KR20180099867A

KR20180099867A - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20180099867A
Application number: KR1020187022339A
Authority: KR
Inventors: 유스케 기마타; 요시히코 오노; 겐지 가와무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-02-10
Filing date: 2017-02-07
Publication date: 2018-09-05
Also published as: JPWO2017138503A1; MX2018009735A; EP3415655B1; CN108699660A; KR102119332B1; EP3415655A1; CN108699660B; US20190040482A1; US11739392B2; EP3415655A4; JP6338024B2; WO2017138503A1

Abstract

인장 강도 (TS) 가 1320 ㎫ 이상이고, 게다가 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.20 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, Mn : 2.4 ％ 초과 5.0 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, 및 N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 조직은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로, 하부 베이나이트가 40 ％ 이상 85 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트가 5 ％ 이상 40 ％ 미만, 잔류 오스테나이트가 10 ％ 이상 30 ％ 이하, 폴리고날 페라이트가 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 자동차 외판, 구조 골격재, 기타 모든 기계 구조 부품을 제조하기 위해서 최적인, 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 견지로부터, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 그 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의한 차체 부품의 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발하다.

일반적으로, 강판의 고강도화를 도모하기 위해서는, 강판의 조직 전체에 대해 마텐자이트나 베이나이트 등의 경질상(相)의 비율을 증가시킬 필요가 있다. 그러나, 경질상의 비율을 증가시키는 것에 의한 강판의 고강도화는 가공성의 저하를 초래하는 점에서, 고강도와 우수한 가공성을 겸비한 강판의 개발이 요망되고 있다. 지금까지, 페라이트와 마텐자이트의 2 상을 갖는 DP 강판이나 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강판 등, 여러 가지 복합 조직 강판이 개발되어 왔다.

복합 조직 강판에 있어서 경질상의 비율을 증가시킨 경우, 강판의 가공성은 경질상의 가공성의 영향을 강하게 받게 된다. 이는, 경질상의 비율이 적고 연질인 폴리고날 페라이트가 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 강판의 가공성에 대해 지배적이고, 경질상의 가공성이 충분하지 않은 경우에 있어서도 연성 등의 가공성은 확보된 것에 반해, 경질상의 비율이 많은 경우에는, 폴리고날 페라이트의 변형능이 아니라 경질상의 변형능 자체가 강판의 가공성에 직접 영향을 주게 되기 때문이다.

이 때문에, 냉연 강판의 경우에는, 어닐링 및 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 폴리고날 페라이트의 양을 조정한 후, 강판을 워터 퀀칭하여 마텐자이트를 생성시키고, 재차 강판을 승온하여 고온 유지함으로써, 마텐자이트를 템퍼링하고, 경질상인 마텐자이트 중에 탄화물을 생성시켜, 마텐자이트의 가공성을 향상시켜 왔다. 그러나, 통상, 이와 같은 워터 퀀칭을 실시하는 연속 어닐링 워터 퀀칭 설비의 경우에는, 퀀칭 후의 온도는 필연적으로 수온 근방이 되기 때문에, 미변태 오스테나이트의 대부분이 마텐자이트 변태하는 점에서, 잔류 오스테나이트나 그 밖의 저온 변태 조직의 활용은 곤란하였다. 그 때문에, 경질 조직의 가공성의 향상은 어디까지나 마텐자이트의 템퍼링에 의한 효과에 한정되어, 결과적으로 강판의 가공성의 향상도 한정된 것으로 되어 있었다.

종래, 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합 조직 강판에 관해서, 예를 들어 특허문헌 1 에는, 소정의 합금 성분을 규정하여, 강판 조직을, 잔류 오스테나이트를 갖는 미세하고 균일한 베이나이트로 함으로써, 굽힘 가공성 및 충격 특성이 우수한 고장력 강판이 개시되어 있다. 또, 예를 들어 특허문헌 2 에는, 소정의 합금 성분을 규정하여, 강판 조직을, 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트, 또는, 추가로 페라이트로 하고, 또한 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 규정함으로써, 베이크 경화성이 우수한 복합 조직 강판이 개시되어 있다. 또한, 예를 들어 특허문헌 3 에는, 소정의 합금 성분을 규정하여, 강판 조직을, 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트를 면적률로 90 ％ 이상, 베이나이트 중의 잔류 오스테나이트량을 1 ％ 이상 15 ％ 이하로 하고, 또한 베이나이트의 경도 (HV) 를 규정함으로써, 내충격성이 우수한 복합 조직 강판이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-235253호 일본 공개특허공보 2004-76114호 일본 공개특허공보 평11-256273호

그러나, 특허문헌 1 에 기재되는 성분 조성에서는, 강판에 변형을 부여했을 때에, 고변형역에서 TRIP 효과를 발현하는 안정적인 잔류 오스테나이트의 양을 확보하는 것이 곤란하여, 굽힘성은 얻어지지만, 소성 (塑性) 불안정이 생기기까지의 연성이 낮아, 벌징 성형성이 떨어진다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 2 에 기재되는 강판에서는, 베이크 경화성은 얻어지지만, 베이나이트, 또는, 추가로 페라이트를 주체로서 함유하고, 마텐자이트를 최대한 억제한 조직이기 때문에, 1180 ㎫ 초과의 인장 강도 (TS) 로 하는 것은 물론, 고강도화시에 있어서의 가공성을 확보하는 것도 곤란하다는 문제가 있었다. 그리고, 특허문헌 3 에 기재된 강판에서는, 내충격성을 향상시키는 것을 주목적으로 하고 있고, 경도가 HV250 이하인 베이나이트를 주상으로 하고, 구체적으로는 이것을 90 ％ 초과로 포함하는 조직이기 때문에, 인장 강도 (TS) 를 1180 ㎫ 초과로 하는 것은 매우 곤란하다는 문제가 있었다.

