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KR20200003010A - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR20200003010A
KR20200003010A KR1020197034838A KR20197034838A KR20200003010A KR 20200003010 A KR20200003010 A KR 20200003010A KR 1020197034838 A KR1020197034838 A KR 1020197034838A KR 20197034838 A KR20197034838 A KR 20197034838A KR 20200003010 A KR20200003010 A KR 20200003010A
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South Korea
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degreec
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steel sheet
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히로카즈 나쓰메다
도시오 무라카미
겐지 사이토
다다오 무라타
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

C: 0.15질량%∼0.35질량%, Si와 Al의 합계: 0.5질량%∼3.0질량%, Al: 0.01질량% 이상, N: 0.01질량% 이하, Mn: 1.0질량%∼4.0질량%, P: 0.05질량% 이하, S: 0.01질량% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 강 조직이, 페라이트 분율이 5% 이하이고, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율이 60% 이상이고, 잔류 오스테나이트량이 10% 이상이고, MA의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고, 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상이고, 강판 중의 고용 질소량이 0.002질량% 이하인 고강도 강판이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 개시는, 자동차 부품을 비롯한 각종의 용도에 사용 가능한 고강도 강판에 관한 것이다.
자동차용 부품(예를 들어 골격 부품) 등에 제공되는 강판(예를 들어, 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 등)은, 차체 경량화에 의해 연비 개선을 실현하기 위해서 박육화가 요구되고 있고, 박육화 및 부품 강도 확보를 달성하기 위해서 강판의 고강도화가 요구되고 있다. 그 한편으로, 그와 같은 강판은, 복잡한 형상의 부품으로 성형하기 위해서, 우수한 가공성도 요구되고 있다. 특허문헌 1은 980∼1180MPa의 인장 강도를 갖고, 또한 양호한 딥 드로잉성을 나타내는 고강도 강판을 개시하고 있다.
일본 특허공개 2009-203548호 공보
그러나, 자동차용 부품을 비롯한 각종 용도에 있어서, 높은 인장 강도(TS), 우수한 전체 신도(EL) 및 우수한 딥 드로잉성(LDR)을 가질 뿐만 아니라, 더욱이 우수한 강도 연성 밸런스(TS×EL), 높은 항복비(YR) 및 우수한 구멍 확대율(λ)을 가질 것이 요구되고 있다.
인장 강도, 강도 연성 밸런스, 항복비, 딥 드로잉 특성 및 구멍 확대율 각각에 대하여, 구체적으로는, 이하가 요구되고 있다.
인장 강도에 대해서는, 980MPa 이상일 것이 요구되고 있다. 더욱이 인장 강도에 대해서는, 용접부에 있어서도 충분한 값을 가질 것이 요구되고 있다. 구체적으로는, 스폿 용접부의 십자 인장 강도는 6kN 이상일 것이 요구되고 있다.
또한, 사용 중에 부하할 수 있는 응력을 높게 하기 위해서는, 높은 인장 강도(TS)에 더하여 높은 항복 강도(YS)를 가질 필요가 있다. 또한, 충돌 안전성 등을 확보하는 관점에서, 강판의 항복 강도를 높이는 것도 필요하다. 이 때문에, 구체적으로는 0.75 이상의 항복비(YR=YS/TS)가 요구되고 있다.
강도 연성 밸런스에 대해서는, TS와 전체 신도(EL)의 곱(TS×EL)이 20000MPa% 이상일 것이 요구되고 있다. 더욱이 부품 성형 시의 성형성을 확보하기 위해서, 딥 드로잉성을 나타내는 LDR이 2.05 이상일 것, 및 구멍 확대성을 나타내는 구멍 확대율 λ가 30% 이상일 것도 요구되고 있다. 또한, 자동차용 강판의 기본 성능으로서 스폿 용접부의 이음새 강도도 요구된다.
그러나, 특허문헌 1이 개시하는 고강도 강판에서는, 이들 요구 모두를 만족하는 것은 곤란하여, 이들 요구 모두를 만족할 수 있는 고강도 강판이 요구되고 있었다.
본 발명의 실시형태는 이와 같은 요구에 응하기 위해서 이루어진 것으로, 인장 강도(TS), 스폿 용접부의 십자 인장 강도(SW 십자 인장), 항복비(YR), (TS)와 전체 신도(EL)의 곱(TS×EL), 딥 드로잉성(LDR) 및 구멍 확대율(λ)이 모두 높은 레벨에 있는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 태양 1은,
C: 0.15질량%∼0.35질량%,
Si와 Al의 합계: 0.5질량%∼3.0질량%,
Al: 0.01질량% 이상,
N: 0.01질량% 이하,
Mn: 1.0질량%∼4.0질량%,
P: 0.05질량% 이하,
S: 0.01질량% 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
강 조직이,
페라이트 분율이 5% 이하이고,
소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율이 60% 이상이고,
잔류 오스테나이트량이 10% 이상이고,
MA의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
잔류 오스테나이트의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상이고,
강판 중의 고용 질소량이 0.002질량% 이하인 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 2는, C량이 0.30질량% 이하인 태양 1에 기재된 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 3은, Al량이 0.10질량% 미만인 태양 1 또는 2에 기재된 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 4는, Cu, Ni, Mo, Cr 및 B 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Cu, Ni, Mo, Cr 및 B의 합계 함유량이 1.0질량% 이하인 태양 1∼3 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 5는, Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf의 합계 함유량이 0.2질량% 이하인 태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 6은, Ca, Mg 및 REM 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.01질량% 이하인 태양 1∼5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판이다.
본 발명의 태양 7은, 상기 태양 1∼6 중 어느 하나의 태양에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을 준비하는 것과,
상기 열연 강판을, 450℃∼Ae1점의 온도에서, 10분∼30시간의 예비 소둔을 행하는 것과,
예비 소둔 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 얻는 것과,
상기 냉연 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트화하는 것과,
상기 오스테나이트화 후, 650℃∼500℃의 사이를 평균 냉각 속도 15℃/초 이상, 200℃/초 미만으로 냉각하고, 300℃∼500℃의 범위 내에서 10℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상, 300초 미만 체류시키는 것과,
상기 체류 후, 300℃ 이상의 온도로부터 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것과,
상기 냉각 정지 온도로부터 300℃∼500℃의 범위에 있는 재가열 온도까지 가열하는 것
을 포함하는, 고강도 강판의 제조 방법이다.
본 발명의 태양 8은, 상기 체류가 300℃∼500℃의 범위 내의 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하는 태양 7에 기재된 제조 방법이다.
