WO2012091328A2 - 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for forming a member having excellent ductility, a molding member, and a method for manufacturing the same. It is about a method.
  • the patent includes austenite single phase using low strength and high processability before heat treatment. After performing heat treatment and press molding in reverse, a fast engraving with a mold is performed, and the content regarding the ultra-high strength steel plate which makes martensite the main phase in a final product is disclosed.
  • the above techniques have limitations in automotive parts that can be applied due to difficulty in obtaining sufficient collision resistance due to low elongation of less than 103 ⁇ 4>.
  • One aspect of the present invention is to provide a steel sheet for a molded member, a molded member and a method of manufacturing the same having excellent ductility while having very high strength by heat treatment.
  • the present invention is in weight%, C: 0.1-1.0%, Si + Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03% or less ( Provided is a steel sheet for forming members having excellent ductility, comprising 0), balance Fe and other unavoidable impurities.
  • the steel sheet is selected from the group consisting of the following (a), (b), (c), (d) and (e) It is preferable to further contain 1 or more types.
  • the steel sheet may be one of a hot rolled steel sheet, a annealed steel sheet, or a plated steel sheet.
  • the plated steel sheet may be formed of a metal or resin coating layer on the hot rolled steel sheet or ducted steel sheet.
  • the metal coating layer is preferably formed using one of aluminum plating, zinc plating, alloyed zinc plating and zinc electroplating, wherein the resin coating layer is formed using one or two types of sol-gel or aluminum powder. desirable.
  • the steel sheet preferably includes 5 to 40% residual austenite, 60 to 95% martensite and 10% or less (including 0%) of ferrite in a microstructure after heat treatment.
  • the present invention is in weight%, C: 0.1-1.0%, Si + Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03% or less ( 0, balance Fe and others It consists of unavoidable impurities, and the microstructure provides a ductile molded member having an area fraction of 5-4. Retained austenite, 60-95% martensite and 10% or less (including 0%) ferrite. . It is preferable that the said molding member further contains 1 or more types chosen from the group which consists of the following (a), (b), (c), (d), and (e).
  • the molded member has a tensile strength of lOOOOMpa or more and an elongation of 1 or more.
  • the present invention is in weight%, C: 0.1-1.0%, Si + Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03% or less
  • a press forming step of press forming a steel sheet composed of balance Fe and other unavoidable impurities A feeding step of feeding the press-formed steel sheet to a temperature range of Ms to Mf; And a heating step of heating and maintaining the sharpened steel sheet to a temperature range below Acl.
  • An excellent method for producing a molded member is provided. It is preferable that the said steel plate further contains 1 or more types chosen from the group which consists of following (a), (b), (c), (d), and (e).
  • the step of increasing the temperature to the austenite region above the Ac3 temperature may further include.
  • the quenching is
  • the retention time is preferably 1 to 10000 seconds after the reheating.
  • Figure 2 (a) is a microstructure photograph for Comparative Example 6 of the present invention example.
  • Figure 2 (b) is a microstructure photograph for Example 7 of the present invention embodiment.
  • the present invention is to improve the elongation of the member through a method of properly controlling the component system, quenching between the Mn ⁇ Mf temperature of the steel sheet, and reheating and holding below the Acl temperature in manufacturing the molded member. That is, the conventional method for manufacturing a member of the steel sheet for heat treatment is to produce a high-strength member having martensite as the main phase by sharpening the steel sheet to below the Mf temperature after hot forming, while the temperature between Ms to Mf where martensite transformation is not completely completed.
  • the molding member referred to below refers to a workpiece obtained by processing a steel sheet in a predetermined form, and may be applied to a use capable of utilizing the physical properties of the steel of the present invention. It includes all members that are present.
  • C is not only an essential element for increasing the strength of the steel sheet, but also needs to be appropriately added to secure residual austenite to be implemented in the present invention. If the C content is less than 0.1%, sufficient strength cannot be obtained even if the heat treatment is performed in the austenitic single-phase zone, and it is difficult to secure more than 5 residual austenite when heat-treating the member after hot forming or hot forming. In addition, when it contains more than 1.0%, the toughness and weldability are easily decreased, and in the manufacture of steel sheet, that is, not only makes it difficult to weld the steel sheet in the pickling and rolling process, but also in the annealing and plating process. The strength is so high that it is difficult to mold. Accordingly, the content range of C is preferably in the range of 0.1 ⁇ 1.03 ⁇ 4>.
  • Si and A1 play a very important role in the present invention.
  • Si and A1 are quenched between the steel sheets Ms and Mf and kept below the Acl temperature, the carbon in martensite is not precipitated, so that a large amount of carbon is concentrated to the unmodified residual austenite, thereby remaining stable austenite in the final member. It is an element to secure. If the total content of Si and A1 is less than 0.4%, this effect is difficult to expect, and if it exceeds 3%, it is difficult to remove the surface scale of the hot rolled steel sheet and raise the manufacturing cost by increasing the heat treatment temperature for manufacturing the member. So that the content 0 to 4 to 3.0).
  • ⁇ is a solid solution strengthening element which not only contributes to the increase in strength, but also delays the transformation of austenite to ferrite and lowers the Ac 3 temperature.
  • Mn content is less than 0.1%, a high heat treatment temperature is required to heat-treat the steel sheet in the austenitic single phase region, which accelerates the oxidation of the steel sheet and deteriorates the heat resistance of the plated steel sheet even when a plated steel sheet is used.
  • the desired high strength cannot be secured by the abnormal reverse heat treatment in which ferrite and austenite coexist.
  • the Mn content is more than 5.0%, problems such as weldability and hot rolling are desirable, so that the Mn content range is preferably 0.1-5.0%.
  • P exhibits an effect of inhibiting carbide generation during heat treatment of martensite, but limits the upper limit to 0.1% because excessive weldability deteriorates weldability.
  • P in order to control P below 0.0001%, since manufacturing cost is large, it is preferable to limit a minimum to 0.0001%.
  • S is an element present in the steel as an impurity and inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet. If the S content is less than 0.03%, such an adverse effect is not so large that the upper limit is It is preferable to set it as 0.03%. However, in order to control the content of S to less than 0.0001%, a lot of manufacturing costs are required, so it is preferable to limit the lower limit to 0.00 is 3 ⁇ 4.
  • N is an element inevitably contained in the steel, it forms a nitride to improve the delayed fracture characteristics by hydrogen, and the solid solution N also plays a role of improving the yield strength during the baking treatment after baking.
  • the N exceeds 0.03%, the slab stack sensitivity is increased during playing, and pores in the slab are likely to occur, so it is preferable to control it to 0.03% or less.
  • the content of N is more preferably controlled to 0.02% or less, and even more preferably 0.01% or less.