한편, 프레스 가공에 의해 성형되는 자동차 부품 중, 예를 들어 자동차 충돌시에 변형을 억제하는 도어 임팩트 빔이나 범퍼 레인포스 등, 특히 강도가 요구되는 부품의 소재로서 사용되는 강판에는 1180 ㎫ 이상, 그리고 향후 추가로 1320 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 요구된다. 또, 비교적 형상이 복잡한 구조 부품인 멤버류나 센터 필러 이너 등의 구조 부품에는, 980 ㎫ 이상, 그리고 향후 추가로 1180 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 요망된다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도 (TS) 가 1320 ㎫ 이상이고, 게다가 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해, 강판의 성분 조성 및 마이크로 조직에 대해 예의 검토를 거듭하였다. 그 결과, 마텐자이트 및 하부 베이나이트 조직을 활용하여 강판의 고강도화를 도모함과 함께, 강판 중의 C 함유량을 0.20 ％ 이상으로 많게 하고, 오스테나이트 단상역에서 어닐링한 강판을 급랭하여 오스테나이트를 일부 마텐자이트 변태시킨 후, 마텐자이트의 템퍼링과 하부 베이나이트 변태 및 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모함으로써, 가공성, 특히 강도와 연성 및 강도와 연신 플랜지성의 밸런스가 현저하게 우수하며, 게다가 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 고강도 강판이 얻어지는 것을 알아냈다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.20 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, Mn : 2.4 ％ 초과 5.0 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, 및 N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판 조직은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로, 하부 베이나이트가 40 ％ 이상 85 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트가 5 ％ 이상 40 ％ 미만, 잔류 오스테나이트가 10 ％ 이상 30 ％ 이하, 폴리고날 페라이트가 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상, 인장 강도 × 전연신이 18000 ㎫·％ 이상, 인장 강도 × 구멍 확장률이 40000 ㎫·％ 이상인 고강도 강판.

[2] 추가로, 상기 강판 조직은, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하인 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 추가로, 상기 강판 조직은, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균이 0.60 질량％ 이상인 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로, V : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, Cu : 2.0 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] 상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로, Ti : 0.1 ％ 이하, Nb : 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[6] 상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로, B : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[7] [1], [4] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 어닐링을 한 후, Ms 점－100 ℃ 이상 Ms 점 미만의 제 1 온도역까지 평균 냉각 속도 3 ℃/초 이상으로 냉각시키고, 이어서, 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하 또한 400 ℃ 이하의 제 2 온도역으로 승온하여, 그 제 2 온도역에 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 상기 열간 압연에서는, 조(粗)압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하는 조압연을 실시하고, 이어서, 마무리 압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하는 마무리 압연을 실시하는 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도 강판이란, 인장 강도 (TS) 가 1320 ㎫ 이상인 강판으로, 냉연 강판, 도금 처리, 합금화 도금 처리 등 표면 처리를 냉연 강판에 실시한 강판을 포함하는 것이다. 또, 본 발명에 있어서, 가공성이 우수하다란, 인장 강도 (TS) 와 전연신 (T.EL) 의 곱의 값 (TS×T.EL) 이 18000 ㎫·％ 이상, 인장 강도 (TS) 와 구멍 확장률 (λ) 의 곱의 값 (TS×λ) 이 40000 ㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 더욱 상세하게 말하면, 인장 강도 (TS) 가 1320 ㎫ 이상 1470 ㎫ 미만의 범위에 있어서, λ ≥ 32 ％ 이면서 T.EL ≥ 16 ％ 이고, 인장 강도 (TS) 가 1470 ㎫ 이상에 있어서, λ ≥ 25 ％ 이면서 T.EL ≥ 15 ％ 인 것을 의미한다.

본 발명에 의하면, 가공성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 강판은, TS : 1320 ㎫ 이상이고, 또한, TS×T.EL : 18000 ㎫·％ 이상, TS×λ : 40000 ㎫·％ 이상으로 연성 및 연신 플랜지성이 우수하기 때문에, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 바람직하게 사용할 수 있어, 공업상 유효한 효과를 가져온다.

도 1 의 (A) 는 상부 베이나이트를 설명하는 일부 확대 개략도이고, 도 1 의 (B) 는 하부 베이나이트를 설명하는 일부 확대 개략도이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.20 ％ 이상 0.40 ％ 이하

C 는 강판의 고강도화 및 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보하는데 필요 불가결한 원소이다. 또, 마텐자이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.20 ％ 미만에서는, 강판의 강도와 가공성을 확보하는 것이 어렵다. 따라서, C 함유량은 0.20 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.25 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면, 부재로서 가공했을 때의 용접부 및 용접 열영향부의 경화가 현저하여, 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.40 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.36 ％ 이하이다.

Si : 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하

Si 는, 고용 강화에 의해 강의 강도 향상과 탄화물 생성의 억제에 기여하는 유용한 원소이다. 그 때문에, Si 는 0.5 ％ 이상 함유시킨다. 그러나, Si 함유량이 2.5 ％ 를 초과하면 적(赤)스케일 등의 발생에 의한 표면 성상의 열화나 화성 처리성의 열화를 일으키는 경우가 있기 때문에, Si 함유량은 2.5 ％ 이하로 한다. 따라서, Si 함유량은 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하로 한다.

