KR20090016500A

KR20090016500A - 성형성, 내지연파괴성이 우수한 고강도 복합조직 강판

Info

Publication number: KR20090016500A
Application number: KR1020087031958A
Authority: KR
Inventors: 미치하루 나카야; 요이치 무카이; 고이치 스기모토
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼; 가부시키가이샤 신슈 티엘오
Priority date: 2006-06-05
Filing date: 2007-06-04
Publication date: 2009-02-13
Also published as: CN101460646A; JP2007321237A; JP4974341B2; GB0900057D0; WO2007142197A1; GB2452230A; US20100221138A1; GB2452230B; CN101460646B

Abstract

본 발명은, 예컨대 980MPa급 이상의 인장강도를 가짐과 아울러, 성형성과 내지연파괴성, 게다가 스폿 용접성이 우수한 고강도의 복합조직 강판을 제공한다. 화학성분이 C: 0.12 내지 0.25%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3.0%, P: 0.15% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.4% 이하를 만족하고, 또한 Cr: 1.0% 이하를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지며, 상기 Si, Al, Mn, Cr의 함유량이 「(Si+Al)/Mn 또는 (Si+Al)/(Mn+Cr)=0.74 내지 1.26」의 관계를 충족시키고, 또한, 미세조직이 특정되어 있다.

Description

성형성, 내지연파괴성이 우수한 고강도 복합조직 강판{HIGH-STRENGTH COMPOSITE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT MOLDABILITY AND DELAYED FRACTURE RESISTANCE}

본 발명은, 예컨대 980MPa급 이상의 인장강도를 가짐과 아울러, 성형성과 내지연파괴성(anti-delayed fraction property), 게다가 스폿 용접성이 우수하여, 자동차용 구조 부재(필러, 멤버, 리인포스류 등의 보디 골격 부재, 범퍼, 도어 가이드바, 시트 부품, 차량 하부 부품, 그 밖의 강화 부재) 등으로서 유용한 고강도의 복합조직 강판에 관한 것이다.

최근, 자동차 등의 차체 중량의 경량화에 의한 연비의 경감이나, 충돌시의 안전성 확보 등을 목적으로 고강도 강판의 수요는 점점 증대하고 있다. 그것에 따라, 강판의 인장강도에 대한 요망도, 종래의 590MPa급에서 980MPa급 이상이 요구되게 되었다. 그러나, 980MPa급 이상의 고강도 강판으로 되면 성형성의 저하를 피할 수 없어, 복잡한 형상의 부품에는 적용하기 어렵기 때문에 용도면의 제약을 받는다.

또한 인장강도가 980MPa급 이상의 고강도 강판으로 되면, 프레스 성형시에 발생하는 잔류 응력도 커져 지연파괴의 위험성이 높아진다. 즉 지연파괴는 특히 고강도의 강판에서, 부식 환경 또는 분위기 중의 수소가 강재 조직 중의 전위나 공공, 입계 등으로 확산·집적되어 재료를 취화시켜, 응력이 부가되었을 때에 파괴를 일으키는 현상으로, 강재의 연성이나 인성에 중대한 영향을 가져온다.

따라서, 상기한 바와 같은 고강도화의 요청에 부응하기 위해서는, 강도와 아울러 성형성(즉, 신장률과 신장 플랜지성(stretch flangeability))과 내지연파괴성의 개선이 대단히 중요하게 된다.

그런데, 우수한 성형성을 나타내는 고강도 강판으로서는 금속 조직 중에 잔류 오스테나이트를 포함하는 여러 강판이 실용화되어 있다.

예컨대 비특허문헌 1에는, 금속 조직이 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 주체로 라스 형상(lath-type) 잔류 오스테나이트를 갖는 복합조직으로 함으로써, 고강도를 확보하면서 구멍 확장성(즉, 신장 플랜지성)을 높인 강판이 개시되어 있다. 그러나 이 강판은, 인장강도(TS)가 980MPa급 이상이 되면, 강도(TS)·연성(El)의 지표가 되는 TS×El에서 고작 9000 내지 10300을 보이는데 그쳐, 만족할 수 있는 것이라고는 할 수 없다.

또, 연속 어닐링로를 사용한 실제 조업의 양산 라인에서의 최고 가열온도는 900℃ 정도, 가열시간은 5분 이하로 되어 있는데, 이 문헌에 개시되어 있는 제조조건에서는, 950℃에서 1200초의 어닐링 후, 솔트 배쓰(salt bath)에서 350 내지 400℃까지 냉각하는 것을 요구하고 있어, 실제 조업에 어울리지 않는다.