본 발명의 실시형태에 의하면, 인장 강도(TS), 용접부의 십자 인장 강도(SW 십자 인장), 항복비(YR), 인장 강도(TS)와 전체 신도(EL)의 곱(TS×EL), 딥 드로잉성(LDR) 및 구멍 확대율(λ)이 모두 높은 레벨에 있는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
[도 1] 도 1은 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법, 특히 냉간 압연 후의 열처리를 설명하는 다이어그램이다.
본 발명자들은 예의 검토한 결과, 소정의 성분을 갖는 강에 있어서, 강 조직(금속 조직)을, 페라이트 분율: 5% 이하, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율: 60% 이상, 잔류 오스테나이트량: 10% 이상, 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈: 1.0μm 이하, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트: 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상, 및 강판 중의 고용 질소량: 0.002질량% 이하로 함으로써, 인장 강도(TS), 용접부의 십자 인장 강도(SW 십자 인장), 항복비(YR), 인장 강도(TS)와 전체 신도(EL)의 곱(TS×EL), LDR 및 구멍 확대율(λ)이 모두 높은 레벨에 있는 고강도 강판을 얻을 수 있음을 발견한 것이다.
1. 강 조직 및 고용 질소량
이하에 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 강 조직 및 고용 질소량의 상세를 설명한다.
이하의 강 조직의 설명에서는, 그와 같은 조직을 갖는 것에 의해 각종의 특성을 향상시킬 수 있는 메커니즘에 대해 설명하고 있는 경우가 있다. 이들은 본 발명자들이 현시점에서 얻어지고 있는 지견에 의해 생각한 메커니즘이지만, 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아님에 유의되고 싶다.
(1) 페라이트 분율: 5% 이하
페라이트는, 일반적으로 가공성이 우수하지만, 강도가 낮다고 하는 문제를 갖는다. 그 결과, 페라이트량이 많으면 항복비가 저하된다. 이 때문에, 페라이트 분율을 5% 이하(5체적% 이하)로 했다.
페라이트 분율은 바람직하게는 3% 이하, 더 바람직하게는 0%이다.
페라이트 분율은 광학 현미경으로 관찰하여, 흰 영역을 점산법으로 측정하는 것에 의해 구할 수 있다. 즉, 이와 같은 방법에 의해, 페라이트 분율을 면적비(면적%)로 구할 수 있다. 그리고, 면적비로 구한 값을 그대로 체적비(체적%)의 값으로서 이용해도 된다.
(2) 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율: 60% 이상
소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율을 60% 이상(60체적% 이상)으로 함으로써 고강도와 높은 구멍 확대성을 양립시킬 수 있다. 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율은 바람직하게는 70% 이상이다.
소려 마르텐사이트 및 소려 베이나이트량(합계 분율)은, 나이탈 부식을 행한 단면의 SEM 관찰을 행하여, MA(즉, 잔류 오스테나이트와 소입된 채로의 마르텐사이트의 합계)의 분율을 측정하고, 강 조직 전체로부터 전술한 페라이트 분율과 MA 분율을 빼는 것에 의해 구할 수 있다.
(3) 잔류 오스테나이트량: 10% 이상
잔류 오스테나이트는, 프레스 가공 등의 가공 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태하는 TRIP 현상을 일으켜, 큰 신도를 얻을 수 있다. 또한, 형성되는 마르텐사이트는 높은 경도를 갖는다. 이 때문에, 우수한 강도-연성 밸런스를 얻을 수 있다. 잔류 오스테나이트량을 10% 이상(10체적% 이상)으로 함으로써 TS×EL이 20000MPa% 이상으로 우수한 강도-연성 밸런스를 실현할 수 있다.
잔류 오스테나이트량은 바람직하게는 15% 이상이다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 대부분은, MA의 형태로 존재한다. MA란, martensite-austenite constituent의 약어이며, 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합체(복합 조직)이다.
잔류 오스테나이트량은, X선 회절에 의해 페라이트(X선 회절에서는 베이나이트, 소려 베이나이트, 소려 마르텐사이트 및 미소려의 마르텐사이트를 포함한다)와 오스테나이트의 회절 강도비를 구하여 산출하는 것에 의해 얻을 수 있다. X선원으로서는 Co-Kα선을 이용할 수 있다.
(4) MA의 평균 사이즈: 1.0μm 이하
MA는 경질상이며, 변형 시에 모상/경질상 계면 근방이 보이드 형성 사이트로서 작용한다. MA 사이즈가 조대해질수록, 모상/경질상 계면으로의 변형 집중이 일어나, 모상/경질상 계면 근방에 형성된 보이드를 기점으로 한 파괴를 일으키기 쉬워진다.
이 때문에, MA 사이즈, 특히 MA 평균 사이즈를 1.0μm 이하로 미세하게 하여, 파괴를 억제함으로써 구멍 확대율 λ를 향상시킬 수 있다. MA의 평균 사이즈는 바람직하게는 0.8μm 이하이다.
MA의 평균 사이즈는, 나이탈 부식한 단면을 SEM에 의해 3000배 이상으로 3 시야 이상 관찰하고, 사진 중의 임의의 위치에 합계 200μm 이상의 직선을 긋고, 그 직선과 MA가 교차하는 절편 길이를 측정하여, 그들 절편 길이의 평균치를 산출함으로써 구할 수 있다.
한편, 직선을 그을 때에는 1개당 적어도 20μm 이상으로 한다.
(5) 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈: 1.0μm 이하, 및 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트: 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상
잔류 오스테나이트의 평균 사이즈를 1.0μm로 하고, 또한 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 비율(체적비)을 2% 이상으로 함으로써, 우수한 딥 드로잉성이 얻어짐을 발견했다.
딥 드로잉 성형 시에 형성되는 종벽부의 인장 응력에 대해서 플랜지부의 유입 응력이 작으면, 드로잉 성형이 용이하게 진행되게 되어, 양호한 딥 드로잉성이 얻어진다. 플랜지부의 변형 거동은 반면(盤面) 방향, 원주로부터 압축 응력이 강하게 걸리기 때문에, 등방적인 압축 응력이 부여된 상태에서 변형하게 된다. 한편, 마르텐사이트 변태는 체적 팽창을 수반하기 때문에, 등방적인 압축 응력하에서는 마르텐사이트 변태는 일어나기 어려워진다. 따라서, 플랜지부에서의 잔류 오스테나이트의 가공 유기 마르텐사이트 변태가 억제되어 가공 경화가 작아진다.
이 결과, 딥 드로잉성이 개선된다. 잔류 오스테나이트의 사이즈가 클수록, 마르텐사이트 변태를 억제하는 효과가 크게 발현된다.
