KR101082680B1

KR101082680B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101082680B1
Application number: KR1020087031702A
Authority: KR
Inventors: 겐지 사이또; 도모까즈 마스다; 마사아끼 미우라; 요오이찌 무까이; 슈우시 이께다
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2006-07-14
Filing date: 2007-07-13
Publication date: 2011-11-15
Also published as: WO2008007785A1; KR20090018166A; EP2465961B1; CN101460647B; EP2465962B1; EP2465961A1; US20090277547A1; EP2053140A1; EP2053140A4; CN101460647A; EP2053140B1; EP2465962A1

Abstract

우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 고강도 강판은 질량％로 C : 0.05 내지 0.3％, Si : 0.01 내지 3.0％, Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 템퍼링 마르텐사이트와 어닐링 베이나이트를 주체로 하는 조직을 갖는다. 상기 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은 50 내지 95％이고, 상기 어닐링 베이나이트의 체적률은 5 내지 30％이며, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이다. 또한, 인장 강도는 590MPa 이상이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판은 금속 조직의 주체가 되는 마르텐사이트상의 체적률이 80％ 이상이며, 그 마르텐사이트상의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이며, 또한 그 마르텐사이트상 중 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이상의 마르텐사이트상의 체적률이 15％ 이하이며, 또한 상기 금속 조직 중의 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이하이다. 또한, 본 발명의 고강도 강판은 페라이트상과 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판으로서, 상기 페라이트상의 체적률은 5 내지 30％, 상기 마르텐사이트상의 체적률은 50 내지 95％이다. 또한, 상기 페라이트상이 어닐링 마르텐사이트이다.

체적률, 마르텐사이트, 페라이트, 어닐링, 템퍼링

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEETS AND PROCESSES FOR PRODUCTION OF THE SAME}

본 발명은, 자동차용 강판으로 대표되는 고프레스 성형성이 요구되는 고강도 강판, 특히 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로 프레스 성형되어 사용되는 고강도 강판은, 자동차, 전기 장치 및 산업용 기계 등의 공업 제품에 사용되고 있다. 고강도 강판은 공업 제품을 경량화하기 위하여 사용되기 때문에 고강도인 것도 물론 필요하나, 제품의 다양한 형상을 형성 가능한 것도 필요하다. 그 때문에 고강도 강판은 프레스 성형성이 우수한 것이 요구된다. 이 요구에 응답하기 위해 프레스 성형성 향상에 필요한 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 필요하다.

이들 각 특성을 겸비한 강으로서, 예를 들어 특허 문헌1에 기재되어 있는 바와 같이 금속 조직이 페라이트상과 마르텐사이트상으로 이루어지는 복합 조직강(Dual phase강 : DP강)이 알려져 있다. 상기 DP강은 연질의 페라이트에 의해 연성(신장)을 확보하는 동시에 경질의 마르텐사이트에 의해 강도를 확보할 수 있으므로, 강도와 신장(특히, 균일 신장)을 겸비하는 것이다. 그러나, 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트가 공존하기 때문에 변형 시에는 양쪽 상의 계면에 변형(응력)이 집중되어 계면이 파괴의 기점이 되기 쉬워져, 신장 플랜지성(국부 신장)이 확보되기 어렵다고 하는 결점이 있다.

또한, DP강보다도 더 높은 연성(특히, 균일 신장)을 기대할 수 있는 강판으로서, 예를 들어 특허 문헌2에 기재되어 있는 바와 같이 TRIP(Transformation Induced Plasticity : 변태 유기 소성) 현상을 활용한 TRIP강이 알려져 있다. 이 TRIP강은, 변형 중에 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 것(가공 유기 변태)에 의해 균일 신장을 높인 강판이다. 그러나，TRIP강의 잔류 오스테나이트가 가공 중에 변태된 마르텐사이트는 매우 경질이기 때문에, 파괴의 기점이 되기 쉬워 강판의 신장 플랜지성이 떨어지게 된다.

한편, 고강도 강판의 신장 플랜지성을 향상시키기 위해 금속 조직을 단상 조직으로 하여 금속 조직 내의 가공성을 균일화함으로써 가공 변형이 국부적으로 존재하는 현상을 억제하는 방법이나 복상의 금속 조직의 연질상과 경질상의 강도차를 저감시키는 방법이 알려져 있다.

마르텐사이트 단상 조직 강판은 균일 조직이기 때문에, 강도와 신장 플랜지성을 양립시키는 강판으로서 알려져 있다. 그러나, 마르텐사이트 단상 조직 강판은 연성이 떨어져 신장이 불충분하다는 문제가 있다.

특허 문헌3에서는 강판의 조성 및 열처리 조건을 적정화함으로써 마르텐사이트 단상 조직으로 하여 인장 강도가 880 내지 1170MPa인 고장력 냉연 강판을 개시하고 있다. 즉, 특허 문헌3의 고장력 냉연 강판은, 소정의 조성 범위의 강판을 공업적으로 통상 달성 가능한 온도인 850℃로 가열·유지하여 오스테나이트화한 후에 마르텐사이트 단상 조직으로 되는 것이다. 본 발명에 의해, 제조되는 마르텐사이트 단상 조직의 강판은 인장 강도가 880 내지 1170MPa이며, 신장 플랜지성은 우수하다. 그러나, 신장(EL)(％)이 8％ 미만이며 연성이 떨어진다. 특허 문헌3의 발명의 고강도 강판에 있어서, 연성을 향상시키면 프레스 성형성을 더욱 좋게 할 수 있다.

또한, 특허 문헌4에서는 마르텐사이트상 등과 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 저온 변태상의 체적 비율이 전체의 금속 조직 중 90％ 이상을 차지하는 강판을 페라이트상과 오스테나이트상의 2상 영역으로 가열·유지함으로써 저온 변태상의 라스를 계승한 미세한 페라이트상과 오스테나이트상의 금속 조직으로 하고, 그 후의 냉각에 의해 최종적으로 페라이트와 저온 변태상이 라스 형상으로 미세하게 분산된 금속 조직으로 하는 고장력 강판의 제조 방법을 개시하고 있다.