  • At least one member selected from the group consisting of Cr, Mo, and W, which are hardenability enhancing elements is selected from the group consisting of 0.01, 2.0%, and Ti, Nb, Zr, and V, which are precipitation enhancing elements. 0.001 to 0.4% of one or more, 0.005 to 2.0% of one or two of Cu or Ni as strength enhancing elements, B: 0.0001-0.01% as grain boundary strengthening and hardenability elements or Sb: 0.001 to improve plating properties Additional -0.1% may be included.
  • Cr, Mo, and W improve the hardenability, and therefore have the effect of securing high strength. Big. In addition, since the hardenability is improved, an appropriate strength can be secured even when the hard angle is not secured due to incomplete contact with the mold during the high temperature forming process. If the content of Cr ⁇ Mo or W is 0.01%, sufficient hardenability cannot be obtained. If the content of Cr ⁇ Mo or W exceeds 2.0%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases. It is desirable to.
  • Ti, Nb, Zr, and V are elements that improve the strength increase, grain size refinement, and heat treatment characteristics of the steel sheet.
  • the content of Ti, Nb, Zr and V is less than 0.001%, it is difficult to expect the above effects, and when the content exceeds 0.4%, excessive manufacturing costs increase. Therefore, it is preferable to make the content into 0.001-0.4%.
  • Cu is an element which produces fine Cu precipitates and improves strength.
  • the desired strength cannot be sufficiently obtained, and when the Cu content exceeds 2.0%, the operability may be inferior.
  • Ni is an effective element for increasing strength and improving heat treatment.
  • the content of Cu and Ni is preferably 0.005 to 2.0%.
  • the content is a hardenable element, and even if a trace amount is added, high strength can be ensured in the heat-treated steel. Can be.
  • the content is less than 0.0001%, such an effect cannot be obtained.
  • the content exceeds 0.01%, the effect is not only saturated but also causes deterioration of hot workability. Therefore, the content is preferably 0.0001 to 0.01%.
  • Sb is a surface thickening element
  • the Si and A1 added in the present invention can be suppressed from surface annealing to form oxides and inferior plating properties.
  • the content is preferably 0.001 to 0.1%.
  • the microstructure of the molded member proposed by the present invention preferably contains 5 to 40% of retained austenite, 60 to 95) of martensite and 10% or less (including 0%) of ferrite. If the residual austenite fraction is less than 5%, it is difficult to secure the high elongation target of the present invention.
  • martensite is included as said residual austenite other residual structure. Martensite is partially produced during rapid ablation between Ms and Mf, and may be produced upon ablation after heat treatment at temperatures below Acl. At this time, some carbides may be produced in the martensite. It is preferable that such a fraction of martensite becomes 60 to 95%. If the martensite fraction is less than 60% It is difficult to sufficiently secure the desired strength, and when it exceeds 95%, the retained austenite cannot be sufficiently secured.
  • the martensite mentioned above may include both martensite and temper martensite.
  • ferrite may be generated during the heat treatment between the Acl and Ac3 silver or at the slow angle after the heat treatment, preferably including the upper limit of 10%. If the ferrite fraction exceeds 10%, it is difficult to sufficiently secure the desired strength.
  • the tensile strength and the elongation of 10% or more, which are the physical properties of the present invention, to be achieved are achieved.
  • the member can be provided.
  • the upper limit is not particularly limited.
  • a method of manufacturing a steel sheet that is, a hot rolled steel sheet, a ductile steel sheet and a plated steel sheet which can be applied to the present invention is as follows.
  • hot rolling is performed.
  • the heating temperature is less than 1000 o C, homogenization of the playing tissue is not sufficiently performed.
  • the heating temperature exceeds 1300, the increase in manufacturing cost is increased. It is very likely to occur.
  • the hot finish rolling is finished at an Ar3 temperature of 1000 o C or less. If the hot finish rolling temperature is less than the Ar3 temperature, abnormal rolling may occur, resulting in hot rolled grains, and inferior in operability.
  • the hot rolled steel sheet manufactured as described above may be used as a heat treatment member or may be used as a molding member after being pickled.
  • the hot-rolled steel sheet or pickled hot-rolled steel sheet may be plated to improve corrosion resistance, and such plated steel sheet is also suitable for use as a molding member.
  • the plating type and method are not particularly limited since the conventional methods in the art can be used.
  • the hot rolled steel sheet is subjected to continuous annealing or annealing, but the conditions of the annealing process are not particularly limited. However, it is preferable to lower the strength before heat treatment in order to favor the hot forming and heat treatment.
  • the cold rolled steel sheet may also be subjected to plating treatment similarly to the hot rolled steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet is not particularly limited since the cold rolled steel sheet has a slight influence on securing a material pursued by the present invention.
  • the plating method of the hot rolled steel sheet and the ductile steel sheet aluminum plating, zinc plating, alloyed zinc plating, zinc electroplating, or the like may be used.
  • a resin coating may be performed instead of the plating, and the resin coating may be performed using one or two kinds of sol-gel or aluminum powder.
  • the steel sheet of the present invention as described above, after the heat treatment, the microstructure comprises 5 to 40% residual austenite, 60 to 95% martensite and 10% or less (including 0%) ferrite in the area fraction It is preferable.
  • the manufacturing method of the molded member of this invention is demonstrated. The press forming which heat-processes after hot press molding or hot press molding using the steel plate manufactured as mentioned above is performed.
  • the above hot press molding is performed by heating up to an austenite region above the Ac3 temperature before press molding, followed by press molding.
  • the cold press molding is performed after pressing the manufactured steel sheet in between, and then the temperature rises above the austenitic region above the Ac3 temperature. It is done by doing. Thereafter, the press-formed steel sheet is quenched to a temperature range of Ms to Mf. If the sharp temperature is higher than the Ms temperature, no martensite transformation occurs, no bainite transformation occurs, and after the post-processing step, the remaining austenite is transformed into martensite to secure residual austenite at 5% or more. It is difficult.
  • the above-mentioned quench temperature is more preferably in the range of Ms ⁇ Mf (903 ⁇ 4), Mf (90%) temperature is a temperature at which 10% residual austenite can be produced. That is, by stopping the cooling in the temperature range higher than Mf (90%), the carbon content in the austenite is further concentrated, and stably remaining more than 5% after the final etching in consideration of the austenite transformed to martensite during reheating and wetting. Austenitic can be secured.
  • the sudden feeding is performed at a speed of 10 to 500 ° C / s.