또 특허문헌 1에는, 모상을 베이니틱 페라이트 주체의 조직으로 하고, 3% 이 상의 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써 980MPa급 이상의 인장강도를 확보하면서 신장률(El)에서 20% 정도, 신장 플랜지성(λ)에서 55% 레벨을 얻고 있다. 그러나 이 기술에서는, 고가의 합금 원소인 Mo나 Ni, Cu 등의 첨가가 불가결하여, 비용적으로 개선의 여지를 남기고 있다.

또한 특허문헌 2에는, 모상 조직을 템퍼링 마르텐사이트 및 페라이트로 하고, 잔류 오스테나이트를 점적률로 5 내지 30%로 함으로써, 고레벨의 신장률과 신장 플랜지성을 얻고 있다. 그러나 이 기술에서 구하는 금속 조직을 얻기 위해서는, 어닐링 전의 미세조직이 중요하게 되기 때문에, 열연 공정에서 저온 권취를 행함으로써 적정한 금속 조직을 얻은 후에 연속 어닐링을 행하거나, 연속 어닐링을 2회 이상 행할 필요가 있다. 그런데, 열연 공정에서 저온 권취를 행한 경우에는, 그 후의 냉간 압연율을 낮게 억제하지 않으면 어닐링 전의 조직이 붕괴되어 의도하는 금속 조직이 얻어지지 않기 때문에, 판 두께나 판 두께 공차에 현저한 제약이 가해진다. 또 연속 어닐링을 2회 행하는 경우에는, 판 두께 등의 제약은 받지 않지만, 상법에 비해 공정수가 늘어나기 때문에 비용상승을 피할 수 없다.

또한 특허문헌 3에는, 모상 조직을 템퍼링 베이나이트 주체로 함으로써 전체 신장률과 신장 플랜지성을 높인 강판이 개시되어 있다. 그러나 이 강종은 인장강도에서 900MPa급 이하를 중심으로 검토되었기 때문에, 980MPa급 이상에서 특히 문제가 되는 지연파괴에 대해서는 충분히 고려되어 있지 않다.

비특허문헌 1: ISIJ International, Vol. 40(2000), No. 9. p920-926

특허문헌 1: 일본 특허 공개 2004-332099호 공보

특허문헌 2: 일본 특허 공개 2003-171735호 공보

특허문헌 3: 일본 특허 공개 2002-309334호 공보

발명의 개시

발명이 해결하고자 하는 과제

본 발명은 상기와 같은 종래기술을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 Mo, Ni, Cu와 같은 고가의 합금 원소를 첨가하지 않고, 자동차용 구조 부품 등으로서 유용한 980MPa급의 인장강도를 갖고, 또한 우수한 성형성(신장률-신장 플랜지성)을 갖는 이외에, 스폿 용접성이나 내지연파괴성도 우수한 고강도 강판을 제공하는 것에 있다.

과제를 해결하기 위한 수단

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 고강도 복합조직 강판은 C: 0.12 내지 0.25%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3.0%, P: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.02% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.4% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지며, 상기 Si, Al, Mn의 함유량이 하기 수학식I의 관계를 충족시키고,

(Si＋Al)/Mn: 0.74 내지 1.26

또는, C: 0.12 내지 0.25%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3.0%, Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.02% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.4% 이하(0%를 포함하지 않음)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지며, 상기 Si, Al, Mn, Cr의 함유량이 하기 수학식II의 관계를 충족시키고,

(Si＋Al)/(Mn＋Cr): 0.74 내지 1.26

또한, 종단면의 미세조직이, 전체 조직에 대한 점적률로,

1) 베이니틱 페라이트: 50% 이상,

2) 폴리고날 페라이트: 5 내지 35%,

3) 폴리고날 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이하,

4) 잔류 오스테나이트: 5% 이상

인 것을 특징으로 하는, 성형성과 내지연파괴성이 우수한 고강도 복합조직 강판이다.

본 발명에 따른 상기 복합조직 강판은, 필요에 따라 상기 원소 이외에, Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)가 포함되어 있을 수도 있고, 또는 추가로 다른 원소로서 Ca: 30ppm 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 REM: 30ppm 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하는 것일 수도 있다.