또한, 딥 드로잉 성형에 의해 형성되는 종벽부의 인장 응력을 높이기 위해서는, 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시키는 것이 필요하다. 비교적 낮은 응력하에서 용이하게 가공 유기 변태하는 불안정한 잔류 오스테나이트와 높은 응력하에서가 아니면 가공 유기 변태를 일으키지 않는 안정한 잔류 오스테나이트를 혼재시켜, 넓은 응력 범위에 걸쳐 가공 유기 변태를 일으키게 함으로써 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시킬 수 있다. 그 때문에 조대하고 불안정한 잔류 오스테나이트와 미세하고 안정한 잔류 오스테나이트를 각각 소정량 포함하는 강 조직을 얻는 것을 검토했다. 그리고, 본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈를 1.0μm로 하고, 또한 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량의 전체 잔류 오스테나이트량에서 차지하는 비율(체적비)을 2% 이상으로 함으로써, 변형 중에 높은 가공 경화율을 지속시켜, 우수한 딥 드로잉성(LDR)을 얻을 수 있음을 발견했다.
또한, 전술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태할 때에 TRIP 현상을 일으켜 큰 신도를 얻을 수 있다. 한편으로, 가공 유기 변태에 의해 형성된 마르텐사이트 조직은 딱딱하여 파괴의 기점으로서 작용한다. 보다 큰 마르텐사이트 조직일수록 파괴의 기점이 되기 쉽다. 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈를 1.0μm 이하로 하여, 가공 유기 변태에 의해 형성되는 마르텐사이트의 크기를 작게 함으로써 파괴를 억제하는 효과도 얻을 수 있다.
잔류 오스테나이트의 평균 사이즈 및 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량의 전체 오스테나이트량에서 차지하는 비율은, SEM을 이용한 결정 해석 수법인 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)법을 이용하여 Phase 맵을 작성하는 것에 의해 구할 수 있다. 얻어진 Phase 맵으로부터, 개개의 오스테나이트상(잔류 오스테나이트)의 면적을 구하고, 그 면적으로부터 개개의 오스테나이트상의 원상당경(직경)을 구하고, 구한 직경의 평균치를 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈로 한다. 또한, 원상당경이 1.5μm 이상인 오스테나이트상의 면적을 적산하고, 오스테나이트상의 총 면적에 대한 비율을 구하는 것에 의해, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트의 전체 오스테나이트에서 차지하는 비율을 얻을 수 있다. 한편, 이와 같이 하여 구한 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트의 전체 오스테나이트에서 차지하는 비율은 면적비이지만, 체적비와 등가이다.
(6) 강판 중의 고용 질소량이 0.002질량% 이하
발명자들은, 강판 중의 고용 질소가 신장 플랜지성(구멍 확대성)에 영향을 줌을 발견했다. 강판 중의 고용 질소량을 0.002질량% 이하로 저감하는 것에 의해, 신장 플랜지성(구멍 확대성)을 향상시킬 수 있다.
강판 중의 고용 질소량에 대해서는, 화학 성분 분석으로 강판 중의 전체 질소량을 구하고, 화합물형 질소량과의 차분을 「고용 질소량」으로 했다. 화합물형 질소량은, 강판을 전해 추출한 후의 전해액을 0.1μm의 공경의 필터를 이용하여 여과하고, 필터 상에 남은 잔사를 인도페놀 청흡광 광도법으로 측정하는 것에 의해 구했다. 고용 질소량은, 바람직하게는 0.002질량% 이하, 더 바람직하게는 0.0015질량% 이하이다.
(7) 그 외의 강 조직:
본 명세서에 있어서는, 상기한 페라이트, 소려 마르텐사이트, 소려 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 강 조직은 특별히 규정하고 있지 않다. 그렇지만, 페라이트 등의 강 조직 이외에도, 펄라이트, 소려되어 있지 않은 베이나이트 및 소려되어 있지 않은 마르텐사이트 등이 존재하는 경우가 있다. 페라이트 등의 강 조직이, 전술한 조직 조건을 만족시키고 있으면, 펄라이트 등이 존재해도, 본 발명의 실시형태의 효과는 발휘된다.
2. 성분 조성
이하에 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 조성에 대해 설명한다. 우선, 기본이 되는 원소에 대해 설명하고, 추가로 선택적으로 첨가해도 되는 원소에 대해 설명한다.
한편, 성분 조성에 대해 단위의 % 표시는, 모두 질량%를 의미한다.
(1) C: 0.15∼0.35%
C는 원하는 조직을 얻어, 높은 (TS×EL) 등의 특성을 확보하기 위해서 필수의 원소이며, 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.15% 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 0.35% 초과는 용접에 적합하지 않고, 충분한 용접 강도를 얻을 수 없다. C량은, 바람직하게는 0.17% 이상, 더 바람직하게는 0.18% 이상이다. 또한, 바람직하게는 0.30% 이하이다. C량이 0.30% 이하이면 보다 용이하게 용접할 수 있다.
(2) Si와 Al의 합계: 0.5∼3.0%
Si와 Al은, 각각, 세멘타이트의 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Si와 Al을 합계로 0.5% 이상 첨가할 필요가 있다. 단, Si와 Al의 합계가 3.0%를 초과하면, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직인 MA가 조대해지기 때문에 구멍 확대율이 열화된다. 바람직하게는 0.7% 이상, 더 바람직하게는 1.0% 이상이다. 또한, 바람직하게는 2.5 이하, 더 바람직하게는 2.0% 이하이다.
(3) Al: 0.01% 이상
Al은, 탈산 원소로서 기능할 정도의 첨가량, 즉 0.01% 이상 첨가한다. Al은, 0.10% 미만이어도 되고, 또한, 예를 들어 세멘타이트의 형성을 억제하여, 잔류 오스테나이트량을 증가시키는 목적 등을 위해 0.7% 이상과 같은 보다 많은 양을 첨가해도 된다.
(4) Mn: 1.0∼4.0%
Mn은 페라이트의 형성을 억제한다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 1.0% 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 4.0%를 초과하면 베이나이트 변태가 억제되기 때문에 비교적 조대한 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없다. 그 때문에 딥 드로잉성을 개선시킬 수 없다. Mn의 함유량은, 바람직하게는 1.5% 이상, 더 바람직하게는 2.0% 이상이다. 또한, 바람직하게는 3.5% 이하이다.
(5) P: 0.05% 이하
P는 불순물 원소로서 불가피적으로 존재한다. 0.05%를 초과하는 P가 존재하면 EL 및 λ가 열화된다. 이 때문에, P의 함유량은 0.05% 이하(0%를 포함한다)로 한다. 바람직하게는, 0.03% 이하(0%를 포함한다)이다.