  • the abrupt speed is less than 10 ° CC / s, due to the low angle of angular velocity, ferrite or bainite tissue may be generated instead of martensite, and thus a sufficient amount of martensite may not be obtained, and 500 ° C / s If it exceeds the martensite layer can be sufficiently secured, but the manufacturing cost may increase due to the excessively high angle of angular velocity. Thereafter, the quenched steel sheet needs to be maintained after heating to a temperature range below Acl.
  • the lower limit of the tempering temperature is not particularly limited, but if the Ms temperature is lower than the Ms temperature, it takes too much time to diffuse carbon into the retained austenite.
  • the holding time is preferably in the range of 1 to 10000 seconds, but less than 1 second is not sufficient to thicken the carbon in the martensite to the retained austenite, if it exceeds 10000 seconds ' Martens Excessive site softening is difficult to achieve the desired strength.
  • the steel slab having the composition components as shown in Table 1 was vacuum-dissolved, heated at 1000 to 1300 ° C for 1 hour in a heating furnace, and then hot rolled.
  • the hot rolled steel sheet was stamped and then exposed at a predetermined temperature. At this time, the hot rolling was finished in the temperature range of 850 ⁇ 950 o C, the furnace temperature was 680 o C. Thereafter, pickling was carried out using a hot rolled steel sheet, and rolling was performed with a rolling reduction ratio of 503 ⁇ 4>. remind After the annealed steel sheet was annealed at 780 ° C., continuous annealing was performed at an overaging temperature of 400 ° C. to finish the production of annealed steel sheet.
  • Residual austenite fraction was obtained by X-ray diffraction test, and the area of peaks of austenite (200), (220) and (311) and the area of peaks of ferrite (200) and (211) were obtained. Calculated. The mechanical properties and residual austenite fraction of the final product obtained therefrom are shown in Table 3 below.
  • Comparative Examples 5 and 6 do not satisfy the component system proposed by the present invention, the residual austenite fraction is less than 5%, showing an elongated elongation.
  • Comparative Examples 1 and 2 are satisfied with the component system of the present invention, but does not satisfy the T2 and SS temperature range of the manufacturing conditions, it can be seen that more than 5% residual austenite can not be secured, the elongation is low have.
  • Comparative Examples 3 and 4 In addition, the component system of the present invention is satisfied, but it does not satisfy the temperature range of T2 and T1, respectively, it can be seen that the elongation is low level, as in Comparative Example 3, when T2 temperature is below the Ms temperature , Since sufficient time and temperature for stabilizing residual austenite could not be secured, the stability of residual austenite is reduced, and most austenite is transformed into martensite at the last time, thereby obtaining abundant residual austenite. This is because, as in Comparative Example 4, when the T1 temperature is less than or equal to the Mf temperature, high strength can be ensured, but most of the austenite is transformed into martensite, so that a predetermined desired residual austenite cannot be obtained.
  • Figure 2 shows a microstructure picture of the molded member prepared as described above, (a) is a microstructure picture of Comparative Example 6, (b) Inventive Example 7.
  • Comparative Example 6 in which sufficient Si was not added, retained austenite could not be secured, and it could be seen that a large amount of cementite was precipitated in the grain or grain boundary.
  • inventive example 7 can be seen that a large amount of retained austenite at the grain boundary by stabilizing the retained austenite due to the diffusion of carbon in the heat treatment at the temperature T2.

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Abstract

본 발명은 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 구조부재 및 보강재 등에 사용될 수 있는 초고강도 및 연성을 갖는 성형 부재용 강판, 성형 부재와 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 중량%로, C: 0.1~1.0%, Si+Al: 0.4~3.0%, Mn: 0.1~5.0%, P: 0.0001~0.1%, S: 0.0001~0.03%, N: 0.03%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일측면에 따르면, 자동차 구조부재 및 보강재 등에 사용될 수 있는 초고강도 및 연성을 갖는 성형 부재를 제공할 수 있으며, 나아가, 열처리형 충돌 부재까지 확대 적용이 가능하다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
연성이 우수한 성형 부재용 강판， 성형 부재 및 그 제조방법 【기술분야】
본 발명은 연성이 우수한 성형 부재용 강판， 성형 부재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 구조부재 및 보강재 등에 사용될 수 있는 초고강도 및 연성을 갖는 성형 부재용 강판， 성형 부재와 그 제조방법에 관한 것이다.
【배경기술】
최근 자동차 승객의 안전성 규제 및 경량화에 대한 필요가 증가되면서 차체의 내충돌성 향상을 위하여 강판의 고강도화에 대한 연구가 진행되고 있다. 그러나, 자동차용 강판의 고강도화는 강판의 성형성을 현저하게 저하시켜 고강도화에 한계를 보이고 있다. 이와 같은 문제점을 해결하기 위한 대표적인 기술로는 한국 공개특허공보 제 2007-0110914호가 있는데， 상기 기술에는 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 인장강도 800MPa급의 성형성이 우수한 강판에 관하여 개시되어 있다. 그러나， lOOOMPa급 보다 더 높은 고강도를 확보하기 위해서는 다량의 C, Mn 등의 원소를 첨가해야 하며， 이로 인한 제조비용이 증가되는 문제와 넁간성형을 위한 금형마모， 형상교정의 어려움 등이 발생한다. 이와 같은 문제를 해결하면서 보다 높은 강도를 확보할 수 있는 기술로는 한국 공개특허공보 제 2007-0057689호와 미국 등록특허 US6296805가 있는데， 상기 특허에는 열처리 전의 낮은 강도와 높은 가공성을 이용하여 오스테나이트 단상역에서 열처리 및 프레스 성형을 행한 후， 금형에 의한 빠른 넁각을 실시함으로써 최종 제품에서 주상을 마르텐사이트로 하는 초고강도 강판에 관한 내용이 개시되어 있다. 그러나， 상기 기술들은 10¾>미만의 낮은 연신율로 인하여 층분한 내충돌특성을 확보하기 어려워 적용할 수 있는 자동차용 부품에 한계가 있다.
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명의 일측면은 열처리에 의하여 초고강도를 가지면서도 동시에 우수한 연성을 갖는 성형 부재용 강판， 성형 부재와 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
【기술적 해결방법】
본 발명은 중량 %로， C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 연성이 우수한 성형 부재용 강판을 제공한다.
상기 강판은 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0.01-2.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti: 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V: 0.001~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0%중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1%
상기 강판은 열연강판, 넁연강판 또는 도금강판 중 하나일 수 있으며， 이 때， 상기 도금강판은 열연강판 또는 넁연강판에 금속 혹은 수지 코팅층이 형성된 것이 바람직하다. 또한， 상기 금속 코팅층은 알루미늄도금， 아연도금， 합금화 아연도금 및 아연전기도금 중 하나를 이용하여 형성되는 것이 바람직하며， 상기 수지 코팅층은 솔젤 또는 알루미늄 분말 중 1종 또는 2종을 사용하여 형성되는 것이 바람직하다.