본 발명의 고강도 복합조직 강판은, 그 우수한 강도를 보다 유효하게 살리기 위하여, 인장강도에서 980MPa 이상을 갖는 것이 특히 바람직하다.

발명의 효과

본 발명에 의하면, 상기한 바와 같이 강재의 화학성분을 특정하고, 특히 (Si+Al)/Mn비 또는 (Si+Al)/(Mn+Cr)비를 특정 범위로 제어함과 아울러, 금속 조직을 베이니틱 페라이트(BF) 주체로, 폴리고날 페라이트(PF)와 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 포함하는 복합조직으로 함으로써 인장강도에서 예컨대 980MPa 레벨 이상을 확보하면서, 또한 성형성(신장률-신장 플랜지성)이 양호하며, 게다가 스폿 용접성이나 내지연파괴성도 우수한 복합조직 강판을 저렴하게 제공할 수 있다.

도 1은 실험예에서 채용한 열처리의 가열 패턴을 나타내는 설명도이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명자들은 전술한 바와 같은 해결 과제하에서, 베이니틱 페라이트를 모상으로 하는 980MPa급 이상의 TRIP(TRansformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판에 초점을 맞추고, 그 성형성이나 스폿 용접성, 내지연파괴 특성을 더욱 개선하기 위하여, 금속 조직 중의 제2상의 형태와, 화학성분, 특히 Si, Al, Mn(또는 Cr)에 주목하여 개질연구를 거듭한 결과, 다음과 같은 지견을 얻었다.

1) 그 제1은, 베이니틱 페라이트 주체의 조직에 미세한 폴리고날 페라이트를 소정량 혼입시키면, 신장률이 현저하게 개선되는 것이다. 게다가, 혼입시키는 페라이트가 미세한 것이면, 강도나 신장 플랜지성의 저하가 억제되고, 또한 이 조직은 내지연파괴 특성도 우수한 성능을 나타내는 것.

2) 강의 화학성분 중, (Si+Al)과 Mn 또는 (Mn+Cr)이 소정 비율이 되도록 조정하면, 스폿 용접성의 저하를 억제하면서, 980MPa급 이상의 강도를 가진 원하는 조직이 얻어지는 것.

그래서 이러한 지견을 활용하여, 강 성분 중의 Si, Al, Mn, Cr 함량과 금속 조직이 당해 강판의 강도나 성형성, 게다가 스폿 용접성이나 지연파괴 특성에 끼치는 영향을 주체로 하여 연구를 거듭해 왔다. 그 결과, 전술한 바와 같이 특정 성분 조성의 강재를 사용하는 것을 전제로 하여, 금속 조직 중에 차지하는 베이니틱 페라이트의 점적률을 제어함과 아울러, 폴리고날 페라이트와 잔류 γ의 점적률, 게다가 폴리고날 페라이트의 평균 입경을 특정값 이하로 제어하면, 상기 목적에 부합되는 고성능의 고강도 복합조직 강판이 얻어지는 것을 확인하고, 본 발명에 이르렀다.

이하, 강재의 화학성분 및 금속 조직을 정한 이유에 따라, 본 발명의 구체적인 구성을 밝혀 간다.

우선, 강재의 화학성분을 정한 이유에 대하여 설명한다.

C: 0.10% 이상, 0.25% 이하

C는 고강도를 보장함과 아울러 잔류 γ를 확보하는 점에서도 뺄 수 없는 원소이며, γ상 중에 충분한 양의 C를 함유시켜, 실온에서도 원하는 양의 γ상을 잔류시키기 위하여 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, C를 0.10% 이상 함유시키는 것이 필요하며, 바람직하게는 0.12% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상 함유시키는 것이 좋다. 단, C량이 지나치게 많으면 스폿 용접성에 현저한 악영향이 나타나게 되므로, 스폿 용접성 확보의 관점에서 상한을 0.25%로 했다. 바람직하게는 0.23% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.

Si: 1.0 내지 3.0%

Si는 고용강화(solution hardening) 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 잔류 γ가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 억제하는 점에서도 필수적인 원소이고, 이들 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 1.0% 이상 함유시키지 않으면 안 되며, 바람직하게는 1.2% 이상 함유시키는 것이 좋다. 단, 그들 효과는 3.0%에서 포화되고, 그 이상으로 되면, 스폿 용접성의 열화나 열간 취성을 일으키는 등의 장해를 초래하므로, 많더라도 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하로 억제하는 것이 좋다.