그러나, 특허 문헌4에 개시되어 있는 제강 방법에 의해 제조되는 강판은, 제강 공정에서의 냉각 정지 온도가 비교적 높기 때문에 베이나이트가 다량으로 석출되나 잔류 오스테나이트도 다량으로 잔존되어, 연성은 우수하나 신장 플랜지성은 불충분하다. 특허 문헌4의 제강 방법에서는 신장 및 신장 플랜지성이 모두 우수한 강판을 제조할 수는 없다.

특허 문헌1 : 일본 공개 특허 공보:소55-122820

특허 문헌2 : 일본 공개 특허 공보:소60-43425

특허 문헌3 : 일본 특허 공보:제3729108

특허 문헌4 : 일본 공개 특허 공보:2005-272954

상기한 바와 같이, DP 강판, TRIP 강판 및 마르텐사이트 단상 조직 강판은 각각 일장일단이 있기 때문에 고강도와 함께 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 강판이 요구되고 있다. 본 발명은 이러한 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은 인장 강도가 780MPa 이상의 고강도 강판에 있어서, 신장 및 신장 플랜지성을 함께 향상시킨 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명의 고강도 강판은 질량％로, C : 0.05 내지 0.3％, Si : 3％ 이하(0％를 포함하지 않는다), Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 구성되는 고강도 강판으로서, 금속 조직의 주체가 되는 마르텐사이트상의 체적률이 50％ 이상이며, 인장 강도가 590MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

여기서 본 발명자들은, 고강도를 확보하면서 신장 및 특히 신장 플랜지성을 개선하는 조직을 다양하게 검토했다. 그 결과, 초기 조직으로서 미세한 라스 형상 조직인 베이나이트를 페라이트+오스테나이트의 2상 온도 영역에서 어닐링(이하, 「2상 영역 어닐링」이라고 한다)함으로써, 기지 중에 생성된 미세한 어닐링 베이나이트가 오스테나이트의 성장을 억제하도록 작용하여, 그 후의 켄칭, 템퍼링에 의해 오스테나이트로부터 미세한 템퍼링 마르텐사이트가 발생하여 조직 전체가 이들 미세 조직에 의해 형성되기 때문에 신장 및 신장 플랜지성이 개선되는 것을 지견하고, 이에 의해 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 고강도 강판은 템퍼링 마르텐사이트와 미세 분산된 어닐링 베이나이트를 주체로 하는 조직을 갖고, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 50 내지 95％이고, 상기 어닐링 베이나이트의 체적률이 5 내지 30％이며, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하로 된 것이다. 상기 원 상당 직경이란, 템퍼링 마르텐사이트의 입자와 면적이 동일한 원을 상정하여 그 원의 직경을 의미하는 것이며, 조직 사진을 화상 해석함으로써 구할 수 있다. 또한，체적률이란 체적％를 의미하고, 조직 관찰 시험편을 나이탈 부식시켜 광학 현미경 관찰(1000배)하고, 관찰된 조직 사진을 화상 해석함으로써 구할 수 있다. 또한, 어닐링 베이나이트는 결정 구조로서는 구조체 중심 입방 구조로서 관찰된다.

또한, 본 발명에 관한 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법은 전체 금속 조직에 차지하는 베이나이트의 체적률이 90％ 이상의 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 0 내지 2400초간(0초를 포함한다) 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 계속하여 300 내지 550℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하여 본 발명의 고강도 강판을 제조하는 것이다. 상기 소재 강판은 상기 화학 성분의 강편을 열간 압연 혹은 냉간 압연을 더 행함으로써 제조할 수 있다.

여기서, Ac₃점은 승온 공정에 있어서 오스테나이트상과 페라이트상으로 이루어지는 2상 영역으로부터 고온에서 안정된 오스테나이트 단상 영역으로 변태되는 온도이다.

또한 본 발명의 발명자들은 잔류 오스테나이트상의 체적 비율을 신장 플랜지성에 영향을 주지 않는 3％ 이하로 억제하고, 또한 금속 조직의 대부분을 미세한 마르텐사이트상이 차지하는 금속 조직을 갖는 고강도 강판을 발명했다.

즉, 본 발명의 고강도 강판은 금속 조직의 주체가 되는 마르텐사이트상의 체적률이 80％ 이상이며, 그 마르텐사이트상의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이며, 또한 그 마르텐사이트상 중 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이상인 마르텐사이트상의 체적률이 15％ 이하이며, 또한 상기 금속 조직 중의 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이하이다.

여기서 체적률이란, 강재 중의 금속 조직을 구성하는 각 상의 전체 금속 조직에 대한 체적 비율이며, 강재를 레페라(Lepera) 부식시켜, 광학 현미경 및 SEM(1000배)로 관찰 후, 화상 해석함으로써 마르텐사이트상 및 페라이트상의 체적률을 구했다. 잔류 오스테나이트상의 체적률은 포화 자화법[열처리, Vol.136,(1996) 참조]에 의해 측정했다. 또한, 마르텐사이트상의 평균 입경은 마르텐사이트상의 결정 입경의 평균값이며, 본 발명에 있어서는 스텝 간격 100㎚에 의한 FE/SEM-EBSP에 의한 조직 해석에 의해 구했다.

상기 고강도 강판의 금속 조직에 있어서 평균 입경 10㎛ 이하의 미세한 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 80％ 이상으로 되기 때문에 780MPa 이상의 인장 강도와 우수한 연성이 확보된다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 체적률이 높은 경우 신장 플랜지성이 저하되나, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이내로 억제되고 있기 때문에 신장 플랜지성이 저하되지 않는다.

또한, 상기 고강도 강판에 있어서, 상기 마르텐사이트상이 템퍼링 마르텐사이트상이며, 그 마르텐사이트상 및 상기 잔류 오스테나이트상 이외의 금속 조직으로서 어닐링 마르텐사이트상을 포함하고, 그 어닐링 마르텐사이트상의 체적률은 3 내지 20％인 것이 바람직하다.

이러한 특징에 따르면, 미세하게 분산된 어닐링 마르텐사이트상에 의해 오스테나이트상의 결정립끼리의 합체 및 성장을 억제한다. 그 결과, 최종 조직이 미세해져 고강도 강판의 가공성이 확보된다.