상기 강판은 열처리 후 미세조직이 면적분율로 5~40%의 잔류 오스테나이트， 60-95%의 마르텐사이트 및 10%이하 (0% 포함)의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명은 중량 %로， C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외)， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며， 미세조직은 면적분율로 5~4 。의 잔류 오스테나이트， 60~95%의 마르텐사이트 및 10%이하 (0% 포함)의 페라이트를 포함하는 연성이 우수한 성형 부재를 제공한다. 상기 성형 부재는 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0.01~2.0¾>로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti： 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V： 0.001~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0%중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1% 상기 성형 부재는 인장강도가 lOOOMpa이상이며， 연신율이 1 이상인 것이 바람직하다. 본 발명은 중량 %로， C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외)， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강판을 프레스 성형하는 프레스 성형단계; 상기 프레스 성형된 강판을 Ms~Mf의 온도영역까지 급넁하는 급넁단계; 및 상기 급넁된 강판을 Acl이하의 온도영역까지 가열 후， 유지하는 가열단계를 포함하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법을 제공한다. 상기 강판은 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0.01~2.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti： 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V： 0.001-0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0%중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1% 상기 프레스 성형 단계 전， Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승온하는 승온단계를 더 포함하거나， 상기 프레스 성형 단계 후， Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승은하는 승온단계를 더 포함할 수 있다. 상기 급냉은
10~500oC/s의 속도로 행하는 것이 바람직하고， 상기 재가열 후, 유지시간은 1-10000초인 것이 바람직하다.
【유리한 효과】
본 발명의 일측면에 따르면, 자동차 구조부재 및 보강재 등에 사용될 수 있는 초고강도 및 연성을 갖는 성형 부재를 제공할 수 있으며， 나아가 열처리형 층돌 부재까지 확대 적용이 가능하다. 【도면의 간단한 설명】
도 1은 본 발명에 부합하는 제조공정 조건을 나타낸 그래프이다.
도 2 (a)는 본 발명 실시예의 비교예 6에 대한 미세조직 사진이다.
도 2 (b)는 본 발명 실시예의 발명예 7에 대한 미세조직 사진이다.
【발명의 실시를 위한 형태】
본 발명은 성형 부재를 제조함에 있어서， 성분계를 적절히 제어하고， 강판의 Mn~Mf 온도 사이까지 급냉하고, 다시 Acl온도 이하로 재가열 및 유지하는 방법을 통해 부재의 연신율을 향상시키고자 하는 것이다. 즉， 통상의 열처리용 강판의 부재 제조방법은 강판을 열간성형 후 Mf온도 미만까지 급넁시켜 마르텐사이트를 주상으로 하는 고강도 부재를 제조하는 반면， 마르텐사이트 변태가 완전히 완료되지 않는 Ms~Mf온도 사이까지 넁각할 경우 층분한 잔류 오스테나이트가 생성되고， 잔류된 오스테나이트를 Acl온도 이하에서 적절히 유지시킬 경우， 마르텐사이트 내 탄소가 잔류된 오스테나이트로 농화됨으로써， 다시 넁각시킬 때 잔류 오스테나이트를 안정화시켜 일부는 마르텐사이트로 변태하지만 일부 잔류 오스테나이트가 상온까지 안정화될 수 있다는 점을 이용한 것이다. 이하， 본 발명에 대하여 상세히 설명한다. 하기에서 언급하는 성형 부재는 강판을 일정형태로 가공한 가공물을 의미하는 것으로서， 본 발명의 강이 갖는 물리적 특성을 이용할 수 있는 용도에 적용될 수 있는 모든 부재를 포함한다.
C: 0.1~1.0¾ (이하 )는 중량 ¾를 의미함)
C는 강판의 강도를 증가시키는 필수적인 원소일 뿐만 아니라， 본 발명에서 구현하고자 하는 잔류오스테나이트를 확보하기 위하여 적절히 첨가할 필요가 있다. C 함유량이 0.1% 미만인 경우에는 오스테나이트 단상역에서 열처리를 행하여도 충분한 강도를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 부재를 열간성형 또는 넁간성형 후 열처리 시 5>이상의 잔류오스테나이트를 확보하기 어렵다. 또한， 1.0%를 초과하여 함유하게 되면， 인성 및 용접성의 저하가 일어나기 쉽고, 강판의 제조 시 즉， 열연강판을 산세와 압연공정에서 강판의 용접을 어렵게 할 뿐만 아니라， 소둔 및 도금 공정에서 강판의 강도가 너무 높기 때문에 넁간성형이 어렵다. 이에 따라， 상기 C의 함량 범위는 0.1~1.0¾>의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Si+Al: 0.4-3.0%
Si와 A1은 본 발명에서 매우 중요한 역할을 한다. Si와 A1은 강판올 Ms와 Mf 사이까지 급냉한 후 Acl 온도 이하에서 유지할 때， 마르텐사이트 내 탄소가 석출되지 않게 함으로써 다량의 탄소가 미변태 잔류오스테나이트로 농화하여 최종 부재에서 안정한 잔류오스테나이트를 확보하도톡 하는 원소이다. Si와 A1의 합계 함량이 0.4% 미만인 경우에는 이러한 효과를 기대하기 어렵고， 3%를 초과하는 경우에는 열연강판의 표면 스케일을 제거하기 어렵고 부재를 제조하기 위한 열처리 온도를 높여 제조비용의 상승을 야기하기 때문에， 그 함량을 0·4~3.0)로 하는 것이 바람직하다.
Figure imgf000010_0001
Μη은 고용강화 원소로서 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라， 동시에 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 지연시키고， Ac3온도를 낮추는 역할올 하는 원소이다. Mn 함유량이 0.1% 미만인 경우， 강판을 오스테나이트 단상역에서 열처리를 하기 위해서는 높은 열처리온도가 필요하고， 이것은 강판의 산화를 가속시키고 도금강판을 사용할지라도 도금강판의 내열성을 열화시킨다. 또한， 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 이상역 열처리에 의해 원하는 높은 강도를 확보할 수 없다. Mn 함유량이 5.0%를 초과하는 경우에는 용접성， 열간압연성 등의 문제가 되기 때문에 상기 Mn의 함량 범위는 0.1-5.0%로 하는 것이 바람직하다.
