms점보다도 높았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 24는, 균열 후, T1 온도역에 있어서의 임의의 온도 T까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 지나치게 느린 예이다. 이 예에서는, 냉각 도중에 폴리고날 페라이트나 펄라이트가 생성되어, 잔류 γ량이 부족했다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 30은 T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 31은 T1 온도역에서의 유지 시간이 길고, T2 온도역에서의 유지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 잔류 γ량을 확보할 수 없어, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 32는 GA 강판의 비교예이며, T1 온도역에서의 급냉 정지 온도 T, 및 종료 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 잔류 γ량을 확보하지 못하여, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 33은 급냉 정지 온도 T가 Ms점보다도 높았기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 36은 T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길었기 때문에, 잔류 γ량이 부족했다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 39는 T2 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 상기 식(1)을 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 41은 T2 온도역에서의 유지 온도가 지나치게 높아 펄라이트가 생성되었기 때문에, 잔류 γ량이 감소하여, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 42는 T2 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 상기 식(1)을 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 44는 T2 온도역에서의 재가열 처리를 행하지 않았기 때문에, 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 46, 55는 T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧기 때문에, 상기 식(1), 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 62는, 균열 후, T1 온도역을 초과하는 고온측의 430℃에서 유지한 후, 실온까지 냉각한 예이다. T1 온도역에서의 유지를 행하지 않고, 냉각 후 T2 온도역에서의 재가열 처리를 행하지 않았기 때문에, 상기 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 68은, 균열 후, T1 온도역을 초과하는 고온측의 450℃∼420℃에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 저온측의 350℃에서 유지한 예이다. T1 온도역에서의 유지를 행하지 않고, 냉각 후 T2 온도역에서의 재가열 처리를 행하지 않았기 때문에, 상기 식(2)를 만족하는 원하는 IQ 분포가 얻어지지 않아, 저온 인성이 나빴다.

No. 69는 C량이 지나치게 적은 표 1의 강종 W를 이용한 예이다. 이 예에서는 잔류 γ의 생성량이 적었다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 70은 Si량이 지나치게 적은 표 1의 강종 X를 이용한 예이다. 이 예에서는 잔류 γ의 생성량이 적었다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

No. 71은 Mn량이 지나치게 적은 표 1의 강종 Y를 이용한 예이다. 이 예에서는 충분히 담금질이 되어 있지 않기 때문에, 냉각 중에 다량의 폴리고날 페라이트가 생성되어, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제되고, 잔류 γ의 생성이 적었다. 그 때문에, 신도(EL)가 저하되었다.

1: 잔류 γ 및/또는 탄화물
2: 중심 위치간 거리
3: MA 혼합상
4: 구 γ립계
5: 고온역 생성 베이나이트
6: 저온역 생성 베이나이트 등

Claims

질량%로,
C: 0.10∼0.5%,
Si: 1.0∼3.0%,
Mn: 1.5∼3%,
Al: 0.005∼1.0%,
P: 0% 초과 0.1% 이하, 및
S: 0% 초과 0.05% 이하를 만족하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
해당 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
(1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률 a가 금속 조직 전체에 대하여 10∼50%이며,
(1b) 상기 베이나이트는,
인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트와,
인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리, 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고,
상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b가 금속 조직 전체에 대하여 0% 초과 80% 이하,
상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률 c가 금속 조직 전체에 대하여 0% 초과 80% 이하를 만족하고,
(2) 포화 자화법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상,
(3) 전자선 후방 산란 회절법(EBSD)으로 측정되는 방위차 3° 이상의 경계로 둘러싸이는 영역을 결정립이라고 정의했을 때에, 해당 결정립 중 체심 입방 격자(체심 정방 격자를 포함함)의 결정립마다 해석한 EBSD 패턴의 선명도에 기초하는 각 평균 IQ(Image Quality)를 이용한 분포가 하기 식(1), (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판.
(IQave-IQmin)/(IQmax-IQmin)≥0.40···(1)
σIQ/(IQmax-IQmin)≤0.25···(2)
식 중,
IQave는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 평균값
IQmin은 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최소값
IQmax는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 최대값
σIQ는 각 결정립의 평균 IQ 전체 데이터의 표준 편차를 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률 b가 금속 조직 전체에 대하여 10∼80%,
상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률 c가 금속 조직 전체에 대하여 10∼80%를 만족하는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, 상기 MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 원 상당 직경 d가 7μm 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 0% 이상 15% 미만인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경 D가 0μm 초과 10μm 이하인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 강판은 이하의 (a)∼(e) 중 적어도 하나를 추가로 함유하는 고강도 강판.
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, 및 Mo: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
(b) Ti: 0% 초과 0.15% 이하, Nb: 0% 초과 0.15% 이하, 및 V: 0% 초과 0.15% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
(d) B: 0% 초과 0.005% 이하
(e) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소
제 1 항에 있어서,
상기 강판의 표면에 전기 아연도금층, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖고 있는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법으로서,
상기 성분 조성을 만족하는 강재를 800℃ 이상 Ac₃점-10℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과,
해당 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한 후,
150℃ 이상 400℃ 이하(단, 하기 식으로 표시되는 Ms점이 400℃ 이하인 경우에는, Ms점 이하)를 만족시키는 임의의 온도 T까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 또한 하기 식(3)을 만족시키는 T1 온도역에서 10∼200초 유지하고,
이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 T2 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하고 나서 냉각하는 것을 특징으로 하는 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
150℃≤T1(℃)≤400℃···(3)
400℃＜T2(℃)≤540℃···(4)
Ms점(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
식 중, Vf는 별도로, 가열, 균열로부터 냉각까지의 소둔 패턴을 재현한 샘플을 제작했을 때의 해당 샘플 중의 페라이트 분율 측정값을 의미한다. 또한 식 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 해서 계산한다.
제 7 항에 있어서,
상기 식(4)를 만족시키는 온도역에서 유지한 후, 냉각하고, 이어서 전기 아연도금, 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 식(4)를 만족시키는 온도역에서 용융 아연도금 또는 합금화 용융 아연도금을 행하는 고강도 강판의 제조 방법.