Mn: 1.5 내지 3.0%

Mn은 과도한 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)의 생성을 억제하여 베이니틱 페라이트 주체의 조직으로 하기 위하여 필요한 원소이다. 또한 γ를 안정화하여 원하는 잔류 γ를 확보하는 점에서도 중요한 원소이며, 적어도 1.5% 이상, 바람직하게는 2.0% 이상 함유시키는 것이 좋다.

그러나, 과도한 첨가는 스폿 용접성이나 내지연파괴 특성을 열화시키므로, 많더라도 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하로 억제하는 것이 좋다.

P: 0.15% 이하, S: 0.02% 이하

이들 원소는 강 내에 불가피하게 혼입되어 오는 원소이지만, 함유량이 많아지면 가공성이나 스폿 용접성을 열화시키므로, 각각 상한값 이하로 억제하지 않으면 안 된다.

Al: 0.4% 이하

Al은 Si와 마찬가지로 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 γ를 확보하는 점에서 유용한 원소이지만, 지나치게 많으면 폴리고날 페라이트가 생성되기 쉬워지므로, 많더라도 0.4% 이하, 바람직하게는 0.2% 이하로 억제해야 한다.

Cr: 1.0% 이하

Cr은 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하여 강도를 높이는 작용을 갖고 있으므로, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 그러나, 과도하게 첨가하면, 본 발명에서 목적으로 하는 금속 조직의 생성에 악영향을 끼칠 우려가 있어, 많더라도 1.0% 이하로 억제해야 한다.

(Si+Al)/Mn(또는 Mn+Cr): 0.74 내지 1.26(질량비)

본 발명에서 의도하는 금속 조직을 얻기 위해서는, 과도한 폴리고날 페라이트(PF)의 생성을 억제하여 베이니틱 페라이트(BF) 변태를 촉진시킬 필요가 있다. 게다가, 베이니틱 페라이트로부터 배출되는 C(탄소)는 라스 형상의 잔류 γ 중에 농축되기 때문에, 베이니틱 페라이트 변태의 촉진은 라스 형상 잔류 γ를 얻는 점에서도 중요하게 된다.

또 본 발명에서는, 금속 조직 중에 미세한 페라이트를 적당량 분산시키는 것이 필요하지만, 그것을 위해서는, 페라이트 생성 촉진 원소인 Si나 Al과, 페라이트 억제 원소인 Mn(또는 Mn+Cr)의 함유 비율이 일정한 관계를 충족시키도록 제어하는 것이 대단히 유효한 것을 알 수 있었다. 게다가, 이들 페라이트 생성 촉진 원소/억제 원소의 함유 비율을 제어하는 것은 내지연파괴 특성을 높이는 점에서도 유효한 것이 확인되었다.

덧붙여 말하면, (Si+Al)/Mn(또는 Mn+Cr)비가 0.74 미만에서는, 적절한 폴리고날 페라이트의 확보가 곤란해질 뿐만 아니라, 베이니틱 페라이트조차도 충분하게 확보할 수 없게 된다. 게다가, 잔류 γ 속에 C를 충분히 농축할 수 없어, 잔류 γ의 안정성이 저하되어 신장이 열화되고, 더욱이, 마르텐사이트량이 증대하여 신장 플랜지성도 악화된다.

또한 아울러, 상기 원소의 비율을 적정 범위로 컨트롤함으로써 내지연파괴성도 개선된다. 이 이유의 상세는 불분명하지만, 다음과 같은 것을 생각할 수 있다. 즉 Mn은 입계 편석에 의해 입계 강도를 저하시킴으로써 지연파괴를 조장하는 것 외에, 상기한 바와 같이, 마르텐사이트의 생성을 통하여 가공시에 지연파괴의 기점이 되는 보이드 생성을 촉진하는 것에 대하여, Si와 Al은 지연파괴를 유발하는 수소의 허용량을 증가시키는 효과가 있기 때문에, 양자의 비에 의해 지연파괴성이 변화되는 것으로 생각된다.

한편, 상기(Si+Al)/Mn(또는 Mn+Cr)비가 1.26을 초과하면, 폴리고날 페라이트의 생성이 과도하게 촉진되어 그 점적률이 과대하게 되는데다, 페라이트의 입경도 10㎛를 초과하기 쉬워져, 강도, 신장 플랜지성이 모두 저하되어 간다. 또한 페라이트 입경이 조대화 되면 페라이트립계가 감소하기 때문에, 내지연파괴성도 저하된다.