Mn : 2.4 ％ 초과 5.0 ％ 이하

Mn 은, 강의 강화나 오스테나이트의 안정화에 유효하고, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Mn 이 2.4 ％ 이하인 경우에는, 어닐링 후의 냉각 속도가 3 ℃/s 이상이어도 페라이트가 10 ％ 를 초과하여 생성되는 경우기 있기 때문에, 1320 ㎫ 이상의 강도 확보가 어려워진다. 그 때문에, Mn 은 2.4 ％ 초과로 한다. 바람직하게는 3.0 ％ 이상이다. 그러나, Mn 함유량이 5.0 ％ 를 초과하면 주조성의 열화나 베이나이트 변태의 억제 등을 일으킨다. 그 때문에, Mn 함유량은 5.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 따라서, Mn 함유량은 5.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 4.5 ％ 이하이다.

P : 0.1 ％ 이하

P 는, 강의 강화에 유용한 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면, 입계 편석에 의해 취화되어 내충격성이 열화된다. 또, 강판에 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에는, 합금화 속도를 대폭 지연시킨다. 따라서, P 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또한, P 함유량은, 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 미만으로 하기에는 대폭적인 비용 증가를 초래하기 때문에, 그 하한은 0.005 ％ 가 바람직하다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는, MnS 등의 개재물이 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우를 따른 균열의 원인이 되기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, S 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다. 또한, S 함유량을 0.0005 ％ 미만으로 하기에는 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 제조 비용의 관점에서는 그 하한은 0.0005 ％ 가 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Al 은, 제강 공정에서 탈산제로서 첨가되는 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Al 은, 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Al 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 연속 주조시의 슬래브 균열의 위험성이 높아진다. 따라서, Al 함유량은 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 강의 내시효성을 가장 크게 열화시키는 원소로, 적극 저감시키는 것이 바람직하다. N 함유량이 0.010 ％ 를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, N 을 0.001 ％ 미만으로 하기에는 큰 제조 비용의 증가를 초래하기 때문에, 제조 비용의 관점에서는 그 하한은 0.001 ％ 가 바람직하다.

잔부는 철 (Fe) 및 불가피적 불순물이다.

이상의 필수 함유 원소에 의해, 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성이 얻어지지만, 상기 필수 함유 원소에 추가하여, 필요에 따라서 하기 원소를 첨가할 수 있다.

V : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, Cu : 2.0 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

V, Mo, Cu 는, V : 1.0 ％, Mo : 0.5 ％, Cu : 2.0 ％ 를 각각 초과하면, 경질인 마텐자이트의 양이 과대하게 되어, 필요한 가공성을 얻을 수 없게 된다. 따라서, V, Mo, Cu 를 함유시키는 경우에는, V, Mo, Cu 의 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 V : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, Cu : 2.0 ％ 이하로 한다. 또한, V, Mo, Cu 는, 어닐링 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, V, Mo, Cu 의 1 종 또는 2 종 이상을, 각각 V : 0.005 ％ 이상, Mo : 0.005 ％ 이상, Cu : 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.1 ％ 이하, Nb : 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ti, Nb 는, 각각의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하된다. 따라서, Ti, Nb 를 함유시키는 경우에는, 각각 Ti : 0.1 ％ 이하, Nb : 0.1 ％ 이하로 한다. 또한, Ti, Nb 는, 강의 석출 강화에 유용하며, 그 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb 의 1 종 또는 2 종을 각각 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 는, B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, B 를 함유시키는 경우에는, 0.0050 ％ 이하로 한다. 또한, B 는, 오스테나이트 입계로부터 폴리고날 페라이트가 생성·성장하는 것을 억제하는데 유용한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, B 를 0.0003 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 중요한 요건인 조직 등에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 면적률은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로 한다.

하부 베이나이트의 면적률 : 40 ％ 이상 85 ％ 미만

베이나이트 변태에 의한 베이나이틱 페라이트의 생성은, 미변태 오스테나이트 중의 C 를 농화시켜, 가공시에 고변형역에서 TRIP 효과를 발현하여 변형 분해능을 높이는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해 필요하다. 오스테나이트에서 베이나이트로의 변태는, 대략 150 ∼ 550 ℃ 의 넓은 온도 범위에 걸쳐서 일어나고, 이 온도 범위 내에서 생성되는 베이나이트에는 여러 가지의 것이 존재한다. 종래에는, 이와 같은 여러 가지 베이나이트를 간단히 베이나이트로 규정하는 경우가 많았지만, 본 발명에서 목표로 하는 인장 강도와 가공성을 얻기 위해서는, 베이나이트 조직을 명확하게 규정할 필요가 있다. 그래서, 본 발명에서는, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트를 다음과 같이 정의한다. 이하, 도 1 을 참조하면서 설명한다.