P: 0.0001-0.1%
P는 Si와 유사하게 마르텐사이트를 열처리 시 탄화물 생성을 억제시키는 효과를 보이지만， 과다하게 함유되면 용접성이 열화되기 때문에 상한을 0.1%로 한정한다. 다만, P를 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들기 때문에 하한을 0.0001%로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.0001-0.03%,
S는 강 중에 불순물로서 존재하여， 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. S 함량이 0.03% 이하에서는 이러한 악영향이 크지 않기 때문에 그 상한을 0.03%로 하는 것이 바람직하다. 다만， S의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 많은 제조비용이 들기 때문에 그 하한을 0.00이¾로 한정하는 것이 바람직하다.
N: 0.03%이하 (0은 제외)
N은 강 중에 불가피하게 함유되는 원소이기는 하나， 질화물을 형성시켜 수소에 의한 내지연파괴특성을 향상시키고， 고용 N에 의하여 도장 후 소부경화 열처리시 항복강도를 향상시키는 역할을 하기도 한다. 다만， 상기 N이 0.03%를 초과하는 경우에는 연주시 슬라브 크택 민감성이 증가하고， 슬라브 내 기공이 발생하기 쉽기 때문에 0.03%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량은 0.02%이하로 제어하는 것이 보다 바람직하고， 0.01%이하로 제어하는 것이 보다 더 바람직하다. 상기와 같이 조성되는 강에 추가로, 경화능 향상 원소인 Cr, Mo 및 W로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.01-2.0%， 석출강화원소인 Ti, Nb, Zr 및 V로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 0.001~0.4%， 강도 향상 원소인 Cu 또는 Ni중 1종 또는 2종을 0.005~2.0%， 입계강화 및 경화능 원소로서 B: 0.0001-0.01% 또는 도금성 향상을 위하여 Sb: 0.001-0.1%를 추가로 포함시킬 수 있다.
Cr, Mo, W: 0.01-2.0%
Cr, Mo 및 W은 경화능을 향상시키기 때문에， 고강도를 확보할 수 있는 효과가 크다. 또한 경화능을 향상시키기 때문에， 고온 성형 가공 시 금형과 불완전한 접촉으로 넁각능이 확보되지 않을 경우에도 적절한 강도를 확보할 수 있다. Crᅳ Mo 또는 W의 함량이 0.01%인 경우에는 충분한 경화능을 얻을 수 없고， 2.0%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용이 상승하기 때문에, 함량 범위를 0.01~2.0%로 하는 것이 바람직하다.
Ti, Nb, Zr, V： 0.001-0.4%
Ti, Nb, Zr 및 V은 강판의 강도 상승, 입경 미세화 및 열처리 특성을 향상시키는 원소이다. 상기 Ti, Nb, Zr 및 V의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 위와 같은 효과를 기대하기 어렵고， 그 함량이 0.4%를 초과하게 되면, 과도한 제조 비용이 상승하게 된다. 따라서， 그 함량을 0.001-0.4%로 하는 것이 바람직하다.
Cu, Ni: 0.005-2.0%
Cu는 미세한 Cu 석출물을 생성하여 강도를 향상시키는 원소이다. 상기 Cu 함량이 0.005% 미만인 경우， 충분히 원하는 강도를 얻을 수 없고， 2.0%를 초과하면 조업성을 열위시킬 수 있다. 한편， Ni는 강도 상승 및 열처리성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그러나， 0.005% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없고， 2.0% 초과하는 경우에는 제조 비용 상숭이 발생하기 때문에， 상기 Cu와 Ni의 함량은 0.005~2.0%로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.0001-0.01%
B는 경화능이 큰 원소로서， 미량 첨가하여도 열처리강에서 높은 강도를 확보할 수 있다. 그러나， 0.0001% 미만인 경우， 이러한 효과를 얻을 수 없고， 0.01% 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 열간 가공성의 열화를 초래하므로， 그 함량을 0.0001~0.01%로 하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.001-0.1%
Sb는 표면농화 원소로서， 본 발명에서 첨가되는 Si과 A1이 소둔 시 표면 농화되어 산화물이 생성되어 도금성이 열위해지는 것을 억제할 수 있다. 그러나， 0.001% 미만에서는 이러한 효과를 얻을 수 없고， 0.1%가 초과하게 되면 열간 가공성이 열위하게 되므로， 그 함량을 0.001~0.1%로 하는 것이 바람직하다. 본 발명이 제안하는 성형 부재의 미세조직은 면적분율로 5~40%의 잔류 오스테나이트， 60~95)의 마르텐사이트 및 10%이하 (0% 포함)의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트 분율이 5%미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 높은 연신율을 확보하기 곤란하다. 다만, 이러한 잔류 오스테나이트를 40%를 초과하도톡 확보하기 위해서는 과도한 C, Si 및 A1을 첨가하여야 하기 때문에， 제조가 곤란하다는 문제가 있다. 상기 잔류 오스테나이트 외 잔부 조직으로는 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 마르텐사이트는 Ms와 Mf 사이까지 급넁 시에 일부 생성되고， Acl온도 이하에서 열처리 후 넁각 시 생성될 수 있다. 이 때， 상기 마르텐사이트 내에는 일부 탄화물이 생성될 수 있다. 이러한 마르텐사이트는 그 분율이 60~95%가 되는 것이 바람직하다. 마르텐사이트 분율이 60%미만인 경우에는 원하는 강도를 층분히 확보하기 어렵고, 95%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트를 층분히 확보할 수 없다. 상기 언급한 마르텐사이트는 마르텐사이트와 템퍼트 마르텐사이트 둘 다 포함할 수 있다. 다만， Acl과 Ac3 은도 사이에서 열처리시 또는 열처리 후 느린 넁각시에 페라이트가 생성될 수 있는데， 그 상한을 10%로 포함되도록 하는 것이 바람직하다. 페라이트 분율이 10%를 초과하게 되면 원하는 강도를 층분히 확보하기 어렵다. 전술한 성분계 및 미세조직 그리고 하기에서 설명하는 제조조건을 만족하는 경우에 본 발명이 달성하고자 하는 물성인 lOOOMpa이상의 인장강도와 10%이상의 연신율을 확보할 수 있으며， 이에 따라 우수한 강도와 연성을 갖는 성형 부재를 제공할 수 있다. 다만， 상기 인장강도와 연신율은 높으면 높을수록 좋으므로， 그 상한에 대해서 특별히 한정하지는 않는다. 이하， 본 발명에 적용될 수 있는 강판， 즉 열연강판， 넁연강판 및 도금강판의 제조방법은 다음과 같다.
상기와 같은 조성성분을 지니는 강 슬라브를 1000~1300oC에서 가열한 후, 열간압연을 행한다. 상기 가열온도가 1000oC미만인 경우에는 연주 조직의 균질화가 층분히 이루어지지 않고, 1300 를 초과하게 되면 제조 비용의 상승이 발생할 가능성이 크다. 이후, Ar3온도 이상 1000oC이하의 온도에서 열간마무리압연을 종료한다. 열간마무리압연 온도가 Ar3온도 미만인 경우에는 이상역 압연이 되어 열연흔립 발생을 초래할 수 있으며， 조업성을 열위시킨다.