따라서 본 발명에서는, (Si+Al)/Mn(또는 Mn+Cr)비가 0.74 내지 1.26의 범위가 되도록 성분 조정하는 것이 중요하며, 보다 바람직하게는 0.84 이상, 1.16 이하로 조정하는 것이 좋다.

Nb: 0.1% 이하, Ti: 0.15% 이하

이들 원소는 모두 금속 조직을 미세하게 하여 인성을 높이는 작용이 있기 때문에, 필요에 따라 소량 첨가할 수 있다. 그러나, 상한값를 초과하여 첨가해도 그 이상의 효과는 얻어지지 않고, 비용상승을 초래할 뿐이므로 낭비이다.

Ca: 0.01% 이하, REM: 0.01% 이하

Ca와 REM은, 소량의 첨가로 모두 신장 플랜지성을 높이는 작용을 가지고 있기 때문에, 필요에 따라서는 소량 첨가해도 되지만, 그 효과는 각각 0.01% 정도로 포화되므로, 그 이상의 첨가는 전혀 쓸모없다.

Mo, Cu, Ni: 각각 0.1% 정도 이하

이들 원소는, 종래기술에서도 기재한 바와 같이 강도나 내지연파괴성의 향상에 유효하지만, 본 발명에서는, 이들 원소를 첨가하지 않더라도 충분히 우수한 성능을 확보할 수 있고, 또 이들 원소는 고가이어서 비용상승을 초래하므로, 굳이 첨가할 필요는 없다. 그러나, 불순물 레벨에서의 혼입까지 규제할 이유는 없으며, 각각 0.1% 정도까지의 첨가는 허용범위이다.

다음에 금속 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.

베이니틱 페라이트≥50%

베이니틱 페라이트는 전위밀도가 어느 정도 높고, 고강도를 용이하게 달성할 수 있을 뿐만 아니라, 제2상과의 경도차를 저감하여 신장 플랜지성을 높이는 작용을 발휘한다. 또, 내지연파괴성을 향상시키는 점에서도 유용한 조직으로, 이것은 지연파괴의 균열 기점이 되는 세멘타이트가 없거나 대단히 적고, 또 전위가 많기 때문에 수소 흡장 효과도 높기 때문으로 생각된다. 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 베이니틱 페라이트를 50% 이상 존재시킬 필요가 있다. 보다 바람직하게는 60% 이상이다.

또한, 이 베이니틱 페라이트는, 조직 내에 탄화물을 가지고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 명확하게 다르며, 또, 전위가 없거나 또는 대단히 적은 하부 조직을 갖는 폴리고날 페라이트 조직이나, 미세한 서브그레인 등의 하부 조직을 가진 준폴리고날 페라이트 조직과도 다르고, 이것들의 차이는 TEM(투과형 전자현미경) 관찰 등에 의해 용이하게 식별할 수 있다.

폴리고날 페라이트(PF): 5 내지 35%

베이니틱 페라이트(BF)를 모상으로 하는 인장강도 980MPa급 이상의 강판에, 후술하는 바와 같은 평균 입경의 폴리고날 페라이트를 소정량 함유시키면, 신장률이 더욱 향상된다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트를 5% 이상 함유시키지 않으면 안 된다. 단, 폴리고날 페라이트가 지나치게 많으면, 인장강도나 신장 플랜지성의 확보가 곤란하게 되므로, 많더라도 35% 이하로 억제해야 한다. 폴리고날 페라이트의 보다 바람직한 점적률은 10% 이상, 30% 이하이다.

폴리고날 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이하

폴리고날 페라이트의 평균 입경은 10㎛ 이하로 하지 않으면 안 된다. 페라이트를 미세화함으로써 제2상으로서의 분산을 균일하게 하고, 신장 플랜지성, 강도를 모두 높임과 아울러, 내지연파괴성도 향상시키기 위해서이다. 이것은, 폴리고날 페라이트를 미세화함으로써 증가하는 페라이트립계에 수소가 트랩되어, 위험 부위로의 수소의 집중이 억제되기 때문으로 생각된다. 또한, 여기에서 말하는 폴리고날 페라이트의 평균 입경은 폴리고날 페라이트의 원 상당 직경(면적이 동일한 원의 직경)의 평균값이다.