(6) S: 0.01% 이하
S는 불순물 원소로서 불가피적으로 존재한다. 0.01%를 초과한 S가 존재하면 MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하여, 균열의 기점이 되어 λ를 저하시킨다. 이 때문에, S의 함유량은 0.01% 이하(0%를 포함한다)로 한다. 바람직하게는, 0.005% 이하(0%를 포함한다)이다.
(7) N: 0.01% 이하
N의 함유량이 과잉이면, 질화물의 석출량이 증대되어, 인성에 악영향을 준다. 따라서 N량은, 0.01% 이하로 한다. 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.006% 이하이다. 한편, 제강상의 비용 등을 고려하면, N의 함유는 통상 0.001% 이상이 된다.
(8) 잔부
바람직한 하나의 실시형태에서는, 잔부는, 철 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 의해 가져 오게 되는 미량 원소(예를 들어, As, Sb, Sn 등)의 혼입이 허용된다. 한편, 예를 들어, P 및 S와 같이, 통상, 함유량이 적을수록 바람직하고, 따라서 불가피 불순물이지만, 그 조성 범위에 대해 상기와 같이 별도 규정하고 있는 원소가 있다. 이 때문에, 본 명세서 에 있어서, 잔부를 구성하는 「불가피 불순물」이라고 하는 경우는, 별도 그 조성 범위가 규정되어 있는 원소를 제외한 개념이다.
그러나, 본 발명은 이 실시형태의 조성으로 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 특성을 유지할 수 있는 한, 임의의 그 외의 원소를 추가로 포함해도 된다. 그와 같이 선택적으로 함유시킬 수 있는 그 외의 원소를 이하에 나타낸다.
(9) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B 중 1종 이상: 합계 함유량 1.0% 이하
이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화하여 소정량 확보하는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 이들 원소는 합계량으로 0.001% 이상, 더욱이 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 쓸데없으므로, 이들 원소는 합계량으로 1.0% 이하, 더욱이 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
(10) Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf 중 1종 이상: 합계 함유량 0.2% 이하
이들 원소는, 석출 강화 및 조직 미세화의 효과가 있어, 고강도화에 유용한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 이들 원소를 합계량으로 0.01% 이상, 더욱이 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 쓸데없으므로, 이들 원소는 합계량으로 0.2% 이하, 더욱이 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.
(11) Ca, Mg 및 REM 중 1종 이상: 합계 함유량 0.01% 이하
이들 원소는, 강 중 황화물의 형태를 제어하여, 가공성 향상에 유효한 원소이다. 여기에서, 본 발명의 실시형태에 이용되는 REM(희토류 원소)으로서는, Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 이들 원소를 합계량으로 0.001% 이상, 더욱이 0.002% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 쓸데없으므로, 이들 원소는 합계량으로 0.01% 이하, 더욱이 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.
3. 특성
전술한 바와 같이 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은, TS, YR, TS×EL, LDR, λ 및 SW 십자 인장이 모두 높은 레벨에 있다. 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 이들 특성에 대해 이하에 상술한다.
(1) 인장 강도(TS)
980MPa 이상의 TS를 갖는다. 이것에 의해 충분한 강도를 확보할 수 있다.
(2) 항복비(YR)
0.75 이상의 항복비를 갖는다. 이것에 의해 전술한 높은 인장 강도와 함께 높은 항복 강도를 실현할 수 있어, 딥 드로잉 가공 등의 가공에 의해 얻은 최종 제품을 높은 응력하에서 사용할 수 있다. 바람직하게는, 0.80 이상의 항복비를 갖는다.
(3) TS와 전체 신도(EL)의 곱(TS×EL)
TS×EL이 20000MPa% 이상이다. 20000MPa% 이상의 TS×EL을 가짐으로써, 높은 강도와 높은 연성을 동시에 갖는, 높은 레벨의 강도 연성 밸런스를 얻을 수 있다. 바람직하게는, TS×EL은 23000MPa% 이상이다.
(4) 딥 드로잉성(LDR)
LDR은 딥 드로잉성의 평가에 이용되고 있는 지표이다. 원통 드로잉 성형에 있어서, 얻어지는 원통의 직경을 d로 하고, 1회의 딥 드로잉 가공으로 파단을 일으키지 않고 원통을 얻을 수 있는 원반상의 강판(블랭크)의 최대 직경을 D로 했을 때, D/d를 LDR(Limiting Drawing Ratio)이라고 한다. 보다 상세하게는, 판두께 1.4mm이고 각종 직경을 갖는 원반상의 시료를, 펀치 직경 50mm, 펀치 각반경 6mm, 다이 직경 55.2mm, 다이 각반경 8mm의 금형으로 원통 딥 드로잉을 행하여, 파단되지 않고 드로잉된 원반상 시료의 시료 직경 중 최대의 시료 직경(최대 직경 D)을 구하는 것에 의해 LDR을 구할 수 있다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은, LDR이 2.05 이상이고, 바람직하게는 2.10 이상으로, 우수한 딥 드로잉성을 갖고 있다.
(5) 구멍 확대율(λ)
구멍 확대율 λ는, JIS Z 2256에 따라 구한다. 시험편에 직경 d0(d0=10mm)의 타발 구멍을 뚫고, 선단 각도가 60°인 펀치를 이 타발 구멍에 압입하여, 발생한 균열이 시험편의 판두께를 관통한 시점의 타발 구멍의 직경 d를 측정하고, 하기의 식으로부터 구한다.
λ(%)=｛(d-d0)/d0｝×100
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은, 구멍 확대율 λ가 30% 이상, 바람직하게는 40% 이상이다. 이것에 의해 프레스 성형성 등이 우수한 가공성을 얻을 수 있다.
(6) 스폿 용접부 십자 인장 강도(SW 십자 인장)
스폿 용접부의 십자 인장 강도는 JIS Z 3137에 준거하여 평가한다. 스폿 용접의 조건은 강판(후술하는 실시예에서는 두께 1.4mm의 강판)을 2매 겹친 것을 이용하고, 돔 래디어스형의 전극으로 가압력 4kN, 전류를 6kA로부터 12kA까지 0.5kA 피치로 스폿 용접을 실시한다. 이것에 의해, 티끌이 발생하는 최저 전류를 구한다. 그리고, 티끌이 발생한 최저 전류로부터 0.5kA 낮은 전류로 스폿 용접한 이음새의 십자 인장 강도를 측정한다.
본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판은, 스폿 용접부의 십자 인장 강도(SW 십자 인장)가 6kN 이상, 바람직하게는 8kN 이상, 보다 바람직하게는 10kN 이상이다.
4. 제조 방법
다음에 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명자들은, 소정의 조성을 갖는 압연재에 상세를 후술하는 열처리(멀티 스텝의 오스템퍼 처리)를 행하는 것에 의해, 전술한 원하는 강 조직을 갖고, 그 결과, 전술한 원하는 특성을 갖는 고강도 강판을 얻음을 발견한 것이다.