또한, 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조 방법은 전체 금속 조직에 차지하는 마르텐사이트상 및/또는 잔류 오스테나이트상의 합계의 체적률이 90％ 이상의 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 30 내지 1200초간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 또한 300 내지 500℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하는 열처리를 함으로써 본 발명의 고강도 강판을 제조하는 것이다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은 금속 조직의 주체가 되는 조직이 마르텐사이트상과 페라이트상이며, 상기 마르텐사이트상의 체적률은 50 내지 95％(「체적％」의 의미, 조직에 관해서는 이하 동일하다)이며, 상기 페라이트상의 체적률이 5 내지 30％이며, 또한 상기 마르텐사이트상의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이다.

상기 페라이트상은 어닐링 마르텐사이트인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 관한 고강도 강판의 제조 방법은 전체 금속 조직에 차지하는 마르텐사이트상 및/또는 베이나이트상의 합계의 체적률이 90％ 이상인 동시에 구 오스테나이트 입경이 원 상당 직경으로 20㎛ 이하인 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 1 내지 2400초간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 계속하여 300 내지 550℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하는 열처리를 함으로써 본 발명의 고강도 강판을 제조하는 것이다.

또한, 본 발명에 관한 고강도 강판은, 상기 기본 성분 외에 하기의 (a) 내지 (e)에 기재된 원소군의 어느 하나, 혹은 복수군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소를 각 원소군에 규정한 범위 내에서 포함할 수 있다.

(a) Ti, Nb, V, Zr로부터 선택되는 원소를 합계 0.01 내지 1 질량％

(b) Ni 및/또는 Cu를 합계 1 질량％ 이하

(c) Cr : 2 질량％ 이하 및/또는 Mo:1 질량％ 이하

(d) B를 0.0001 내지 0.005 질량％

(e) Ca 및/또는 REM을 합계 0.003 질량％ 이하

본 발명에서는, 특히 템퍼링 마르텐사이트와 미세 분산된 어닐링 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 하고, 각각의 체적률을 소정량으로 규정하는 동시에 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경을 10㎛ 이하로 규정했다. 이에 의해, 590MPa 이상의 고강도를 가지면서 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비하고, 나아가서는 우수한 프레스 성형성을 구비한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에 따르면 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이하이고, 미세한 마르텐사이트상 체적률이 80％ 이상인 고강도 강판을 비교적 간단한 열처리 공정에 의해 제공할 수 있다. 이 고강도 강판은 인장 강도가 780MPa 이상이며, 또한 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 것이기 때문에 프레스 성형성이 우수하다.

또한, 본 발명에 따르면 특히 페라이트상과 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판을 대상으로 하고, 강판 전체적으로는 고강도를 확보하면서 특히 페라이트상과 마르텐사이트의 체적률 및 이들의 평균 입경을 적절하게 제어함으로써 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 강판을 실현할 수 있었다.

(1)

이하, 본 발명을 실시하기 위한 최량의 형태를 상세히 설명한다.

본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 강판은 템퍼링 마르텐사이트 중에 어닐링 베이나이트가 미세 분산된 조직을 주체로 하여 상기 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 50 내지 95％, 상기 어닐링 베이나이트의 체적률이 5 내지 30％이며, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이며, 인장 강도가 590MPa 이상으로 된 것이다. 이하, 조직의 한정 이유를 설명한다.

상기 어닐링 베이나이트의 체적률이 5％ 미만에서는 오스테나이트의 성장을 억제하는 피닝 효과가 약하여 오스테나이트 입자가 성장하고, 나아가서는 마르텐사이트가 대입자가 되어 양호한 신장을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 30％를 초과하면 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 이 때문에 어닐링 베이나이트의 하한을 5％, 바람직하게는 7％로 하고, 그 상한을 30％, 바람직하게는 25％로 한다.

또한, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 50％ 미만에서는 강도가 저하되는 동시에 신장 플랜지성이 저하되고, 한편 95％를 초과하면 너무 단단해져 신장이 저하되게 된다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트상의 하한을 50％, 바람직하게는 70％로 하고, 그 상한을 95％, 바람직하게는 85％로 한다.

또한, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은 미세 분산된 어닐링 베이나이트의 양에 의해 좌우되나, 상당 원 직경으로 10㎛를 초과하면 신장 및 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 이 때문에, 상한을 10㎛로 한다.

상기 템퍼링 마르텐사이트와 어닐링 베이나이트의 공존 조직은 본 발명의 고강도 강판의 조직 주체를 구성한다. 여기서, 주체란 90％ 이상, 바람직하게는 95％ 이상을 의미하고, 다른 조직이 10％ 정도 미만 포함되어도 신장, 특히 신장 플랜지성에 대한 영향이 적으므로 허용된다. 다른 조직으로서는, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등이 있다. 물론, 이들 조직은 적은 쪽이 좋다.

다음에, 본 발명에 관한 강판의 조직, 강도를 얻는데 적합한 화학 성분(단위는 질량％)에 관하여 설명한다. 이러한 화학 성분으로서, C : 0.05 내지 0.3％, Si : 0.01 내지 30％, Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 나타낼 수 있다. 이하, 성분 한정 이유에 관하여 설명한다.

[C : 0.05 내지 0.3％]

C는 마르텐사이트를 생성시키고, 강판의 강도를 높이는 데 있어서 중요한 원소이다. 0.05％ 미만에서는 이러한 효과가 과소가 되고, 한편 고강도화의 관점에서는 C양이 많을수록 바람직하나, 0.3％를 초과하면 잔류 오스테나이트가 다량으로 생성되어 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 또한, 용접성도 열화되게 된다. 이 때문에, C양의 하한을 0.05％, 바람직하게는 0.07％로 하고, 그 상한을 0.3％, 바람직하게는 0.25％로 한다.

[Si : 0.01 내지 3.0％]

Si는 강을 용제할 때에 탈산 원소로서 작용하고, 또한 강의 연성을 열화시키지 않고 강도를 높이는데 유효한 원소로서, 또한 신장 플랜지성을 열화시키는 조대한 탄화물의 석출을 억제하는 작용을 갖고 있다. 0.01％ 미만에서는 이들 작용이 과소하여 3.0％ 정도를 초과하여 첨가해도 효과가 포화된다. 이 때문에, Si양의 하한을 0.01％, 바람직하게는 0.1％로 하고, 그 상한을 3.0％, 바람직하게는 2.5％로 한다.

[Mn : 0.5 내지 3％]

Mn은 강의 켄칭성을 높여 고강도를 확보하는 데 있어서 유용한 원소로서, 0.5％ 미만에서는 이러한 작용이 과소가 된다. 한편, 3％를 초과하면 연성을 저하 시켜 가공성에 악영향을 미친다. 이 때문에, Mn양의 하한을 0.5％, 바람직하게는 0.7％로 하고, 그 상한을 3％, 바람직하게는 2.5％로 한다.