1000°C를 초과하는 경우에는 결정립 조대화를 야기시킬 수 있다. 이어 Ms온도 초과 750oC이하에서 권취한다. Ms온도 이하인 경우에는 마르텐사이트 변태를 일으켜 열연강판 강도가 너무 높아지는 단점이 있고, 750oC를 초과하는 경우에는 열연강판 산화층의 두께가 증가하게 되는 단점이 있다. 상기와 같이 제조되는 열연강판은 바로 열처리 부재로 사용되거나， 산세된 후 성형 부재로 사용될 수 있다. 또한， 내식성 향상을 위하여 열연강판 또는 산세된 열연강판에 대하여 도금처리를 실시할 수 있으며, 이러한 도금강판 또한 성형 부재로 사용되기에 적합하다. 다만， 상기 도금 종류 및 방법은 당해 기술분야의 통상의 방법을 이용하면 되므로, 특별히 한정하지는 않는다. 상기와 같이 제조된 열연강판을 산세 및 넁간압연을 실시한다. 상기 넁간압연시 압하율에 대해서는 특별히 한정하지 않으며， 통상의 조건으로 행하면 된다. 상기 넁간압연된 강판은 연속소둔 또는 상소둔을 행하게 되는데, 소둔공정의 조건에 대해서는 특별히 한정하지 않으나， 다만， 넁간성형 및 열처리에 유리하게 하기 위하여 열처리 전 강도를 낮추는 것이 바람직하다. 상기 냉연강판 또한 열연강판과 마찬가지로 도금처리를 실시할 수 있으나， 이 또한 도금 종류 및 방법에 대해서는 본 발명이 추구하는 재질을 확보하는데 미미한 영향을 미치므로, 특별히 한정하지 않는다. 상기한 열연강판 및 넁연강판의 도금 방법으로는 알루미늄도금， 아연도금， 합금화 아연도금 및 아연전기도금 등을 이용할 수 있다. 또한， 상기 도금 대신 수지 코팅을 할 수 있는데， 상기 수지 코팅은 솔젤 또는 알루미늄 분말 중 1종 또^ 2종을 사용하여 행하여질 수 있다. 한편, 본 발명의 강판은 전술한 바와 같이， 열처리 후 미세조직이 면적분율로 5~40%의 잔류 오스테나이트， 60~95%의 마르텐사이트 및 10%이하 (0% 포함)의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 이하， 본 발명의 성형 부재의 제조방법에 대하여 설명한다. 상기와 같이 제조되는 강판을 이용하여 열간프레스 성형 또는 넁간 프레스 성형 후 열처리하는 프레스 성형을 행한다. 상기한 열간프레스 성형은 프레스 성형 전에 Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승온시킨 후， 프레스 성형하는 것으로 행해지고, 냉간 프레스 성형은 상기 제조된 강판을 넁간에서 프레스 한 후， 상기 Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승온하는 것으로 행해진다. 이후， 상기 프레스 성형된 강판을 Ms~Mf의 온도영역까지 급냉한다. 만약， 급넁온도가 Ms온도보다 높을 경우에는 마르텐사이트 변태가 일어나지 않고， 베이나이트 변태가 일어나게 되며， 후공정인 넁각 후에는 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 잔류 오스테나이트를 5%이상으로 확보하기 어렵다. Mf온도보다 낮을 경우에는 잔류 오스테나이트가 생성되지 않고， 바로 마르텐사이트 변태가 일어나게 되고， 다시 Acl온도 이하로 유지하여 탄소를 확산시키더라도 잔류 오스테나이트가 거의 형성되지 않거나, 5%미만으로 형성되는 단점이 있다. 상기 언급한 급냉온도는 Ms~Mf(90¾)의 범위를 갖는 것이 보다 바람직한데， Mf(90%)온도는 10% 수준의 잔류 오스테나이트가 생성될 수 있는 온도이다. 즉， Mf(90%)보다 높은 온도 영역에서 냉각을 정지함으로써， 오스테나이트 내 탄소함량을 더욱 농화시키고， 재가열 및 넁각 시 마르텐사이트로 변태되는 오스테나이트를 고려하여 최종 넁각 후 안정적으로 5%이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 이 때， 상기 급넁은 10~500oC/s의 속도의 행해지는 것이 바람직하다. 상기 급넁속도가 10°CC/s미만인 경우에는 낮은 넁각속도로 인하여 마르텐사이트 대신 페라이트 또는 베이나이트 조직이 생성될 수 있어 층분한 양의 마르텐사이트를 확보할 수 없다는 문제점이 있으며， 500°C/s를 초과하면 마르텐사이트 층분히 확보할 수는 있으나， 지나치게 높은 넁각속도로 인하여 제조비용이 상승할 수 있다. 이후， 상기 급냉된 강판을 Acl이하의 온도영역까지 가열 후， 유지할 필요가 있다. 이 가열온도 즉， 템퍼링 온도가 Acl 초과의 페라이트와 오스테나이트 이상역에서 열처리하게 될 경우， 다량의 페라이트가 생성될 뿐만 아니라 생성된 마르텐사이트의 연화가 급속히 진행되어 원하는 고강도를 확보할 수 없다. 본 발명에서는 상기 템퍼링 온도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지는 않으나， 만약 Ms온도 미만에서는 급넁 시 잔류하는 오스테나이트로의 탄소 확산을 시키는데 너무 많은 시간이 걸리기 때문에 바람직하게는 Ms은도 이상에서 행하는 것이 바람직하다.
이 때, 상기 열처리 후， 유지시간은 1~10000초의 범위인 것이 바람직한데， 1초 미만에서는 마르텐사이트 내에 있는 탄소가 잔류된 오스테나이트로 농화하는데 충분하지 않고， 10000초를 초과하는 경우에는' 마르텐사이트 연화가 과도하게 진행되어 원하는 강도를 확보하기 어렵다.
이하， 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만， 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체화하기 위한 것일 뿐， 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 1000~1300oC로 1시간동안 가열한 뒤， 열간압연을 실시하였다. 상기 열간압연된 강판을 넁각한 후, 소정의 온도에서 노넁하였다. 이 때， 열간압연은 850~950oC의 온도 범위에서 종료하였으며， 노넁온도는 680oC였다. 이후， 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고， 넁간압하율을 50¾>로 하여 압연을 실시하였다. 상기 넁간압연된 강판을 780oC에서 소둔시킨 후， 과시효 온도 400oC에서 연속소둔을 실시하여 넁연강판 제조를 마무리 하였다.