이하에 그 상세를 설명한다.
(1) 열연 강판의 준비 및 예비 소둔
전술하는 성분 조성을 갖는 열연 강판을 준비한다. 열간 압연 조건은 특별히 한정되는 것은 아니고, 통상의 열간 압연 공정에 의해 제조한다.
얻어진 압연 강판을, 450℃ 이상, Ae1점 이하의 예비 소둔 온도까지 가열하고, 그 예비 소둔 온도에서 10분∼30시간의 예비 소둔 처리를 실시한다. 이 소둔 공정에 의해, AlN의 석출을 촉진하여, 열연 강판 중에 잔존하고 있는 고용 질소를 저감시킨다.
또한, Ae1점은 하기 식을 이용하여 구할 수 있다.
Ae1점(℃)=723-10.7×[Mn]+29.1×[Si]
단, [ ]는, 각각, 질량%로의 각 원소의 함유량을 나타낸다.
예비 소둔 온도가 450℃ 미만이면, AlN의 석출이 불충분해져, 최종 제품의 강판 중에 고용 질소가 소정량 이상으로 잔존해 버린다. 예비 소둔 온도가 Ae1점을 초과하면, 예비 소둔 후의 냉각 과정에 있어서 마르텐사이트가 생성되어 버려, 이 후에 행하는 냉간 압연 중에 강판이 파단되어 버릴 우려가 있다. 그 때문에, 예비 소둔 온도는, 450℃∼Ae1점으로 하는 것이 바람직하다.
예비 소둔 시간이 10분 미만인 경우, AlN의 석출이 불충분해져, 최종 제품의 강판 중에 고용 질소가 소정량 이상으로 잔존해 버린다. 고용 질소량을 저감시키기 위해서는 장시간의 예비 소둔을 실시하는 것이 좋지만, 소둔 시간을 지나치게 길게 해도 상기 효과가 포화되어 생산성이 저하되기 때문에, 30시간 이하로 하는 것이 바람직하다.
(2) 냉연 강판의 작성
예비 소둔을 행한 열연 강판을, 산세 등에 의해 스케일 제거한다. 그 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연 조건은 특별히 한정되는 것은 아니다.
이와 같이 하여 얻어진 냉연 강판에 후술하는 바와 같은 열처리를 실시함으로써, 원하는 강판 조직을 갖고, 그 결과, 원하는 특성을 갖는 고강도 강판이 얻어진다.
도 1을 참조하면서 본 발명의 실시형태에 따른 강판의 제조에 적합한 열처리를 설명한다. 도 1은 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법, 특히 냉간 압연 후의 열처리(후술하는 (3)∼(6)의 열처리 공정)를 설명하는 다이어그램이다.
(3) 오스테나이트화 처리
도 1의 [1] 및 [2]에 나타내듯이, Ac3점 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트화한다. 이 가열 온도에서 1∼1800초 유지해도 된다. 가열 온도는, 바람직하게는, Ac3점 이상, Ac3점+100℃ 이하이다. Ac3점+100℃ 이하의 온도로 함으로써 결정립의 조대화를 보다 억제할 수 있기 때문이다. 가열 온도는, 보다 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이상, Ac3점+90℃ 이하, 더 바람직하게는, Ac3점+20℃ 이상, Ac3점+80℃ 이하이다. 보다 완전히 오스테나이트화하여 페라이트의 형성을 억제할 수 있음과 함께, 결정립의 조대화를 보다 확실히 억제할 수 있기 때문이다.
도 1의 [1]로 나타내는, 오스테나이트화 시의 가열은 임의의 가열 속도로 행해도 되지만, 바람직한 평균 가열 속도로서 1℃/초 이상, 20℃/초 미만을 들 수 있다.
또한, Ac3점은 하기 식을 이용하여 구할 수 있다.
Ac3점(℃)=911-203×√[C]+44.7×[Si]-30×[Mn]+400×[Al]
단, [ ]는, 각각, 질량%로의 각 원소의 함유량을 나타낸다.
(4) 냉각과 300℃∼500℃의 온도역에서의 체류
상기의 오스테나이트화 후, 냉각하고, 도 1의 [5]에 나타내듯이, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에 있어서, 10℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상, 300초 미만 체류시킨다.
냉각은, 적어도 650℃∼500℃의 사이는, 평균 냉각 속도 15℃/초 이상, 200℃/초 미만으로 냉각한다. 평균 냉각 속도 15℃/초 이상으로 함으로써, 냉각 중의 페라이트의 형성을 억제하기 때문이다. 또한, 냉각 속도를 200℃/초 미만으로 함으로써 급격한 냉각에 의한 과대한 열변형의 발생을 방지할 수 있다. 이와 같은 냉각의 바람직한 예로서, 도 1의 [3]에 나타내듯이, 650℃ 이상인 급랭 개시 온도까지는, 0.1℃/초 이상, 10℃/초 이하의 비교적 낮은 평균 냉각 속도로 냉각하고, 도 1의 [4]에 나타내듯이, 급랭 개시 온도로부터, 500℃ 이하인 체류 개시 온도까지 평균 냉각 속도 20℃/초 이상, 200℃/초 미만으로 냉각하는 것을 들 수 있다.
300℃∼500℃의 온도 범위 내에서 10℃/초 이하의 냉각 속도로, 10초 이상, 300초 미만 체류시킨다. 즉, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에 있어서, 냉각 속도가 10℃/초 이하 상태에 10초 이상, 300초 미만 놓여진다. 냉각 속도가 10℃/초 이하 상태는, 도 1의 [5]와 같이, 실질적으로 일정한 온도에서 유지하는(즉, 냉각 속도가 0℃/초) 경우도 포함한다.
이 체류에 의해, 부분적으로 베이나이트를 형성시킨다. 그리고, 베이나이트는 오스테나이트보다 탄소의 고용한이 낮으므로, 고용한을 초과한 탄소를 토해 낸다. 이 결과, 베이나이트 주위에, 탄소가 농화된 오스테나이트의 영역이 형성된다.
이 영역이, 후술하는 냉각, 재가열을 거쳐, 약간 조대한 잔류 오스테나이트(구체적으로는, 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트)가 된다. 이 「약간 조대한 잔류 오스테나이트」를 형성함으로써, 전술한 바와 같이 딥 드로잉성을 높게 할 수 있다.
체류시키는 온도가 500℃보다 높으면, 탄소 농화 영역이 지나치게 커져, 잔류 오스테나이트뿐만 아니라, MA도 조대해지기 때문에, 구멍 확대율이 저하된다. 한편, 체류시키는 온도가 300℃보다 낮으면, 탄소 농화 영역이 작아, 조대한 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 딥 드로잉성이 저하된다.