[Al : 0.01 내지 0.1％]

Al은 탈산 작용을 갖는 원소로서, 그를 위해서는 0.01％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.1％ 초과하여 첨가해도 탈산 효과는 포화되고, 또한 비금속계 개재물원이 되어 물성이나 표면성상을 열화시킨다. 이 때문에, Al양의 하한을 0.01％, 바람직하게는 0.03％로 하고, 그 상한을 0.1％, 바람직하게는 0.08％로 한다.

본 발명 강판의 적합한 화학 성분은, 상기 기본 성분 외에 잔량부 Fe 및 제조상 불가피적으로 혼입하는 불순물, 예를 들어 P, S, N, O로 이루어진다. 다만, 강판의 기계적 특성을 향상시키기 위하여 하기 (a) 내지 (e)에 기재된 보조 원소군 중 어느 하나, 혹은 복수군에서 선택된 원소의 1종 또는 2종 이상을 각 군의 첨가 허용 범위 내에서 첨가할 수 있다.

(a) Ti, Nb, V, Zr로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 합계량 0.01 내지 1％

(b) Ni 및 Cu로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 합계량 1％ 이하

(c) Cr : 2％ 이하, Mo : 1％ 이하 중 1종 이상의 원소

(d) B를 0.0001 내지 0.005％

(e) Ca 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 합계량 0.003％ 이하

[Ti, Nb, V, Zr의 1종 이상 : 합계량 0.01 내지 1％]

이들 원소는 C나 N과 탄화물, 질화물, 탄질화물 등의 석출물을 형성하고, 강도 향상에 기여하는 것 외에, 열연 시에 결정립을 미세화하여 신장 및 신장 플랜지 성을 높이는 작용을 갖는다. 합계 첨가량이 0.01％에서는 이러한 작용이 과소가 된다. 한편, 1％를 초과하면 신장, 신장 플랜지성이 도리어 저하되게 된다. 이 때문에, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계량의 하한을 0.01％, 바람직하게는 0.03％로 하고, 그 상한을 1.0％, 바람직하게는 0.7％로 한다.

[Ni, Cu의 1종 이상 : 합계량 1％ 이하]

이들 원소는 강도-연성 밸런스를 높게 유지한 채 고강도화를 실현하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소의 함유량이 증가됨에 따라 상기 효과도 증대되나, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계량이 1％를 초과하면 이러한 효과가 포화되게 되며, 또한 열연 시에 균열이 발생할 우려가 발생한다. 이 때문에, 합계량의 상한을 1.0％, 바람직하게는 0.7％로 한다.

[Cr : 2％ 이하, Mo : 1％ 이하의 1종 또는 2종]

이들 원소는, 모두 오스테나이트상을 안정화하고, 냉각 과정에서 베이나이트의 생성을 용이하게 하기에 유효한 원소이다. 그 효과는, 함유량이 증가될수록 증대되나, 과잉으로 함유되면 연성이 도리어 열화된다. 이 때문에, Cr은 2.0％ 이하, 더 바람직하게는 1.5％ 이하로 하고, Mo는 1.0％ 이하, 더 바람직하게는 0.7％ 이하로 한다.

[B : 0.0001 내지 0.005％]

B는 켄칭성을 향상시켜, 미량으로 강판의 강도를 높이는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나，B의 함유가 과잉이 되어 0.005％를 초과하면 결정립계가 취화되어 압연 시에 균열이 발생할 우려가 있다. 이 때문에, 상한을 0.005％로 한다.

[Ca, REM의 1종 이상 : 합계량 0.003％ 이하]

이들 원소는, 강중의 황화물의 형태를 제어하여 가공성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가됨에 따라 증대되나, 과잉으로 함유되면 상기 효과가 포화되므로 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계량의 상한을 0.003％로 한다.

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법에 관하여 설명한다. 우선, 상기 화학 성분을 갖고, 전체 조직에 대한 베이나이트의 체적률이 90％ 이상인 소재 강판을 준비한다. 다음에, 이 소재 강판에 (Ac₃점-100)℃ 이상, Ac₃ 이하의 온도에서 0sec 이상, 2400sec 이하의 시간을 유지한 후, 10℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하는 어닐링 열처리를 실시한다. 이어서 300℃ 이상, 550℃ 이하에서 60sec 이상, 1200sec이하의 시간을 유지하는 템퍼링 열처리를 행함으로써 인장 강도가 590MPa 이상인 상기 템퍼링 마르텐사이트와 어닐링 베이나이트를 주체로 하는 미세 조직의 강판이 얻어진다.

상기 소재 강판은 이하의 공정에 의해 제조할 수 있다. 우선, 상기 화학 성분의 강을 용제하고, 그 강슬라브를 사용하여 마무리 온도가 Ar₃점 이상이 되도록 하여 열간 압연을 종료하고, 그 후 10℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 베이나이트변태 온도(350 내지 450℃ 정도)까지 냉각하여 동일 온도에서 권취한다. 마무리 온도가 Ar₃점 미만 혹은 열간 압연 후의 냉각 속도가 10℃/sec 미만에서는 열연 강판에 페라이트상이 생성되기 쉬워져 소재 강판의 베이나이트의 체적률이 90％를 하회하게 된다. 또한, 소재 강판으로서는 열간 압연 후에 산세 처리, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한 것이어도 된다. 또한，Ti, Nb, V, Zr을 포함하는 강종에서는 열연 전에 생성된 상기 원소를 포함하는 석출물을 재고용시키기 때문에 열연 시에 강편을 높은 쪽의 온도로 가열 유지하는 것이 바람직하다.

상기 소재 강판은 상기 열간 압연 조건, 냉각 조건을 만족하지 않는 열연 강판에 대하여, 하기 예비 어닐링을 행함으로써도 베이나이트의 체적률을 90％ 이상으로 할 수 있다. 이 예비 어닐링은, 열연 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 5초정도 이상 유지한 후, 10℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 베이나이트 변태 온도까지 냉각하는 열처리이다. 유지 온도가 Ac₃점 미만에서는 강판에 페라이트상이 생성되기 쉬워져 베이나이트의 체적률이 저하되고, 또한 Ac₃점 이상의 온도로 유지할 경우에도 5초 정도 미만에서는 오스테나이트화가 불충분하기 때문에 역시 체적률이 90％를 하회하게 된다. 상기 예비 어닐링을 실시한 경우에도 그 후에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 이것을 소재 강판으로서 사용해도 된다.