【표 1】
구분 화학 조성 (중량 «
C Si Mn P S Al N 기타 발명강 1 0.11 1.6 3.03 0.0027 0.0053 0.034 0.0033 - 발명강 2 0.31 1.6 1.54 0.0023 0.0038 0.032 0.0022 - 발명강 3 0.31 1.6 3.03 0.0025 0.0043 0.039 0.0153 - 발명강 4 0.32 1.6 3.00 0.0029 0.0054 0.032 0.0037 - 발명강 5 0.31 1.7 2.98 0.0035 0.0045 0.565 0.0027
발명강 6 0.31 1.1 1.54 0.0160 0.0071 0.013 0.0039 - 발명강 7 0.31 1.7 2,97 0.0032 0.0043 0.022 0.0040 Ti：0.049 발명강 8 0.31 1.6 3.02 0.0026 0.0045 0.026 0.0027 Nb:0.048 발명강 9 0.30 1.6 2.97 0.0042 0.0038 0.041 0.0032 V:0.095 발명강 10 0.31 1.7 3.04 0.0051 0.0027 0.034 0.0028 Zr：0.047 발명강 11 0.632 1.7 3.03 0.0027 0.0051 0.032 0.0028 B:0.0027 발명강 12 0.31 1.6 2.98 0.0031 0.0052 0.030 0.0036 Cr:0.50 발명강 13 0.30 1.5 2.99 0.0045 0.0028 0.027 0.0047 Mo:0.08 발명강 14 0.31 1.7 3.10 0.0037 0.0046 0.045 0.0033 W:0.04 발명강 15 0.29 1.6 3.03 0.0028 0.0038 0.033 0.0027 Cu:0.12 발명강 16 0.32 1.6 2.99 0.0028 0.0053 0.030 0.0035 Ni:0.51 발명강 17 0.31 1.6 3.01 0.0047 0.0034 0.027 0.0029 Sb:0.047 비교강 1 0.32 0.1 3.02 0.0025 0.0054 0.033 0.0041 - 비교강 2 0.23 0.2 1.29 0.0112 0.0022 0.031 0.0042 Ti：0.023
B:0.0022 열간 프레스 성형공정의 열처리 모사를 위하여， 도 1 및 표 2와 같이， 상기 제조된 강판을 이용하여 30oC/초로 승온하여 Ac3은도 이상인 900°C(SS)에서
3분간 유지한 후 30°C/초의 넁각속도로 소정의 온도까지 (T1) 넁각한 후 2초간 유지한 후 , 소정의 온도까지 (T2) 재가열 한 후 10초간 유지한 후 상온까지 50°C/초로 넁각하는 열처리 모사를 실시하였다. 이 때， 가열온도 및 T1과 T2 온도는 dilatation 시험을 통하여 구하였다. 이로부터 Ac3, Acl 및 Ms 온도를 구하였고， 90%가 변태되는 Mf 온도는 lever rule로 구하였다. 이로부터 얻어진 강판을 JIS Z 2201 5호 인장시험편을 이용하여 기계적 성질을 측정하였다. 잔류오스테나이트 분율은 X선 회절시험으로부터 얻어진 오스테나이트 (200), (220), (311) 피크의 면적과 페라이트 (200)， (211) 피크의 면적올 구하여 아래 식 1과 같이 5 피크 방법으로 계산하였다. 이로부터 얻어진 최종 제품의 기계적 성질과 잔류오스테나이트 분율을 하기 표 3에 나타내었다.
【식.1]
=[1/2.19(/:M// 1]+[1/1.35(/:2V^
【표 2】
구분 Ac3 Acl Ms Mf(90 ) 열처리 조건
가조ᄋ 시편 No. (°C) (°C) (°C) (°C) SS Tl T2 t2
(°C) (°C) (°C) (초) 발명강 1 발명예 1 852 669 377 164 900 269 421 10 발명강 2 발명예 2 845 734 338 125 900 253 416 10 발명강 3 발명예 3 804 680 293 79 900 201 423 10 발명예 4 900 198 423 100 발명예 5 900 176 419 500 발명예 6 900 194 521 10 비교예 1 900 194 821 10 비교예 2 750 170 419 10 발명강 4 발명예 7 804 682 290 76 900 185 411 10 발명강 5 발명예 8 856 686 315 104 900 237 402 10 발명강 6 발명예 9 828 725 345 132 900 207 423 10 비교예 3 900 238 285 10 비교예 4 900 50 - 10 발명강 7 발명예 10 809 683 292 78 900 200 4118 10 발명강 8 발명예 11 807 680 294 80 900 208 423 10 발명강 9 발명예 12 814 681 298 84 900 218 381 10 발명강 10 발명예 13 808 681 290 6 900 226 408 10 발명강 11 발명예 14 805 682 288 74 900 192 420 10 발명강 12 발명예 15 800 687 288 75 900 212 419 10 발명강 13 발명예 16 805 680 299 87 900 195 406 10 발명강 14 발명예 17 807 679 288 74 900 191 402 10 발명강 15 발명예 18 807 678 300 86 900 206 437 10 발명강 16 발명예 19 789 659 279 70 900 181 387 10 발명강 17 발명예 20 804 681 292 78 900 198 392 10 비교강 1 비교예 5 764 660 309 96 900 201 422 10 비교강 2 비교예 6 791 686 380 169 900 215 416 10
【표 3】
구분 YP TS El 미세조직 (면적
가 "(3조ᄋ 시편 No. (MPa) (MPa) (%) 잔류 7 M+TM F 발명강 1 발명예 1 1003 1194 13.7 9.5 88.0 2.5 발명강 2 발명예 2 1019 1291 14.8 13.3 83.1 3.6 발명강 3 발명예 3 971 1594 14.8 14.2 84.6 1.2
발명예 4 1063 1479 16.8 16.6 82.7 0.7 발명예 5 1213 1445 17.7 17.0 82.5 0.5 발명예 6 791 1396 14.2 12.7 86.5 0.8 비교예 1 1221 1970 1.6 3.7 95.6 0.7 비교예 2 601 1460 3.9 3.5 80.8 15.7 발명강 4 발명예 7 1015 1563 17.0 15.2 84.3 0.5 발명강 5 발명예 8 973 1518 18.3 16.3 79.5 4.2 발명강 6 발명예 9 1342 1491 13.8 11.4 87.7 0.9
비교예 3 1263 1867 6.1 0.6 98.7 0.7 비교예 4 1327 1973 5.3 0.1 99.5 0.4 발명강 7 발명예 10 1034 1601 17.6 13.3 86.2 0.5 발명강 8 발명예 11 974 1591 15.2 14.3 84.8 0.9 발명강 9 발명예 12 1032 1507 16.3 14.2 85.4 0.4 발명강 10 발명예 13 1063 1542 16.7 14.8 84.5 0.7 발명강 11 발명예 14 973 1597 17.0 14.2 83.4 2.4 발명강 12 발명예 15 884 1647 15.5 15.2 83.5 1.3 발명강 13 발명예 16 1106 1612 16.8 14.7 84.5 0.8 발명강 14 발명예 17 1057 1586 16.9 14.8 84.9 0.3 발명강 15 발명예 18 1152 1573 15. '4 13.7 85.9 0.4 발명강 16 발명예 19 1139 1602 17.7 16.8 82.5 0.7 발명강 17 발명^ 120 1053 1582 16.2 14.5 84.7 0.8 비교강 1 비교예 5 1090 1406 7.4 0.2 99.4 0.4 비교강 2 비교예 6 1158 1260 6.4 0.0 99.4 0.6 단， 잔류 γ는 잔류 오스테나이트， M은 마르텐사이트， TM은 템퍼트 마르텐사이트， F는 페라이트 조직을 의미함. 상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이， 본 발명의 성분계와 제조조건에 부합하는 강종인 발명예 1 내지 20은 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이상으로서 우수한 연신율을 보이고 있다. 그러나， 비교예 5 및 6은 본 발명이 제안하는 성분계를 만족하지 않음에 따라， 잔류 오스테나이트 분율이 5%미만으로， 열위한 연신율을 보이고 있다. 