도 1 의 (A) 를 참조하여, 상부 베이나이트란, 라스 (lath) 상의 베이나이틱 페라이트이고, 라스상의 베이나이틱 페라이트 중에는 동일 방향으로 성장한 탄화물이 존재하지 않고, 라스 간에 탄화물이 존재하는 것을 말한다. 또, 도 1 의 (B) 를 참조하여, 하부 베이나이트란, 라스상의 베이나이틱 페라이트이거, 라스상의 베이나이틱 페라이트 중에는 동일 방향으로 성장한 탄화물이 존재하는 것을 말한다. 즉, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트는, 베이나이틱 페라이트 중에 있어서의 동일 방향으로 성장한 탄화물의 유무에 의해 구별할 수 있다. 이와 같은 베이나이틱 페라이트 중에 있어서의 탄화물의 생성 상태의 차이는, 강판의 강도에 큰 영향을 준다. 베이나이틱 페라이트 중에 탄화물을 갖지 않는 상부 베이나이트는, 하부 베이나이트에 비해 연질이다. 따라서, 본 발명에서 목표로 하는 인장 강도를 얻기 위해서는, 하부 베이나이트의 면적률을 40 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, 하부 베이나이트의 면적률이 85 ％ 이상에서는, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 얻기 위해 충분한 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없게 되기 때문에, 85 ％ 미만으로 한다. 따라서, 하부 베이나이트의 면적률은, 40 ％ 이상 85 ％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 50 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 80 ％ 미만이다.

템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트의 면적률 : 5 ％ 이상 40 ％ 미만

마텐자이트는 경질상으로, 강판의 강도를 상승시킨다. 또, 베이나이트 변태 이전에 마텐자이트를 생성함으로써, 베이나이트 변태를 촉진시킨다. 그 때문에, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트의 면적률이 5 ％ 미만에서는, 베이나이트 변태를 충분히 촉진시키지 못하여, 전술한 하부 베이나이트 면적률을 달성할 수 없다. 한편, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트의 면적률이 40 ％ 이상에서는, 베이나이트 조직이 감소하여 안정적인 잔류 오스테나이트량을 확보할 수 없기 때문에, 연성 등의 가공성이 저하되는 것이 문제가 된다. 따라서, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트의 면적률은, 5 ％ 이상 40 ％ 미만으로 한다. 바람직하게는 10 ％ 이상이다. 바람직하게는 30 ％ 이하이다.

또한, 마텐자이트는 전술한 하부 베이나이트와 명확하게 구별될 필요가 있고, 마텐자이트는 조직 관찰에 의해 판별할 수 있다. 구체적으로는, 템퍼링되어 있지 않은 퀀치드 상태의 마텐자이트는 조직 중에 탄화물이 존재하지 않는데 반해, 템퍼드 마텐자이트는 조직 중에 랜덤한 복수의 성장 방향을 갖는 탄화물이 존재한다. 하부 베이나이트는 전술한 바와 같이 라스상의 베이나이틱 페라이트 중에 동일 방향으로 성장한 탄화물이 존재한다. 또한, 조직의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

전체 마텐자이트 중, 템퍼드 마텐자이트의 비율 : 80 ％ 이상 (적합 조건)

템퍼드 마텐자이트의 비율이, 전체 마텐자이트의 면적의 80 ％ 미만인 경우, 인장 강도는 1320 ㎫ 이상이 되지만, 충분한 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이는, 고 C 를 함유하는 퀀치드 상태의 마텐자이트가 매우 경질이어서 변형능이 낮고, 인성이 열등하기 때문에, 그 양이 많아지면 변형 부여시에 취성적으로 파괴되어, 결과적으로 우수한 연성 및 연신 플랜지성을 얻을 수 없게 되기 때문이다. 이와 같은 퀀치드 상태의 마텐자이트는, 템퍼링함으로써, 강도는 약간 저하되지만 마텐자이트 자체의 변형능은 대폭 개선되기 때문에, 변형 부여시에 있어서의 취성적인 파괴는 발생하지 않는다. 따라서, 본 발명의 조직 구성에 의하면, TS×T.EL 을 18000 ㎫·％ 이상, TS×λ 를 40000 ㎫·％ 이상을 실현할 수 있다. 또, 템퍼드 마텐자이트의 비율이 전체 마텐자이트 면적 80 ％ 이상이면 항복 강도 1000 ㎫ 이상 확보하는 것이 용이해진다. 따라서, 마텐자이트 중 템퍼드 마텐자이트의 비율은, 강판 중에 존재하는 전체 마텐자이트 면적의 80 ％ 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 전체 마텐자이트 면적의 90 ％ 이상이다. 또한, 템퍼드 마텐자이트는, 주사형 전자 현미경 (SEM) 에 의한 관찰 등에 의해서 마텐자이트 중에 미세한 탄화물이 석출된 조직으로서 관찰되므로, 마텐자이트 내부에 이와 같은 탄화물이 인정되지 않는 퀀치드 상태의 마텐자이트와는 명료하게 구별할 수 있다. 조직의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트량의 면적률 : 10 ％ 이상 30 ％ 이하

잔류 오스테나이트는, 가공시에 TRIP 효과에 의해 마텐자이트 변태되어, 고 C 를 함유하는 경질의 마텐자이트에 의해 고강도화를 진행시키는 것과 동시에 변형 분산능을 높임으로써 연성을 향상시킨다.

본 발명의 강판에서는, 일부를 마텐자이트 변태시킨 후에, 예를 들어 탄화물의 생성을 억제한 하부 베이나이트 변태 등을 활용하여, 특히, 탄소 농화량을 높인 잔류 오스테나이트를 형성한다. 그 결과, 가공시에 고변형역에서도 TRIP 효과를 발현할 수 있는 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다.

잔류 오스테나이트량이 10 ％ 미만인 경우, 충분한 TRIP 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 30 ％ 를 초과하면, TRIP 효과 발현 후에 생기는 경질의 마텐자이트의 양이 과대하게 되어, 인성이나 연신 플랜지성의 열화 등이 문제가 된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 양은, 10 ％ 이상 30 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 14 ％ 이상이다. 더욱 바람직하게는, 18 ％ 이상이다. 바람직하게는 25 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, 22 ％ 이하이다.