상기 소재 강판을 준비한 후, 다음에 상기 소재 강판에 (Ac₃점-100)℃ 이상, Ac₃이하의 온도에서 0sec 이상(0sec를 포함한다), 2400sec 이하의 시간을 유지한 후, 10℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하는 2상 영역 어닐링을 실시하고, 또한 템퍼링을 행한다. 이러한 열처리에 의해, 본 발명에 관한 고강도 강판의 조직이 얻어진다. 이하, 우선 2상 영역 어닐링의 조건에 관하여 설명한다.

2상 영역 어닐링의 어닐링 온도를 (Ac₃점-100)℃ 이상, Ac₃ 이하로 하는 이유는 이하와 같다. 어닐링 온도를 오스테나이트 단상이 안정된 Ac₃점보다도 높은 온도 영역으로 설정하면 소재 강판에 있어서 오스테나이트의 결정립이 성장하여, 서로 합체하여 조대화되는 동시에 미세하게 분산된 어닐링 베이나이트에 의한 오스테나이트의 성장 억제 효과(피닝 효과)를 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 미세한 복합 조직 강판을 얻을 수 없어, 고강도 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 한편, (Ac₃점-100)℃보다도 낮은 온도로 어닐링하면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않아, 열처리 후의 마르텐사이트의 체적률이 50％ 미만이 되어 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다.

또한, 어닐링 시간(가열 유지 시간)은, 어닐링 온도로 승온하는 것만으로도 체적률이 50％ 정도 이상의 오스테나이트, 나아가서는 마르텐사이트를 얻을 수 있으나, 바람직하게는 1sec 이상, 더 바람직하게는 5초 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 필요 이상으로 장시간 유지하면 오스테나이트 입자가 조대화되어, 미세한 마르텐사이트를 얻을 수 없게 되므로 2400sec 이하, 바람직하게는 1200sec 이하로 멈추는 것이 좋다.

가열 유지 후의 평균 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우나, 냉각 정지 온도가 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점보다 높을 경우에는 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상, 페라이트상이 생성되고, 또한 시멘타이트상이 석출되어 오스테나이트로부터 마르텐사이트 이외의 조직이 많이 형성되기 때문에 신장 및 신장 플랜지성이 저하되게 된다.

상기 2상 영역 어닐링 후, 템퍼링(재가열 처리)이 행해지나, 이것은 경질 마르텐사이트를 연화시키고, 또한 가공 유기 변태되어 마르텐사이트를 생성시키는 잔류 오스테나이트를 분해함으로써 신장, 신장 플랜지성을 향상시키기 위한 처리이다. 템퍼링 조건은 300℃ 이상, 550℃ 이하의 온도에서 60sec 이상, 1200sec 이하의 시간을 유지한다. 유지 후의 냉각 속도는 특별히 제한되지 않는다.

템퍼링 온도가 300℃ 미만에서는 마르텐사이트의 연질화가 충분하지 않아, 강판의 신장 및 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 550℃보다도 높아지면 조대한 시멘타이트상이 석출되어 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 이 때문에, 300℃ 이상, 550℃ 이하의 온도에서 템퍼링을 행한다.

또한 템퍼링의 유지 시간이 60sec 미만에서는 마르텐사이트의 연질화가 충분하지 않고, 또한 1200sec보다도 길어지면 마르텐사이트가 너무 연질화되어 강도의 확보가 곤란해지며 또한 시멘타이트의 석출에 의해, 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 이 때문에, 템퍼링 시의 유지 시간은 하한을 60sec, 바람직하게는 90sec 이상, 더 바람직하게는 120sec로 하고 상한을 1200sec, 바람직하게는 900sec, 더 바람직하게는 600sec로 한다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 더욱 구체적으로 설명하나, 본 발명은 이러한 실시예에 의해 한정적으로 해석되는 것은 아니다.

(제1 실시예)

하기 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강슬라브를 용제하고, 각 강슬라브를 1000 내지 1100℃ 정도로 가열하고, 하기 표 2의 조건으로 열간 압연 혹은 예비 어닐링을 더 행하여 소재 강판을 제작했다. 열연 후의 평균 냉각 속도는 50℃/sec로 했다. 각 소재 강판으로부터 조직 관찰 시험편을 채취하고, 현미경에 의해 조직 구성을 관찰하는 동시에 나이탈 부식 후의 현미경 조직 사진을 화상 해석함으로써 베이나이트의 체적률을 측정했다. 표 1에는 성분으로부터 공지의 계산식에 의해 산출한 Ac₃점, Ms점의 값도 참고로서 나타냈다. 또한, 조직 관찰 결과를 표 2에 함께 나타냈다. 그리고, 얻어진 각 소재 강판에 관하여 하기 표 3에 나타낸 조건으로 최종 어닐링(2상 영역 어닐링) 및 템퍼링을 행하여 시료 강판을 제작했다.

각 시료 강판의 조직(어닐링 베이나이트의 체적률, 템퍼링 마르텐사이트 체적률 및 평균 입경) 및 기계적 특성[인장 강도(TS), 신장(EL) 및 신장 플랜지성]을 이하의 요령으로 측정했다.

시료 강판으로부터 조직 관찰 시험편을 채취하여, 나이탈 부식 후의 현미경 조직 사진을 화상 해석함으로써 어닐링 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률을 구했다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경은 FE/SEM-EBSP에 의한 조직 해석에 의해 각 입자의 면적을 측정하고, 각각의 입자에 상당하는 원의 직경을 구하여, 그들의 평균을 냄으로써 구할 수 있었다.

또한, 기계적 성질 중 인장 강도 및 신장은 인스트론사 제품인 만능 인장 시험기를 사용하고, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 측정했다. 신장 플랜지성은 토쿄고키사 제품인 20톤 구멍 확대 시험기를 사용하고, 철강 연맹 규격(JFST1001-1996)에 준거하여 구멍 확대율(λ)을 구하고, 이에 의해 평가하였다. 이들 측정 결과를 표 4에 함께 나타낸다. 표 4 중 「평가」에 관해서는 인장 강도(TS)가 590MPa 이상, 신장(EL)이 10％ 이상, 구멍 확대율(λ)이 80％ 이상을 각각 우수한 특성으로 평가하고, 3 특성 중 모두 우수한 것을 ○, 3 특성 중 2 특성이 우수한 것을 △, 3 특성 중 1 특성만 우수한 것을 ×로 표시했다.