잔류 γ≥5%

잔류 γ는 재료가 스트레인을 받아 변형할 때에 마르텐사이트로 변태함으로써 변형부의 경화를 촉진하여, 스트레인의 집중을 막는 효과가 있다(TRIP 효과). 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 잔류 γ를 5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ량에 상한은 존재하지 않지만, 과도한 잔류 γ를 생성시키기 위해서는 다량의 C가 필요하게 되기 때문에, 스폿 용접성과의 양립이 곤란하게 되고, 또 가공성, 특히 신장 플랜지성이 저하 경향으로 되므로, 바람직하게는 30% 정도 이하로 억제하는 것이 좋다.

본 발명의 복합조직 강판에서는, 상기 이외의 잔부 조직으로서 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트 등이 존재할 수 있지만, 이들 기타 조직은 상기한 작용효과에 악영향을 끼치지 않도록, 5% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명에서 정하는 상기의 금속 조직을 얻기 위한 제조조건에 각별한 제한은 없으며, 일반적인 강판의 제조 수순, 예컨대 연속 주조→열간 압연→산세→냉간 압연→연속 어닐링 중에서, 가열온도나 승온속도, 유지온도, 냉각 개시 온도나 냉각속도 등을 적정하게 제어하면 되며, 또 용융아연도금 강판이나 합금화 용융아연도금 강판의 경우에는, 연속 용융아연도금 라인을 포함하여 적정한 온도제어를 행하면 되는데, 상기 금속 조직을 얻는데 가장 중요하게 되는 것은, 연속 어닐링 라인에서의 열처리 조건이므로, 이하, 연속 어닐링 라인에서의 바람직한 열처리 조건을 주체로 하여 설명을 부가한다.

어닐링시의 가열온도: Ac ₃ +10℃ 이상

베이니틱 페라이트 리치의 금속 조직을 얻기 위하여, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하는데는, 어닐링시의 가열온도를 「Ac₃+10℃ 이상」으로 하는 것이 좋다. 덧붙여서 말하면, Ac₃점 이하에서 연속 어닐링을 행하면, 그 후의 냉각과정에서, 잔존하는 페라이트를 핵으로 하여 폴리고날 페라이트가 생성되기 쉬워져, 본 발명에서 의도하는 금속 조직이 얻어지기 어렵게 된다. 보다 바람직한 가열온도는 「Ac₃+30℃ 이상」이다.

어닐링 후의 냉각속도:

어닐링 후의 냉각속도는, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하기 위하여 빠른 편이 바람직하지만, 설비적인 제약이나 온도 컨트롤의 곤란성을 생각하면, 개별 성분계에 따라 폴리고날 페라이트를 일정량 이하로 억제할 수 있도록, 바람직하게는 25℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 30℃/sec 이상으로 하는 것이 좋다.

어닐링 후의 급랭정지 온도:

어닐링 후의 급랭을 정지하는 온도는, 미세 폴리고날 페라이트가 생성되는 온도 이하로 해야 하며, 바람직하게는 650℃ 이하, 보다 바람직하게는 600℃ 이하로 하는 것이 좋다. 급랭정지 온도가 높아지면 폴리고날 페라이트가 조대하게 되어, 본 발명의 목적을 달성할 수 없게 된다. 단, 지나치게 저온으로 되면 충분한 양의 폴리고날 페라이트가 얻어지지 않게 되므로, 360℃ 정도 이상, 보다 바람직하게는 400℃까지로 해야 한다.

냉각 후의 유지온도:

상기 냉각 후에는, 일정 온도로 유지함으로써 베이니틱 페라이트 변태가 진행되고, 또, 오스테나이트로의 C의 농축이 진행되어 잔류 γ로 되므로, 냉각 후의 유지온도를 적정하게 컨트롤하는 것도 중요하다. 본 발명의 금속 조직을 얻는데 바람직한 유지온도는 360 내지 440℃의 범위이다. 바람직한 유지시간은 1분 이상이다. 여기에서, 급랭정지 온도보다도 유지온도 쪽이 저온으로 되도록 할 필요가 있다. 이것에 의해, 미세한 페라이트가 생성되기 쉬운 온도 영역을 통과시키고나서, 베이니틱 페라이트 변태 온도 영역으로 가지고 가게 된다.