이와 같은 잔류 오스테나이트, 하부 베이나이트 및 마텐자이트를 병존시켜 활용함으로써, 인장 강도 (TS) 가 1320 ㎫ 이상인 고강도 영역에서도 양호한 가공성이 얻어진다. 양호한 가공성이란, 구체적으로는, TS×T.EL 의 값이 18000 ㎫·％ 이상, TS×λ 의 값이 40000 ㎫·％ 이고, 강도와 가공성의 밸런스가 매우 우수한 강판을 얻을 수 있다.

여기서, 잔류 오스테나이트는, 마텐자이트나 하부 베이나이트에 둘러싸인 상태로 분포하기 때문에, 조직 관찰에 의해 그 양 (면적률) 을 정확하게 정량하기가 어렵다. 그러나, 종래부터 행해지고 있는 잔류 오스테나이트량을 측정하는 수법인 X 선 회절 (XRD) 에 의한 강도 측정, 구체적으로는 페라이트와 오스테나이트의 X 선 회절 강도비로부터 구해진다. 또한, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 구할 수 있다. 본 발명에서는, 잔류 오스테나이트량이 10 ％ 이상이면, 충분한 TRIP 효과를 얻을 수 있고, TS 가 1320 ㎫ 이상이고, TS×T.EL 이 18000 ㎫·％ 이상, 또한, TS×λ 가 40000 ㎫·％ 이상을 달성할 수 있는 것이 확인되어 있다.

폴리고날 페라이트의 면적률 : 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)

폴리고날 페라이트의 면적률이 10 ％ 를 초과하면, 인장 강도 1320 ㎫ 이상을 만족하는 것이 곤란해진다. 이와 동시에, 가공시에 경질상 내에 혼재된 연질의 폴리고날 페라이트에 변형이 집중함으로써 가공시에 용이하게 균열이 발생하여, 결과적으로 원하는 가공성이 얻어지지 않는다. 여기서, 폴리고날 페라이트의 면적률이 10 ％ 이하이면, 폴리고날 페라이트가 존재해도 경질상 중에 소량의 폴리고날 페라이트가 고립 분산된 상태가 되어, 변형의 집중을 억제할 수 있고, 가공성의 열화를 피할 수 있다. 또, 폴리고날 페라이트가 10 ％ 를 초과하여 존재하면 항복 강도가 1000 ㎫ 이하로 저하되어 버려, 자동차 부품에 적용된 경우의 부품 강도가 불충분해진다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 3 ％ 이하이며, 0 ％ 여도 된다. 또한, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균 : 0.60 질량％ 이상 (적합 조건)

TRIP 효과를 활용해 우수한 가공성을 얻기 위해서는, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 중요하다. 본 발명의 강판에 있어서는, 종래 행해지고 있는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량 (잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균) 을 측정하는 방법인 X 선 회절 (XRD) 에서의 회절 피크의 시프트량으로부터 구하는 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.60 질량％ 이상이면, 한층 더 우수한 가공성이 얻어진다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 0.60 질량％ 미만인 경우, 가공시에 있어서 저변형역에서 마텐자이트 변태가 생겨 버려, 가공성을 향상시키는 고변형역에서의 TRIP 효과를 충분히 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 0.60 질량％ 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.70 질량％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량이 2.00 질량％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정이 되어, 가공 중에 마텐자이트 변태가 생기지 않아, TRIP 효과가 발현되지 않는 것에 의해서, 연성의 저하가 우려된다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 량은 2.00 질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경 : 2.0 ㎛ 이하 (적합 조건)

잔류 오스테나이트의 결정 입경이 조대해지면, 가공시에 있어서 이 커다란 잔류 오스테나이트의 변태 부분이 균열의 기점이 되어, 연신 플랜지성을 열화시켜 버리는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 2.0 ㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.8 ㎛ 이하로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 어닐링을 한 후, Ms 점－100 ℃ 이상 Ms 점 미만의 제 1 온도역까지 평균 냉각 속도 3 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 이어서, 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하 또한 400 ℃ 이하의 제 2 온도역으로 승온하여, 그 제 2 온도역에 15 초 이상 1000 초 이하 유지할 수 있다.

이하, 상세히 설명한다.

본 발명에 있어서, 적합 성분 조성으로 조정한 강편을 제조한 후, 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

본 발명에 있어서, 이들 처리에 특별히 제한은 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 되지만, 바람직한 제조 조건은 다음과 같다. 강편을, 1000 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 온도역으로 가열한 후, 조압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하는 조압연을 실시하고, 이어서, 마무리 압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 870 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도역으로 하는 마무리 압연을 실시하여 열간 압연을 종료하고, 얻어진 열연 강판을 350 ℃ 이상 720 ℃ 이하의 온도역에서 권취한다. 이어서, 열연 강판을 산세 후, 40 ％ 이상 90 ％ 이하의 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 판두께 0.5 ㎜ 이상 5.0 ㎜ 이하의 냉연 강판으로 한다.