표 4로부터 화학 성분, 소재 강판 조직, 최종 어닐링 조건 및 템퍼링 조건 모두 본 발명 조건을 만족하는 시료 No.1, 2, 4, 5, 7, 8, 11, 12, 14, 15, 17 내지 27의 시료 강판(발명예)은 모두 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도, 10％ 이상의 신장, 또한 구멍 확대율이 80％ 이상인 신장 플랜지성을 갖고 있는 것을 알 수 있다. 즉, 고강도이면서, 신장 및 신장 플랜지성이 우수하고, 우수한 프레스 성형성을 갖춘 것을 알 수 있다.

(2)

이하에, 본 발명의 다른 실시 형태를 상세하게 설명한다.

우선, 본 실시 형태의 고강도 강판 소재의 성분 조성에 관하여 설명한다. 본 실시 형태의 고강도 강판의 성분 조성을 구성하는 원소는 C, Si, Mn, Al, Cr, Mo, Nb, Ti 및 V이며, 나머지는 Fe와 불가피적 불순물이다. 이들 구성 원소 중 Cr, Mo, Nb, Ti 및 V는 반드시 필요한 성분 원소가 아니라, 본 발명의 효과를 한층 더 높이기 위하여 첨가되는 원소이다. 이하 각각의 원소의 작용에 관하여 설명한다. 이하의 설명에서는, 조성 범위의 비율은 질량％를 나타내는 것으로 한다.

상기한 구성 원소 중 C는 그 조성 범위가 0.05％ 내지 0.3％의 범위로 한정된다. C는 템퍼링 마르텐사이트상을 생성시키고, 강판 소재의 강도를 높이는데 있어서 유효한 원소이다. 하한값인 0.05％는 소정의 강도를 얻는데 최저한 필요한 양이다. 상한값의 0.3％는 다음과 같은 이유에 의해 규정된다. 상한값의 0.3％보다 많은 C가 첨가될 경우, 템퍼링 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 C 농도가 높아져 이들 상의 강도가 올라간다. 이들 상과 C 농도가 낮은 페라이트상의 강도차가 커진다. 이들 강도차가 있는 복수의 상의 계면에서 파괴가 일어나기 쉽기 때문에 신장 플랜지성이 저하된다. 또 강판 중의 C 농도가 올라가면 용접성을 현저하게 열화시킨다.

Si는 그 조성 범위가 0％보다 크고 3％ 이하의 범위로 한정된다. Si는 신장 플랜지성을 저하시키는 비교적 조대한 탄화물의 생성을 억제하고, 또한 연성을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, 이 연성을 향상시키는 작용은 Si의 첨가량이 3％ 정도에서 포화되어 버린다. 또한, Si는 템퍼링 마르텐사이트상의 템퍼링에 의한 연화를 늦추는 작용이 있기 때문에 Si 함유량이 많을 경우, 템퍼링 마르텐사이트상이 충분히 템퍼링되지 않아 강도가 높은 채 유지되며, 페라이트상과의 강도차가 커져, 신장 플랜지성이 저하된다. 그 때문에, Si의 첨가량은 3％가 상한이다.

Mn은 그 조성 범위가 0.5％ 이상 3％ 이하의 범위로 한정된다. Mn은 고용 강화에 의해 강판의 인장 강도를 높게 하는 동시에, 강판의 켄칭성을 향상시켜 마르텐사이트상의 생성을 촉진시키는 효과를 갖는다. 이러한 Mn의 작용은 Mn 함유량이 0.5％ 이상인 강에서 확인된다. 바람직하게는 Mn 함유량이 1％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3％를 초과할 경우, 주물편 균열이 발생하는 등의 악영향이 있다. Mn의 함유량은 바람직하게는 2.5％ 이하이다.

Al은 그 조성 범위가 0.01％ 이상 0.1％ 이하인 범위로 한정된다. Al은 제강 공정에 있어서 강의 탈산을 위해 사용된다. 강의 금속 조직 중에 고용된 Al이 존재하지 않을 경우, 강의 탈산이 완료되지 않을 가능성이 있다. 강중에 산소가 잔존할 경우, 잔존하는 산소는 Si나 Mn과 결합되나, 이들 Si나 Mn의 산화 생성물은 용강으로부터 분리·부상되기 쉽기 때문에, 구리의 조성이 불균일해져 가공성이 저하된다. 또한, 강의 금속 조직 중에 고용된 Al이 0.1％를 초과할 경우, 탈산 생성물을 Al이 다시 환원되어 금속 상태의 Al이 생성되게 된다. 이 금속 상태의 Al은 비교적 큰 개재물이 되어 재질적인 결함 혹은 표면 흠집이 된다. 따라서 상한값을 0.1％로 한다.

Cr 및 Mo는 실시 형태의 고강도 강판에 필수적인 원소가 아니나 첨가함으로써 유효하게 작용한다. Cr 및 Mo는 강판의 금속 조직 중에 있어서, 신장 플랜지성을 저하시키는 탄화물의 생성을 억제하여 마르텐사이트상의 생성을 촉진하는 작용을 가지므로 필요에 따라 첨가할 수 있다. Cr 및 Mo의 조성 범위는 Cr 및 Mo로부터 선택되는 적어도 1종 이상의 원소를 포함하고, 이들 원소의 합계의 조성 비율이 0.5％ 이하이다. Cr 및 Mo의 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 Cr 및 Mo의 조성 비율이 각각 0.05％ 이상(더 바람직하게는 0.1％ 이상)인 것이 권장된다. 단，Cr 및 Mo는 이들로부터 선택되는 1 종류 혹은 양자의 합계 0.5％를 초과하여 첨가해도 상기한 작용은 포화되어 버려 함유량에 맞는 작용을 얻을 수 없다.