한편, 비교예 1 및 2는 본 발명의 성분계는 만족하고 있으나， 제조조건 중 T2와 SS 온도 범위를 만족하지 않음에 따라， 5% 이상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 , 연신율이 낮음을 알 수 있다. 비교예 3 및 4 또한 본 발명의 성분계는 만족하고 있으나， 각각 T2와 T1 온도 범위를 만족하지 않음에 따라， 연신율이 낮은 수준임을 알 수 있는데， 비교예 3과 같이， T2온도가 Ms온도 이하일 경우， 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있는 충분한 시간 및 온도를 확보할 수 없었기 때문에 잔류 오스테나이트의 안정도를 떨어뜨려， 최종 넁각시 대부분의 오스테나이트들이 마르텐사이트로 변태되어 층분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없었기 때문이며， 비교예 4와 같이， T1온도가 Mf온도 이하일 경우， 높은 강도를 확보할 수 있지만 오스테나이트 대부분이 마르텐사이트로 변태하여 소정의 원하는 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없었기 때문이다. 도 2는 상기와 같이 제조된 성형 부재에 대한 미세조직 사진을 나타낸 것으로서， (a)는 비교예 6, (b)는 발명예 7의 미세조직 사진이다. 도 2에서 알 수 있듯이， 충분한 Si가 첨가되지 않는 비교예 6은 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고， 입내 또는 입계에 다량의 시멘타이트가 석출된 것을 볼 수 있다. 반면에， 발명예 7은 T2온도에서 열처리 시 층분한 탄소의 확산으로 인해 잔류 오스테나이트를 안정화시켜 입계에 다량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있음을 알 수 있다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로， C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외)， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 2]
제 1항에 있어서， 상기 강판은 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0.01-2.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti: 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V： 0.001-0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0% 중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1% .
【청구항 3]
제 1항에 있어서， 상기 강판은 열연강판， 넁연강판 또는 도금강판 중 하나인 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 4】
제 3항에 있어서， 상기 도금강판은 열연강판 또는 냉연강판에 금속 혹은 수지 코팅층이 형성된 것임을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 5]
제 4항에 있어서， 상기 금속 코팅층은 알루미늄도금， 아연도금， 합금화 아연도금 및 아연전기도금 중 하나를 이용하여 형성되는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 6】
제 4항에 있어서， 상기 수지 코팅층은 솔젤 또는 알루미늄 분말 중 1종 또는 2종을 사용하여 형성되는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 7]
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어세 상기 강판은 열처리 후 미세조직이 면적분율로 5~40%의 잔류 오스테나이트， 60~95¾)의 마르텐사이트 및 10%이하 (0% 포함)의 페라이트를 포함하는 연성이 우수한 성형 부재용 강판.
【청구항 8]
중량 %로， C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외)， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며， 미세조직은 면적분율로 5~40%의 잔류 오스테나이트， 60~95%의 마르텐사이트 및 10%이하 (0%포함)의 페라이트를 포함하는 연성이 우수한 성형 부재.
【청구항 9]
제 8항에 있어서， 상기 성형 부재는 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 연성이 우수한 성형 부재.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0.01~2.0¾로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti： 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V： 0.001~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0% 중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1%
【청구항 10】
제 8항에 있어서， 상기 성형 부재는 인장강도가 lOOOMpa이상이며, 연신율이 10%이상인 연성이 우수한 성형 부재 .
【청구항 111
중량 ¾>로, C: 0.1-1.0%, Si+Al: 0.4-3.0%, Mn: 0.1-5.0%, P: 0.0001-0.1%, S: 0.0001-0.03%, N: 0.03%이하 (0은 제외)， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강판을 프레스 성형하는 프레스 성형단계 ;
상기 프레스 성형된 강판을 Ms~Mf의 온도영역까지 급넁하는 급넁단계; 및 상기 급넁된 강판을 Acl이하의 온도영역까지 가열 후， 유지하는 가열단계를 포함하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법.
【청구항 12】
제 11항에 있어서， 상기 성형 부재는 하기 (a), (b), (c), (d) 및 (e)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종이상을 추가로 포함하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법.
(a) : Cr: 0.01-2.0%, Mo: 0.01-2.0% 및 W: 0·01~2.0%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(b) : Ti: 0.001-0.4%, Nb: 0.001-0.4%, Zr: 0.001-0.4% 및 V: 0.001-0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상
(c) : Cu: 0.005-2.0%또는 Ni: 0.005-2.0% 중 1종 또는 2종
(d) : B: 0.0001-0.01%
(e) : Sb: 0.001-0.1%
【청구항 13]
제 11항에 있어서, 상기 프레스 성형 단계 전, Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승온하는 승은단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법.
【청구항 14]
제 11항에 있어서, 상기 프레스 성형 단계 후， Ac3온도이상의 오스테나이트 영역으로 승온하는 승온단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법.
【청구항 15]
제 11항에 있어서, 상기 급냉은 10~500oC/s의 속도로 행하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법.
【청구항 16】
제 11항에 있어서， 상기 재가열 후， 유지시간은 1-10000초인 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 성형 부재의 제조방법 .
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