또한, 체류 시간이 10초보다 짧으면, 탄소 농화 영역의 면적이 작아져, 조대한 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 딥 드로잉성이 저하된다. 한편, 체류 시간이 300초 이상이 되면, 탄소 농화 영역이 지나치게 커져, 잔류 오스테나이트뿐만 아니라, MA도 조대해지기 때문에, 구멍 확대율이 저하된다.
또한, 체류 중의 냉각 속도가 10℃/초보다 크면 충분한 베이나이트 변태가 일어나지 않고, 따라서, 충분한 탄소 농화 영역이 형성되지 않아, 조대한 잔류 오스테나이트의 양이 부족하다.
따라서, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에서 10℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상, 300초 미만 체류시킨다. 바람직하게는 320℃∼480℃의 온도 범위 내에서 8℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상 체류시키고, 그 동안, 일정 온도에서 3∼80초 유지하는 것이 바람직하다.
더욱 바람직하게는 340℃∼460℃의 온도 범위 내에서 3℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상 체류시키고, 그 동안, 일정 온도에서 5∼60초 유지한다.
(5) 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도까지 냉각
전술한 체류 후, 도 1의 [6]에 나타내듯이 300℃ 이상의 제 2 냉각 개시 온도로부터 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 바람직한 실시형태의 하나에서는, 도 1의 [6]에 나타내듯이, 전술한 체류의 종료 온도(예를 들어, 도 1의 [5]에 나타내는 유지 온도)를 제 2 냉각 개시 온도로 한다.
이 냉각에 의해, 전술한 탄소 농화 영역을 오스테나이트로서 남긴 채로, 마르텐사이트 변태를 일으키게 한다. 냉각 정지 온도를 100℃ 이상, 300℃ 미만의 온도 범위 내에서 제어함으로써, 마르텐사이트로 변태하지 않고 잔존하는 오스테나이트의 양을 조정하여, 최종적인 잔류 오스테나이트량을 제어한다.
냉각 속도가, 10℃/초보다 느리면, 냉각 중에 탄소 농화 영역이 필요 이상으로 퍼져, MA가 조대해지기 때문에, 구멍 확대율이 저하된다. 냉각 정지 온도가 100℃보다 낮으면, 잔류 오스테나이트량이 부족하다. 이 결과, TS는 높아지지만, EL이 저하되어, TS×EL 밸런스가 부족하다.
냉각 정지 온도가 300℃ 이상이면, 조대한 미변태 오스테나이트가 증가하여, 그 후의 냉각에서도 잔존함으로써, 최종적으로 MA 사이즈가 조대해져, 구멍 확대율 λ가 저하된다.
한편, 바람직한 냉각 속도는 15℃/℃ 이상이며, 바람직한 냉각 정지 온도는 120℃ 이상, 280℃ 이하이다. 더욱 바람직한, 냉각 속도는 20℃/s 이상이며, 더욱 바람직한 냉각 정지 온도는 140℃ 이상, 260℃ 이하이다.
도 1의 [7]에 나타내듯이, 냉각 정지 온도에서 유지해도 된다. 유지하는 경우의 바람직한 유지 시간으로서, 1∼600초를 들 수 있다. 유지 시간이 길어져도 특성상의 영향은 거의 없지만, 600초를 초과하는 유지 시간은 생산성을 저하시킨다.
(6) 300℃∼500℃의 온도 범위까지 재가열
도 1의 [8]에 나타내듯이, 전술한 냉각 정지 온도로부터 300℃∼500℃ 범위에 있는 재가열 온도까지 가열한다. 가열 속도는 특별히 제한되지 않는다. 재가열 온도에 도달한 후는, 도 1의 [9]에 나타내듯이 그 온도에서 유지하는 것이 바람직하다. 바람직한 유지 시간으로서 50∼1200초를 들 수 있다.
이 재가열에 의해, 마르텐사이트 중의 탄소를 토해 내게 하여, 주위의 오스테나이트로의 탄소 농화를 촉진시켜, 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 이것에 의해, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트량을 증대시킬 수 있다.
재가열 온도가 300℃보다 낮으면, 탄소의 확산이 부족하여 충분한 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않아 TS×EL이 저하된다. 또한, 유지를 행하지 않거나, 또는 유지 시간이 50초보다 짧으면, 마찬가지로 탄소의 확산이 부족할 우려가 있다. 이 때문에, 재가열 온도에서 50초 이상의 유지를 행하는 것이 바람직하다.
재가열 온도가 500℃보다 높으면 탄소가 세멘타이트로서 석출되어, 충분한 양의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문에, TS×EL이 저하된다. 더욱이 유지 시간이 1200초보다 길면, 마찬가지로, 탄소가 세멘타이트로서 석출될 우려가 있다. 이 때문에, 유지 시간은 1200초 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 재가열 온도는, 320℃∼480℃이며, 이 경우, 유지 시간의 상한은 900초인 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 재가열 온도는, 340℃∼460℃이며, 이 경우, 유지 시간의 상한은 600초인 것이 바람직하다.
재가열 후, 도 1의 [10]에 나타내듯이, 예를 들어 실온과 같은 200℃ 이하의 온도까지 냉각해도 된다. 200℃ 이하까지의 바람직한 평균 냉각 속도로서 10℃/초 이상을 들 수 있다.
이상의 공정(1)∼(6)을 거쳐, 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판을 얻을 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 접한 당업자이면, 시행 착오에 의해, 전술한 제조 방법과 상이한 제조 방법에 의해 본 발명의 실시형태에 따른 고강도 강판을 얻을 수 있을 가능성이 있다.
실시예
1. 샘플 제작
표 1에 기재한 화학 조성을 갖는 주조재를 진공 용제로 제조한 후, 이 주조재를 열간 단조로 판두께 30mm의 강판으로 한 후, 열간 압연을 실시했다. 한편, 표 1에는 조성으로부터 계산한 Ac3점도 기재했다.
열간 압연의 조건은 본 발명의 실시형태의 최종 조직 및 특성에 본질적인 영향을 미치지 않지만, 1200℃로 가열한 후, 다단 압연으로 판두께 2.5mm로 했다. 이 때, 열간 압연의 종료 온도는 880℃로 했다. 그 후, 600℃까지 30℃/초로 냉각하고, 냉각을 정지하고, 600℃로 가열한 노에 삽입 후, 30분 유지하고, 그 후, 노랭하여, 열연 강판으로 했다.
이 열연 강판에 예비 소둔을 실시했다. 예비 소둔의 조건(예비 소둔 온도 및 예비 소둔 시간)을 표 2-1, 표 2-2에 나타냈다.