본 발명의 고강도 복합조직 강판은, 상기한 바와 같이, 화학성분이 특정된 강재를 사용하고, 또한 냉각조건이나 유지조건 등을 포함하여 적정한 열처리 조건을 채용함으로써 소정의 금속 조직을 확보함으로써, 980MPa급 이상의 고강도를 가짐과 아울러, 성형성이 양호하고 스폿 용접성이나 내지연파괴 특성도 우수한 복합조직 강판을 저렴하게 제공할 수 있다.

이하, 실험예를 제시하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명 는 물론 하기 실험예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실험예

표 1에 나타내는 성분 조성의 강재를 용융제조하고, 연속 주조 후, 하기의 조건으로 열간 압연, 산세, 냉간 압연을 행하고, 이어서, 표 2(도 1도 참조)에 나타내는 조건으로 열처리(어닐링)함으로써 냉간 압연 강판을 얻었다.

[열간 압연]

가열온도: 1200℃×60분

마무리 온도: 880℃

냉각: 40℃/초로 720℃까지 냉각하고, 10초간 공냉한 후 40℃/초로 500℃까지 냉각하고, 그 후 500℃에서 60분간 유지하고나서 노랭했다.

마무리 판 두께: 3.2mm.

[산세, 냉간 압연]

산세 후, 판 두께 1.2mm까지 냉간 압연했다.

[열처리(어닐링)]

표 2에 나타내는 바와 같이, 소정의 어닐링 온도로 가열하여 180초간 유지한 후, 소정의 속도로 소정의 냉각정지 온도까지 냉각하고, 소정 온도에서 6분간 유지하고나서 노랭했다.

얻어진 냉간 압연 강판의 금속 조직을 하기의 방법으로 확인함과 아울러, 각 공시 강판에 대하여 인장 시험, 구멍확장 시험, 스폿용접 시험, 내지연파괴 시험을 행하여, 표 3에 일괄하여 나타내는 결과를 얻었다.

[금속 조직]

조직 동정 방법:

A: 레페라 부식에 의한 광학 현미경 관찰(1000배), 1시야.

B: SEM 관찰(4000배), 4시야.

폴리고날 페라이트(PF):

상기 A에 의해 촬영한 사진으로부터 식별한다. 잔류 γ와 마르텐사이트의 흰색에 대하여, PF는 그레이로 부식되기 때문에 식별할 수 있다. 그리고, 상기 B에 의한 SEM 사진 중의 폴리고날 페라이트의 주위를 트레이스 하고, 그 트레이스 상으로부터 화상해석으로 원 상당 직경을 산출했다. 이 원 상당 직경의 평균값을 폴리고날 페라이트의 평균 입경으로 했다.

잔류 γ, 마르텐사이트(M), 베이나이트(B):

투과형 전자현미경(TEM: 배율 15000)에 의해 잔류 γ, M, B인 것을 확인한 다음, 점적률은 상기 B에 의해 촬영한 사진으로부터 산출했다.

베이니틱 페라이트(BF):

투과형 전자현미경(TEM: 배율 15000)에 의해, 베이나이트나 유사 페라이트와 같은 다른 조직이 아닌 것을 확인한 뒤에, 점적률은 100%에서 폴리고날 페라이트량과 상기 잔류 γ량 및 잔부의 마르텐사이트(M)와 베이나이트(B)를 뺀 값으로 했다.

[성능평가 시험]

인장 시험: JIS 5호 인장 시험편에 의해 측정했다.

구멍확장 시험: 철강연맹 규격 JFST 1001에 준하여 실시했다.

스폿 용접성:

하기의 조건으로 스폿 용접을 행하고, 너겟 직경 5√t일 때의 연성비가 0.25 이상이면, 스폿 용접성이 양호(○)로 했다.

<용접조건>

공시재 두께: 1.2mm,

전극: 돔 래디어스(dorm radius)형(선단 직경 6mm),

가압력: 375kg,

업 슬로프; 1사이클, 통전 시간; 12사이클, 홀드; 1사이클(60Hz),

너겟 직경의 조정: 용접전류에 의해 조정,

연성비: 십자 인장강도(cross tensile strength)/전단 인장강도.

[내지연파괴성]

R=3mm의 60° V블록을 사용하여 V자 굽힘을 시행한 후, 굽힘부에 1500MPa의 응력을 부하하고 5%염산 수용액 중에 침지하여, 균열 발생까지의 시간을 측정했다. 48시간에서 깨지지 않은 것을 내지연파괴 양호(○)로 했다.

표 1 내지 3으로부터, 다음과 같이 생각할 수 있다.