Nb, Ti 및 V도 본 실시 형태의 고강도 강판에 필수적인 원소가 아니나, 첨가함으로써 유효하게 작용한다. Nb, Ti 및 V는 강판의 금속 조직 중에 있어서, 탄질화물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강의 인장 강도를 높이는 작용 및 결정립을 미세화하는 작용을 갖는다. 그 때문에, 이들 원소는 필요에 따라 첨가된다. Nb, Ti 및 V로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 첨가량이 합계 0.01％ 미만에서는 상기한 Nb, Ti 및 V의 작용은 유효하지 않다. 한편, 상기한 첨가량이 합계 0.1％를 초과하면 석출물이 너무 많아지기 때문에 신장 플랜지성이 현저하게 저하되어 버린다. 따라서, 상기한 첨가량의 합계는 상한이 0.1％이다.

본 실시 형태의 고강도 강판은 Cr, Mo, Nb, Ti 및 V 대신에, Ni 또는 Cu를 1 질량％ 이하 포함하는 조성이어도 된다. 또한, B를 0.0001 질량％ 이상이고, 0.0010 질량％ 이하를 포함하는 조성이어도 된다. 또한, Ca 및/또는 REM을 합계 0.003 질량％ 이하 포함하는 조성이어도 된다.

본 실시 형태의 고강도 강판의 소재의 조성은, 이상의 성분 이외에는 Fe와 불가피적 불순물로 이루어지는 것이다. 또한, 불가피적 불순물로서 P 및 S가 있으나, P가 0.05％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 또한 S가 0.02％ 이하(0％를 포함한다)이면 본 실시 형태의 고강도 강판의 특성에 악영향을 미치지 않는다. 강판의 가공성은 P 및 S 함유량이 적은 쪽이 좋다. 특히 S의 함유량이 많을 경우, 강중의 개재물이 되는 MnS가 증가되어 강판의 신장 플랜지성을 현저하게 저하시킨다.

다음에, 본 실시 형태의 고강도 강판의 금속 조직에 관하여 설명한다. 본 실시 형태의 고강도 강판의 금속 조직은 체적률이 80％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트상과 체적률이 3％ 이하인 잔류 오스테나이트상을 포함하고, 나머지는 주로 페라이트상으로 이루어진다.

이들 구성상 중, 템퍼링 마르텐사이트상에 관하여 우선 설명한다. 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 80％ 이상인 경우, 후기하는 실시 형태의 고강도 강판의 제조 방법에서 채용하는 어닐링 공정 후에 상기 페라이트상의 일부에 미세하게 잔존하는 어닐링 마르텐사이트상에 의해 오스테나이트 결정립끼리의 합체 및 성장을 억제할 수 있다. 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 80％ 미만인 경우, 템퍼링 마르텐사이트상이 페라이트상으로 분단되기 때문에 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 100％인 실질상 템퍼링 마르텐사이트 단상 조직이 되면 연성이 저하되므로 100％의 체적률인 경우에는 본 발명에는 포함되지 않는다.

본 실시 형태의 고강도 강판의 템퍼링 마르텐사이트상에 있어서, 평균 입경이 10㎛ 이하이며 입경이 10㎛보다 큰 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 15％ 이하이다. 평균 입경이 10㎛보다 큰 경우 또는 입경이 10㎛보다 큰 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 15％를 초과하는 경우, 파괴의 기점이 되는 템퍼링 마르텐사이트상의 계면이 편재화되므로 충분한 신장 플랜지성을 얻을 수 없다.

본 실시 형태의 고강도 강판의 금속 조직에 있어서는, 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이하이다. 잔류 오스테나이트상은 가공 시에 템퍼링 마르텐사이트상으로 변화되는 유기 변태를 일으킨다. 그 때문에 잔류 오스테나이트상은 신장 플랜지성을 저하시킨다. 따라서, 신장 플랜지성을 향상시키기 위하여 잔류 오스테나이트상의 체적률은 낮게 억제해야 한다. 잔류 오스테나이트상의 체적률은 바람직하게는 2％ 이하, 더 바람직하게는 1％ 이하이다.

이상 설명한 바와 같은 실시 형태의 고강도 강판은 미세한 템퍼링 마르텐사이트상이 형성되어 잔류 오스테나이트상의 체적률이 충분히 낮기 때문에, 인장 강도가 높을 뿐만 아니라, 신장 및 신장 플랜지성이 모두 높은 우수한 특성을 갖는 것이다.

다음에, 본 실시 형태의 고강도 강판의 제조 방법에 관하여 설명한다.

우선, 본 실시 형태의 고강도 강판의 소재에 관하여 설명한다. 본 실시 형태의 고강도 강판은 소정의 조건을 만족하는 강판 소재에 소정의 어닐링 공정 및 템퍼링 공정으로 이루어지는 열처리를 함으로써 얻어진다.

본 실시 형태의 고강도 강판의 강판 소재는 상기한 성분 조성의 조건을 만족하는 것에 부가하여 다음과 같은 금속 조직의 조건을 만족시킬 필요가 있다. 본 실시 형태의 고강도 강판의 강판 소재는 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 90％ 이상일 필요가 있다. 바람직하게는, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 95％ 이상이다. 이들 구성상의 체적률이 90％ 미만인 경우, 후기하는 어닐링 공정에 있어서 페라이트상과 오스테나이트상의 2상 영역으로 가열했을 때에 조대한 오스테나이트상이 생성되기 때문에 상기한 미세한 템퍼링 마르텐사이트상을 얻을 수 없다. 그 때문에, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 없게 된다.

마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 90％ 이상인 본 실시 형태의 고강도 강판의 강판 소재는 다음과 같이 하여 제조된다.

본 실시 형태의 고강도 강판의 강판 소재(이하, 「강판 소재」라고 한다)는 상기한 고강도 강판 소재의 성분 조성을 만족하도록 조정된 강슬라브를 마무리 압연 온도가 Ac₃점 이상의 온도에서 열간 압연을 행한다. 그 후, 이 열간 압연된 강판을 10℃/초 이상의 냉각 속도로 오스테나이트상이 마르텐사이트상으로 변태를 개시하는 온도이다. Ms점보다도 낮은 온도(대략 350℃ 이하)의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 권취함으로써 강판 소재는 제조된다. 마무리 압연 온도가 Ac₃점 이하 또는 열간 압연 후의 냉각 속도가 10℃/초 이하에서는 열간 압연 후의 냉각 시에 페라이트상이 생성되기 쉬워, 열간 압연 후의 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상으로 되지 않는다.