예비 소둔을 행한 열연 강판에 산세를 실시하여 표면의 스케일을 제거한 후, 1.4mm까지 냉간 압연을 실시했다. 이 냉간 압연판에 열처리를 행하여, 샘플을 얻었다. 열처리 조건을 표 2-1, 표 2-2에 나타냈다. 한편, 표 2-1, 표 2-2 중의 예를 들어, [2]와 같이 [ ]를 안에 나타낸 번호는, 도 1 중에 [ ] 안에 나타낸 동일 번호의 프로세스에 대응한다. 표 2-1, 표 2-2에 있어서, 샘플 No. 4는, 700℃에서 급랭을 개시 후, 200℃까지 단번에 냉각한 샘플(도 1에서 [5], [6]에 상당하는 공정을 스킵한 샘플)이며, 샘플 No. 10은, 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도에서 정지하지 않고, 또한 재가열을 행하지 않았던 샘플(도 1에서 [6]∼[8]에 상당하는 공정을 스킵한 샘플)이다.
한편, 각 표에 있어서, 밑줄을 붙인 수치는, 본 발명의 실시형태의 범위로부터 벗어나 있음을 나타내고 있다. 단, 「-」에 대해서는, 본 발명의 실시형태의 범위로부터 벗어나 있어도 밑줄을 붙이지 않은 것에 유의되고자 한다.
Figure pct00001
[표 2-1]
Figure pct00002
[표 2-2]
Figure pct00003
2. 강 조직 및 고용 질소량
각각의 샘플에 대해 전술한 방법에 의해, 페라이트 분율, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율(표 3-1, 표 3-2에는 「소려 M/B」 기재), 잔류 오스테나이트량(잔류 γ량), MA 평균 사이즈, 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈(잔류 γ 평균 사이즈), 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트의 전체 오스테나이트에서 차지하는 비율(표 3-1, 표 3-2에는, 「1.5μm 이상의 잔류 γ 비율」이라고 기재), 고용 질소량을 구했다. 잔류 오스테나이트량의 측정에는, 주식회사 리가쿠제 2차원 미소부 X선 회절 장치(RINT-RAPIDII)를 이용했다. 얻어진 결과를 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다.
[표 3-1]
Figure pct00004
[표 3-2]
Figure pct00005
3. 기계적 특성
얻어진 샘플에 대해, 인장 시험기를 이용하여, YS, TS, EL을 측정하고, YR 및 TS×EL을 산출했다. 또한, 전술한 방법에 의해 구멍 확대율 λ와, 딥 드로잉 LDR과, 스폿 용접부의 십자 인장 강도(SW 십자 인장)를 구했다. 얻어진 결과를 표 4-1, 표 4-2에 나타낸다.
[표 4-1]
Figure pct00006
[표 4-2]
Figure pct00007
4. 정리
본 발명의 실시형태의 조건을 만족시키는 실시예 샘플인, 샘플 No 12, 14∼16, 20∼24, 31∼36 및 38∼47은, 모두 980MPa 이상의 인장 강도, 0.75 이상의 항복비, 20000MPa% 이상의 TS×EL, 2.05 이상의 LDR, 30% 이상의 구멍 확대율 및 6kN 이상의 SW 십자 인장을 달성하고 있다.
이에 반해서, 샘플 No. 1은, 예비 소둔을 행하지 않았으므로, 고용 질소량이 많아, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 2는, 예비 소둔 온도가 낮기 때문에, 또한, 샘플 No. 3은, 예비 소둔 시간이 짧기 때문에, 고용 질소량이 많아, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 4는, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에서 체류시키지 않았으므로, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량이 충분하지 않고, 이 결과, 충분한 딥 드로잉성이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 5는, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에서의 체류 시간이 길기 때문에, MA의 평균 사이즈가 과대가 되고, 이 결과, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 6은, 제 2 냉각 개시 온도(표 2-1, 표 2-2에 나타내는 「[5] 유지 온도」)로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 느리기 때문에, MA의 평균 사이즈가 과대가 되고, 이 결과, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 7은, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위에서의 유지 시간이 짧기 때문에, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량이 충분하지 않아, 충분한 딥 드로잉성이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 8은, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위보다 높은 온도에서 체류시켰기 때문에, MA의 평균 사이즈가 과대가 되고, 이 결과, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 9는, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위보다 낮은 온도에서 체류시켰기 때문에, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량이 충분하지 않고, 이 결과, 충분한 딥 드로잉성이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 10은, 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도에서의 정지(도 1의 [7]), 및 재가열(도 1의 [8]∼[10])을 하고 있지 않기 때문에, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계량이 부족하고, 잔류 오스테나이트의 평균 사이즈도 과대가 되었다. 또한, 오스테나이트화 후, 300℃∼500℃의 온도 범위 내에서의 체류 시간이 길기 때문에, MA의 평균 사이즈가 과대가 되었다. 이들 결과로부터, 충분한 인장 강도, TS×EL, 및 구멍 확대율이 얻어지지 않았다. 한편, 조대한 MA(잔류 오스테나이트와 마르텐사이트 혼합 조직)가 증가했기 때문에, 조직 중의 잔류 오스테나이트량은 본원의 규정량을 만족시킨 것이라고 생각된다.
샘플 No. 11은, 오스테나이트화를 위한 가열 온도가 낮기 때문에, 페라이트량이 과대가 되고, 또한 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계량이 부족하며, 이 결과, 충분한 인장 강도, 항복비 및 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 13은, 냉각 정지 온도가 100℃ 이상, 300℃ 미만의 온도 범위보다 낮기 때문에, 잔류 오스테나이트량이 적고, 이 결과, 충분한 TS×EL의 값을 얻을 수 없었다.
샘플 No. 17은, 급랭 개시 온도로부터, 체류 개시 온도(표 2-1, 표 2-2의 「[5] 유지 온도」)까지의 냉각 속도가 느리기 때문에, 페라이트량이 과대가 되어, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계량이 부족했다. 이 결과, 충분한 인장 강도, 항복비 및 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 18은, 재가열 온도가 300℃∼500℃의 온도 범위보다 높기 때문에, 잔류 오스테나이트가 적고, 이 결과, 충분한 TS×EL이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 19는, 재가열 온도가 300℃∼500℃의 온도 범위보다 낮기 때문에, 잔류 오스테나이트가 적고, 이 결과, 충분한 TS×EL의 값이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 25는, C량이 적기 때문에, 잔류 오스테나이트량이 부족하고, 또한 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량이 충분하지 않으며, 이 결과, 충분한 TS×EL 및 딥 드로잉성이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 26은, Mn량이 많기 때문에, 사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트량이 충분하지 않고, 이 결과, 충분한 딥 드로잉성이 얻어지지 않았다. 또한, Mn량이 많기 때문에, 베이나이트 변태가 억제되어 버려 조대한 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없고(즉, 미세한 잔류 오스테나이트밖에 형성되지 않고), 그 결과, 잔류 오스테나이트량이 부족하여, TS×EL이 저하되었다고 생각된다.