실험 No.1 내지 10, 16은 본 발명의 규정 요건을 모두 충족시키는 실시예로, 모두 980MPa급 이상의 인장강도를 가짐과 아울러, 강도×신장률 특성, 강도×신장 플랜지 특성에 의해 평가되는 성형성이 양호하고, 또한 스폿 용접성이나 내지연파괴성에서도 양호한 결과가 얻어졌다.

이것들에 반해 실험 No.11은 강재의 C 함량이 부족하고, 금속 조직 중의 베이니틱 페라이트량도 부족하기 때문에, 강도 부족으로, 강도×신장률 특성, 강도×신장 플랜지 특성에 의해 평가되는 성형성도 나쁘다. 또 실험 No.12는 사용한 강재의 Si 함량이 부족함과 아울러 (Si+Al)/(Mn+Cr)비가 규정 범위를 벗어나기 때문에, 금속 조직 중에 잔류 γ가 존재하지 않아, 강도×신장률 특성, 강도×신장 플랜지 특성에 의해 평가되는 성형성이 열악하고 내지연파괴성도 나쁘다.

실험 No.13은 Mn량이 규정 범위를 벗어남과 아울러 (Si+Al)/Mn비가 규정범위를 초과하고 있기 때문에, 폴리고날 페라이트가 지나치게 늘어나서 베이니틱 페라이트량이 대폭 적어져, 강도 부족으로 가공성도 열악하다. 실험 No.14는 개개의 함유 원소량은 규정 요건을 충족시키고 있지만, (Si+Al)/Mn비가 규정 범위를 초과하여, 폴리고날 페라이트가 조대하여 평균 입경이 규정값을 초과하기 때문에, 강도 부족으로 가공성도 나쁘고, 또한 스폿 용접성도 좋지 않다.

실험 No.15는 강 성분은 규정 요건을 충족시키고 있지만, 열처리 조건이 부적절하기 때문에 조직 중의 폴리고날 페라이트량이 과다하게 되어 베이니틱 페라이트량이 부족하여, 강도×신장률 특성, 강도×신장 플랜지 특성에 의해 평가되는 성형성이 열악하고, 내지연파괴성도 나쁘다.

Claims

C: 0.10 내지 0.25%(화학성분의 경우에는 질량%를 나타내며, 이하 동일),

Si: 1.0 내지 3.0%,

Mn: 1.5 내지 3.0%,

P: 0.15% 이하,

S: 0.02% 이하,

Al: 0.4% 이하,

를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지며, 상기 Si, Al, Mn의 함유량이 하기 수학식I의 관계를 충족시키고,

[수학식 I]

(Si＋Al)/Mn: 0.74 내지 1.26

또한, 종단면의 미세조직이, 전체 조직에 대한 점적률로,

1) 베이니틱 페라이트: 50% 이상,

2) 폴리고날 페라이트: 5 내지 35%,

3) 폴리고날 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이하,

4) 잔류 오스테나이트: 5% 이상

인 것을 특징으로 하는, 성형성, 내지연파괴성이 우수한 고강도 복합조직 강판.
C: 0.12 내지 0.25%,

Si: 1.0 내지 3.0%,

Mn: 1.5 내지 3.0%,

Cr: 1.0% 이하,

P: 0.15% 이하,

S: 0.02% 이하,

Al: 0.4% 이하,

를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지며, 상기 Si, Al, Mn, Cr의 함유량이 하기 수학식II의 관계를 충족시키고,

[수학식 II]

(Si＋Al)/(Mn＋Cr): 0.74 내지 1.26

또한, 종단면의 미세조직이, 전체 조직에 대한 점적률로,

1) 베이니틱 페라이트: 50% 이상,

2) 폴리고날 페라이트: 5 내지 35%,

3) 폴리고날 페라이트의 평균 입경: 10㎛ 이하,

4) 잔류 오스테나이트: 5% 이상

인 것을 특징으로 하는, 성형성, 내지연파괴성이 우수한 고강도 복합조직 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

강이, 다른 원소로서 Ti: 0.15% 이하 및/또는 Nb: 0.1% 이하를 함유하는 것인 고강도 복합조직 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

강이, 추가로 다른 원소로서 Ca: 30ppm 이하 및/또는 REM: 30ppm 이하를 포함하는 것인 고강도 복합조직 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

인장강도가 980MPa 이상인 고강도 복합조직 강판.