열간 압연에 있어서의, 조압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하고, 또한 마무리 압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 함으로써, Mn 의 표층 편석을 완화시키는 것이 가능해진다. 또한, 조압연의 1 패스째의 압하율이 10 ％ 미만인 경우에는, Mn 편석이 저감되지 않아 강판의 성형성이 열화된다. 10 ％ 이상으로 함으로써 Mn 편석 저감에 일정한 효과가 얻어지지만, 15 ％ 를 초과하는 경우에는 압연 부하가 커지기 때문에, 상한은 15 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 조압연의 1 패스째의 압하율을 12 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 한다. 또, 마무리 압연의 1 패스째의 압하율이 10 ％ 미만인 경우에는, Mn 편석이 저감되지 않아 강판의 성형성이 열화된다. 10 ％ 이상으로 함으로써 Mn 편석 저감에 일정한 효과가 얻어지지만, 15 ％ 를 초과하는 경우에는 압연 부하가 커지기 때문에, 상한은 15 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 마무리 압연의 1 패스째의 압하율을 12 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 한다.

또한, 본 발명에서는, 강판을 통상적인 제강, 주조, 열간 압연, 산세 및 냉간 압연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있지만, 예를 들어, 박슬래브 주조나 스트립 주조 등에 의해 열간 압연 공정의 일부 또는 전부를 생략하고 제조해도 된다.

얻어진 냉연 강판에, 이하의 열처리 (어닐링) 를 실시한다.

오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 어닐링을 실시한다.

본 발명의 강판은, 마텐자이트, 하부 베이나이트 등, 미변태 오스테나이트로부터 변태시켜 얻는 저온 변태상을 주상으로 하는 것으로, 폴리고날 페라이트는 최대한 적은 것이 바람직하다. 이 때문에 오스테나이트 단상역에서의 어닐링이 필요하다. 어닐링 온도에 관해서는, 오스테나이트 단상역이면 특별히 제한은 없지만, 어닐링 온도가 1000 ℃ 를 초과하면 오스테나이트립의 성장이 현저하여, 나중의 냉각에 의해 발생하는 각 상의 조대화를 일으켜, 인성 등을 열화시킨다. 따라서, 어닐링 온도는, 오스테나이트 변태 완료 온도 : Ac3 점 (℃) 이상으로 할 필요가 있고, 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, Ac3 점은, 다음 식에 의해 산출할 수 있다. 또한, [X％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 하고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

Ac3 점 (℃) = 910－203×[C％]^1/2＋44.7×[Si％]－30×[Mn％]＋700×[P％]＋400×[Al％]－20×[Cu％]＋31.5×[Mo％]＋104×[V％]＋400×[Ti％]

또, 어닐링 시간이 15 초 미만인 경우에는, 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않는 경우나, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 시간이 1000 초를 초과하면, 다대한 에너지 소비에 수반되는 비용 증가를 초래한다. 따라서, 어닐링 시간은 15 초 이상 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는, 60 초 이상이다. 바람직하게는, 500 초 이하이다.

어닐링 후의 냉연 강판은, Ms 점－100 ℃ 이상 Ms 점 미만의 제 1 온도역까지, 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상으로 제어하여 냉각한다.

이 냉각은, Ms 점 : 마텐자이트 변태 개시 온도, 미만까지 냉각함으로써 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시키는 것이다. 제 1 온도역의 하한이 Ms 점－100 ℃ 미만에서는, 이 시점에서 미변태 오스테나이트가 마텐자이트화하는 양이 과대해져, 우수한 강도와 가공성의 양립이 불가능하다. 한편, 제 1 온도역의 상한이 Ms 점 이상이 되면, 적정한 마텐자이트량을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 제 1 온도역의 범위는, Ms 점－100 ℃ 이상 Ms 점 미만으로 한다. 바람직하게는 Ms 점－80 ℃ 이상이다. 더욱 바람직하게는 Ms 점－50 ℃ 이상이다.

또, 평균 냉각 속도가 3 ℃/초 미만인 경우, 폴리고날 페라이트의 과잉 생성, 성장이나, 펄라이트, 상부 베이나이트 등의 석출이 생겨, 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도부터 제 1 온도역까지의 평균 냉각 속도는, 3 ℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 5 ℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 8 ℃/초 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각 정지 온도에 편차가 생기지 않는 한 특별히 한정되지 않지만, 100 ℃/초 이하가 바람직하다.

여기서, 상기 서술한 Ms 점은, 포마스타 시험 등에 의한 냉각시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정하는 것이 바람직하지만, 예를 들어 다음 식에 나타내는 것과 같은 근사식에 의해서 구할 수도 있다. Ms 점은, 경험적으로 구해지는 근사치이다. 또한, 포마스타 시험 등에 의한 실측치와 근사식에 의한 계산치 중, 가장 낮은 쪽을 채용한다.

Ms 점 (℃) = 565－31×[Mn％]－13×[Si％]－12×[Mo％]－600×(1-exp(-0.96×[C％]))

단, [X％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 하고, 함유하지 않는 경우에는 0 으로 한다.

제 1 온도역까지 냉각된 강판은, 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하 또한 400 ℃ 이하의 제 2 온도역까지 승온 (가열) 하여, 제 2 온도역에서 15 초 이상 1000 초 이하의 시간 유지한다.