샘플 No. 27은, Mn량이 적기 때문에, 페라이트량이 과대가 되었다. 또한, 페라이트량이 많기 때문에, 소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계량이 부족했다. 이들의 결과, 충분한 인장 강도, 항복비 및 구멍 확대성이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 28은, Si+Al량이 적기 때문에, 잔류 오스테나이트량이 부족하고, 이 결과, 충분한 TS×EL이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 29는 C량이 과대하기 때문에, 충분한 SW 십자 인장 강도가 얻어지지 않았다.
샘플 No. 30은, Si+Al량이 과다하기 때문에, MA 평균 사이즈가 과대가 되었기 때문에, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
샘플 No. 37은, 예비 소둔을 행하지 않았으므로, 고용 질소량이 많아, 충분한 구멍 확대율이 얻어지지 않았다.
본 명세서의 개시 내용은, 이하의 태양을 포함한다.
태양 1:
C: 0.15질량%∼0.35질량%,
Si와 Al의 합계: 0.5질량%∼3.0질량%,
Al: 0.01질량% 이상,
N: 0.01질량% 이하,
Mn: 1.0질량%∼4.0질량%,
P: 0.05질량% 이하,
S: 0.01질량% 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
강 조직이,
페라이트 분율이 5% 이하이고,
소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율이 60% 이상이고,
잔류 오스테나이트량이 10% 이상이고,
MA의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
잔류 오스테나이트의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상이고,
강판 중의 고용 질소량이 0.002질량% 이하인 고강도 강판.
태양 2:
C량이 0.30질량% 이하인 태양 1에 기재된 고강도 강판.
태양 3:
Al량이 0.10질량% 미만인 태양 1 또는 2에 기재된 고강도 강판.
태양 4:
Cu, Ni, Mo, Cr 및 B 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Cu, Ni, Mo, Cr 및 B의 합계 함유량이 1.0질량% 이하인 태양 1∼3 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 5:
Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf의 합계 함유량이 0.2질량% 이하인 태양 1∼4 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 6:
Ca, Mg 및 REM 중 1종 이상을 추가로 포함하고,
Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.01질량% 이하인 태양 1∼5 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
태양 7:
태양 1∼6 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을 준비하는 것과,
상기 열연 강판을, 450℃∼Ae1점의 온도에서, 10분∼30시간의 예비 소둔을 행하는 것과,
예비 소둔 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 얻는 것과,
상기 냉연 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트화하는 것과,
상기 오스테나이트화 후, 650℃∼500℃의 사이를 평균 냉각 속도 15℃/초 이상, 200℃/초 미만으로 냉각하고, 300℃∼500℃의 범위 내에서 10℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상, 300초 미만 체류시키는 것과,
상기 체류 후, 300℃ 이상의 온도로부터 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것과,
상기 냉각 정지 온도로부터 300℃∼500℃의 범위에 있는 재가열 온도까지 가열하는 것
을 포함하는, 고강도 강판의 제조 방법.
태양 8:
상기 체류가 300℃∼500℃의 범위 내의 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하는 태양 7에 기재된 제조 방법.
본 출원은, 출원일이 2017년 5월 31일인 일본 특허출원, 특원 제2017-108340호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2017-108340호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

Claims (5)

  1. C: 0.15질량%∼0.35질량%,
    Si와 Al의 합계: 0.5질량%∼3.0질량%,
    Al: 0.01질량% 이상,
    N: 0.01질량% 이하,
    Mn: 1.0질량%∼4.0질량%,
    P: 0.05질량% 이하,
    S: 0.01질량% 이하
    를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    강 조직이,
    페라이트 분율이 5% 이하이고,
    소려 마르텐사이트와 소려 베이나이트의 합계 분율이 60% 이상이고,
    잔류 오스테나이트량이 10% 이상이고,
    MA의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
    잔류 오스테나이트의 평균 사이즈가 1.0μm 이하이고,
    사이즈 1.5μm 이상의 잔류 오스테나이트가 전체 잔류 오스테나이트량의 2% 이상이고,
    강판 중의 고용 질소량이 0.002질량% 이하인 고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    이하의 (a)∼(e) 중 어느 하나 이상을 만족하는 고강도 강판.
    (a) C량이 0.30질량% 이하이다
    (b) Al량이 0.10질량% 미만이다
    (c) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Cu, Ni, Mo, Cr 및 B의 합계 함유량이 1.0질량% 이하이다
    (d) Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf의 합계 함유량이 0.2질량% 이하이다
    (e) Ca, Mg 및 REM 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.01질량% 이하이다
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을 준비하는 것과,
    상기 열연 강판을, 450℃∼Ae1점의 온도에서, 10분∼30시간의 예비 소둔을 행하는 것과,
    예비 소둔 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 얻는 것과,
    상기 냉연 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트화하는 것과,
    상기 오스테나이트화 후, 650℃∼500℃의 사이를 평균 냉각 속도 15℃/초 이상, 200℃/초 미만으로 냉각하고, 300℃∼500℃의 범위 내에서 10℃/초 이하의 냉각 속도로 10초 이상, 300초 미만 체류시키는 것과,
    상기 체류 후, 300℃ 이상의 온도로부터 100℃ 이상, 300℃ 미만 사이의 냉각 정지 온도까지 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것과,
    상기 냉각 정지 온도로부터 300℃∼500℃의 범위에 있는 재가열 온도까지 가열하는 것
    을 포함하는, 고강도 강판의 제조 방법.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 체류가 300℃∼500℃의 범위 내의 일정 온도에서 유지하는 것을 포함하는 제조 방법.
  5. 제 3 항 또는 제 4 항에 있어서,
    상기 열연 강판이, 이하의 (a)∼(e) 중 어느 하나 이상을 만족하는 제조 방법.
    (a) C량이 0.30질량% 이하이다
    (b) Al량이 0.10질량% 미만이다
    (c) Cu, Ni, Mo, Cr 및 B 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Cu, Ni, Mo, Cr 및 B의 합계 함유량이 1.0질량% 이하이다
    (d) Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Ti, V, Nb, Mo, Zr 및 Hf의 합계 함유량이 0.2질량% 이하이다
    (e) Ca, Mg 및 REM 중 1종 이상을 추가로 포함하고, Ca, Mg 및 REM의 합계 함유량이 0.01질량% 이하이다
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