제 2 온도역에서는, 어닐링 온도부터 제 1 온도역까지의 냉각에 의해 생성된 마텐자이트의 템퍼링과, 미변태 오스테나이트를 하부 베이나이트로 변태시켜, 고용 C 를 오스테나이트 중에 농화시키는 것 등에 의해서, 오스테나이트의 안정화를 진행시킨다. 본 발명의 강은, Mn 함유량이 2.4 ％ 초과 5.0 ％ 이하로 많기 때문에, 하부 베이나이트 변태의 적정 온도 범위가 저온화되고 있어, 제 2 온도역은 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하이면서 또한 400 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 제 2 온도역의 상한이, Bs 점－50 ℃ 이하 또는 400 ℃ 이하 중, 어느 낮은 온도를 초과하는 경우에는, 하부 베이나이트가 아니라 상부 베이나이트를 생성하거나, 베이나이트 변태 자체를 억제하거나 한다. 한편, 제 2 온도역의 하한이 300 ℃ 미만인 경우에는, 고용 C 의 확산 속도가 현저하게 저하되어, 하부 베이나이트는 생성되지 않고 오스테나이트 중으로의 C 농화량이 적어지기 때문에, 필요한 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 얻을 수 없다. 따라서, 제 2 온도역의 범위는, 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하 또한 400 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 320 ℃ 이상이다. 바람직하게는, Bs 점－50 ℃ 이하 또한 380 ℃ 이하이다. 또한, 제 1 온도역은, 제 2 온도역보다 낮은 온도이다.

또, 제 2 온도역에서의 유지 시간이 15 초 미만인 경우에는, 마텐자이트의 템퍼링이나 하부 베이나이트 변태가 불충분해져, 원하는 강판 조직으로 할 수 없다. 그 결과, 얻어지는 강판의 가공성을 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 따라서, 이 제 2 온도역에서의 유지 시간의 하한은, 15 초로 할 필요가 있다. 한편, 제 2 온도역에서의 유지 시간의 상한은, 제 1 온도역에서 생성된 마텐자이트에 의한 베이나이트 변태 촉진 효과에 의해, 1000 초이면 충분하다. 통상, C, Mn 등의 합금 성분이 많아지는 경우에는, 베이나이트 변태는 지연된다. 그러나, 본 발명에서는 마텐자이트와 미변태 오스테나이트가 공존하기 때문에, 베이나이트 변태 속도가 현저하게 빨라진다. 본 발명에서는, 이 작용을 베이나이트 변태 촉진 효과에 이용한다. 또한, 제 2 온도역에서의 유지 시간이 1000 초를 초과하는 경우에는, 강판의 최종 조직에 있어서, 미변태 오스테나이트로부터 탄화물이 석출되어 C 농화된 안정된 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없다. 그 결과, 원하는 강도와 연성 또는 그 양방이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 제 2 온도역에서의 유지 시간은, 15 초 이상 1000 초 이하로 한다. 바람직하게는, 100 초 이상이다. 바람직하게는, 700 초 이하이다.

여기서, 상기 서술한 Bs 점은 베이나이트 변태 개시 온도이다. Bs 점은, 포마스타 시험 등에 의한 냉각시의 열팽창 측정이나 전기 저항 측정에 의한 실측에 의해 결정하는 것이 바람직하지만, 예를 들어 다음 식에 나타내는 것과 같은 근사식에 의해 구할 수도 있다. Bs 점은, 경험적으로 구해지는 근사치이다.

Bs 점 (℃) = 830－270×[C％]－90×[Mn％]－83×[Mo％]

단, [X％] 는 강판의 성분 원소 X 의 질량％ 로 하고, 함유하지 않은 경우에는 0 으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서의 일련의 열처리에서는, 상기 서술한 소정의 온도 범위 내이면, 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 소정의 온도 범위 내에서 변동해도 본 발명의 취지를 해치지 않는다. 냉각 속도에 대해서도 동일하다. 또, 열이력만 만족한다면, 강판은 어떠한 설비로 열처리를 실시해도 상관없다. 게다가 열처리 후에, 형상 교정을 위해 강판의 표면에 조질 압연을 실시하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다. 그리고 또한, 도금 처리, 합금화 도금 처리 등 표면 처리를 냉연 강판에 실시하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을, 1250 ℃ 로 가열하여, 표 2 에 나타내는 조압연의 1 패스째의 압연율 (압하율) 로 조압연을 실시하고, 이어서, 표 2 에 나타내는 마무리 압연의 1 패스째의 압연율 (압하율), 마무리 압연 종료 온도를 870 ℃ 에서 마무리 열간 압연한 열연 강판을 550 ℃ 에서 권취하고, 이어서 열연 강판을 산세 후, 60 ％ 의 압연율 (압하율) 로 냉간 압연하여, 판두께 : 1.2 ㎜ 의 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다. 또한, 표 2 중의 냉각 정지 온도 : T1 이란, 제 1 온도역에 있어서의, 강판의 냉각을 정지하는 온도이다. 열처리 후, 얻어진 강판에 압연율 (연신율) 0.3 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이상에 의해 얻어진 강판의 각 특성을 이하의 방법으로 평가하였다.

조직의 면적률

각 강판으로부터 압연 방향에 평행한 단면의 판두께 중심부를 잘라 연마하고, 나이탈 부식 후, 판폭 방향에 평행한 법선을 갖는 면을 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 3000 배로 10 시야 조직 관찰하여, 각 조직의 면적률을 측정하고, 각 결정립의 조직 구조를 동정하였다. 조직의 면적률은, 화상 해석에 의해 하부 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 마텐자이트 등으로 분리하고, 관찰 시야 면적에 대한 각 조직이 차지하는 면적의 비율을 면적률로서 구하였다.

잔류 오스테나이트량

잔류 오스테나이트량은, 강판을 판두께 방향으로 판두께의 1/4 까지 연삭·연마하고, X 선 회절 강도 측정에 의해 구하였다. 입사 X 선에는 Co-Kα 를 이용하고, 페라이트의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도비로부터 잔류 오스테나이트량을 계산하였다. 또한, 여기서 구한 잔류 오스테나이트량을, 잔류 오스테나이트 면적률로서 표 3 에 나타낸다.

잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균

잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균은, X 선 회절 강도 측정에서의 오스테나이트의 (200), (220), (311) 각 면의 강도 피크로부터 격자 정수를 구하고, 다음의 계산식으로부터 잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균 (질량％) 을 구하였다.

a0 = 0.3580＋0.0033×[C％]＋0.00095×[Mn％]＋0.0056×[Al％]＋0.022×[N％]

단, a0 : 격자 정수 (㎚), [X％] : 원소 X 의 질량％ 로 하고, 함유 하지 않은 경우에는 0 으로 한다. 또한, C 이외의 원소의 질량％ 는, 강판 전체에 대한 질량％ 로 하였다.

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경

잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경은, TEM (투과형 전자 현미경) 에 의해 10 개의 잔류 오스테나이트를 관찰하고, 얻어진 조직 화상에 대해 Media Cybernetics 사의 Image-Pro 를 사용하여, 각각의 면적을 구하여, 원 상당 직경을 산출하고, 그들의 값을 평균하여, 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경을 구하였다.

기계 특성

인장 시험은, 강판의 판폭 방향을 길이 방향으로 한 JIS 5 호 시험편 (JIS Z 2201) 을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거해 실시했다. TS (인장 강도), T.EL (전연신) 을 측정하고, 인장 강도과 전연신의 곱 (TS×T.EL) 을 산출하여, 강도와 가공성 (연성) 의 밸런스를 평가하였다. 또한, 본 발명에서는, TS ≥ 1320 (㎫) 의 경우를 양호로 하며, 또, TS×T.EL ≥ 18000 (㎫·％) 의 경우를 양호로 하였다.

그리고 100 ㎜×100 ㎜ 의 시험편을 채취하여, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 준거해 실시했다. 초기 직경 d0 = 10 ㎜ 의 구멍을 타발하여, 꼭지각 : 60°의 원추 펀치를 상승시켜 구멍을 확장시켰을 때에, 균열이 판두께를 관통한 시점에서 펀치의 상승을 정지시키고, 균열 관통 후의 타발 구멍 직경 (d) 을 측정하여, 다음 식

구멍 확장률 (％) = ((d-d0)/d0)×100

으로 산출하였다. 동일 번호의 강판에 대해 3 회 시험을 실시하여, 구멍 확장률의 평균치 (λ％) 를 구하고, 연신 플랜지성을 평가하였다.

인장 강도과 구멍 확장률의 곱 (TS×λ) 을 산출하여, 강도와 가공성 (연신 플랜지성) 의 밸런스를 평가하였다. 또한, 본 발명에서는, TS×λ ≥ 40000 (㎫·％) 의 경우를 양호로 하였다. 이상의 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 으로부터 분명한 바와 같이, 본 발명예에서는, 모두, TS 가 1320 ㎫ 이상이고, 또한 TS×T.EL 의 값이 18000 ㎫·％ 이상, TS×λ 의 값이 40000 ㎫·％ 이상으로서, TS : 1320 ㎫ 이상 1470 ㎫ 미만의 범위에 있어서는, λ ≥ 32 ％ 또한 T.EL ≥ 16 ％ 이고, TS : 1470 ㎫ 이상에 있어서는, λ ≥ 25 ％ 또한 T.EL ≥ 15 ％ 로, 고강도와 우수한 가공성을 겸비한 강판이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

Claims

성분 조성은, 질량％ 로,
C : 0.20 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하,
Mn : 2.4 ％ 초과 5.0 ％ 이하,
P : 0.1 ％ 이하,
S : 0.01 ％ 이하,
Al : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
및 N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강판 조직은, 강판 조직 전체에 대한 면적률로, 하부 베이나이트가 40 ％ 이상 85 ％ 미만, 템퍼드 마텐자이트를 포함하는 마텐자이트가 5 ％ 이상 40 ％ 미만, 잔류 오스테나이트가 10 ％ 이상 30 ％ 이하, 폴리고날 페라이트가 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 이고,
인장 강도가 1320 ㎫ 이상, 인장 강도 × 전연신이 18000 ㎫·％ 이상, 인장 강도 × 구멍 확장률이 40000 ㎫·％ 이상인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 상기 강판 조직은, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정 입경이 2.0 ㎛ 이하인 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 상기 강판 조직은, 상기 잔류 오스테나이트 중의 C 량의 평균이 0.60 질량％ 이상인 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로,
V : 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.5 ％ 이하,
Cu : 2.0 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로,
Ti : 0.1 ％ 이하,
Nb : 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 함유하는 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 추가하여, 질량％ 로, B : 0.0050 ％ 이하를 함유하는 고강도 강판.
제 1 항, 제 4 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에, 열간 압연, 냉간 압연을 실시하고,
이어서, 오스테나이트 단상역에서 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 어닐링을 한 후, Ms 점－100 ℃ 이상 Ms 점 미만의 제 1 온도역까지 평균 냉각 속도 3 ℃/초 이상으로 냉각시키고,
이어서, 300 ℃ 이상 Bs 점－50 ℃ 이하 또한 400 ℃ 이하의 제 2 온도역으로 승온하여, 그 제 2 온도역에 15 초 이상 1000 초 이하 유지하는 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 열간 압연에서는, 조압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하는 조압연을 실시하고,
이어서, 마무리 압연의 1 패스째의 압하율을 10 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위로 하는 마무리 압연을 실시하는 고강도 강판의 제조 방법.