또한, 강판 소재의 성분 조성을 만족하도록 조정된 강슬라브로부터, 상기한 열간 압연 및 냉각 속도의 조건을 만족시키지 않는 조건으로 제조된 강판이어도 다음과 같은 예비 어닐링을 행함으로써 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상인 강판 소재로 조정할 수 있다. 이 예비 어닐링은, 열연 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 5초 이상 유지한 후, 10℃/초 이상의 냉각 속도로 350℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 열처리이다. 상기한 강판을 Ac₃점 이하의 온도 영역으로 유지한 경우, 페라이트상이 생성되어 체적률이 90％ 이상으로 되지 않는다. 또한, 상기한 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 유지할 경우에도 유지 시간이 5초 미만에서는 금속 조직의 오스테나이트화가 불충분하기 때문에 체적률이 90％ 이상으로 되지 않는다. 이 예비 어닐링의 조건을 만족하는 한, 어닐링 온도, 유지 시간, 냉각 속도의 상한 및 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 정하지 않는다.

다음에, 본 실시 형태의 고강도 강판의 열처리 공정에 관하여 설명한다. 본 실시 형태의 고강도 강판은, 강판 소재를 소정의 어닐링 공정 및 템퍼링 공정으로 이루어지는 열처리를 함으로써 얻어진다. 이 어닐링 공정은, 상기 강판 소재를 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상의 온도로 30초 이상 1200초 이하의 시간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 냉각 속도로 Ms점 이하까지 냉각하는 열처리이다. 이 어닐링 공정을 거침으로써 상기한 체적률이 80％ 이상의 마르텐사이트상이 형성된다. 또한, 강판 소재를 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상의 온도로 가열·유지했을 때에 생성되는 오스테나이트 결정립의 사이즈는 실시 형태의 고강도 강판의 템퍼링 마르텐사이트상의 결정 입경에 영향을 미친다. 즉, 본 실시 형태의 고강도 강판과 같이, 평균 입경이 10㎛ 이하이며 입경이 10㎛보다 큰 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 15％ 이하인, 미세한 템퍼링 마르텐사이트상을 얻기 위해서는 강판 소재를 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상의 온도로 가열·유지하는 것이 필요하다. 이러한 미세한 템퍼링 마르텐사이트상이 형성된 금속 조직의 강판은 고강도이면서 고연성의 특성을 갖는다.

이 어닐링 공정에 있어서, 오스테나이트 단상이 안정된 Ac₃점보다 높은 온도 영역에서 강판 소재를 유지하면 오스테나이트의 결정립이 성장하여 서로 합체하여 조대화되기 때문에 본 실시 형태의 고강도 강판과 같은 미세한 템퍼링 마르텐사이트상을 갖는 금속 조직으로 할 수 없다. 그 결과, 고강도 강판의 신장 플랜지성이 낮아진다. 또한, Ac₃점-50℃보다도 낮은 온도로 강판 소재를 유지하면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않아 열처리 후의 고강도 강판의 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률은 본 실시 형태의 고강도 강판보다도 낮아진다. 그 결과, 고강도 강판의 신장 플랜지성이 낮아진다. 따라서, 상기 유지 온도는 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상으로 했다.

이 어닐링 공정에 있어서 유지 시간이 30초 미만인 경우, 오스테나이트상이 충분히 생성되지 않기 때문에 이 어닐링 공정 후에 미세한 마르텐사이트상을 얻을 수 없다. 유지 시간이 1200초보다 길 경우, 생성되는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 버리므로 상기한 미세한 템퍼링 마르텐사이트상을 얻을 수 없다. 그 때문에, 유지 시간은 30초 이상 1200초 이하의 범위인 것이 필요하며, 바람직하게는 120초 이상 600초 이하의 범위이다.

또한, 이 어닐링 공정에 있어서, 냉각 속도가 10℃/초 미만, 또는 냉각 정지 온도가 오스테나이트상으로부터 템퍼링 마르텐사이트상으로의 변태가 개시되는 Ms점보다 높은 경우, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상, 페라이트상의 생성이나 시멘타이트상의 석출이 일어나, 마르텐사이트상 이외의 상이 많이 형성되기 때문에, 마르텐사이트상의 체적률을 올릴 수 없다. 그 때문에 강판의 신장 플랜지성이 낮아진다. 냉각 속도는 빠르면 빠를수록, 냉각 정지 온도는 낮으면 낮을수록 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률을 올릴 수 있다.

다음에 템퍼링 공정에 관하여 설명한다. 상기 어닐링 공정을 거친 상기 강판 소재는 300℃ 이상 550℃의 온도로 60초 내지 1200초 유지된다. 상기 어닐링 공정을 거친 상기 강판 소재의 금속 조직에는 미세한 마르텐사이트상이 형성되어 있다. 이 마르텐사이트상을 템퍼링함으로써 상기 강판 소재를 연화시켜, 어닐링 마르텐사이트상이나 페라이트상의 경도차를 저감시킴으로써 연성과 함께 우수한 신장 플랜지성을 얻을 수 있다.

이 템퍼링 공정에서의 유지 온도가 300℃ 미만에서는 템퍼링 마르텐사이트상의 경도가 너무 높기 때문에 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 유지 온도가 550℃보다 높은 경우 잔류 오스테나이트상의 분해에 의해 생성된 시멘타이트상이 조대화되어 강판의 신장 플랜지성이 저하된다.

또한, 이 템퍼링 공정에서의 유지 시간이 60초 미만인 경우, 템퍼링 마르텐사이트상의 경도가 너무 높기 때문에 강판의 신장 및 신장 플랜지성이 저하된다. 한편, 유지 시간이 1200초보다 긴 경우 시멘타이트상이 조대화되어 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 이 템퍼링 공정에서의 유지 시간은 60초 이상 1200초 이하이나, 바람직하게는 90초 이상 900초 이하이며, 더 바람직하게는 120초 이상 600초이하이다.

상기 어닐링 공정 및 이 템퍼링 공정을 거친 강판 소재는 본 실시 형태의 고강도 강판이 되어 고인장 강도 및 고연성의 특성 외에 신장 플랜지성이 높은 특성도 갖는다. 그 때문에, 이 고강도 강판은 우수한 프레스 성형성을 구비한 강판으로서 자동차를 비롯한 다양한 공업 제품에 사용되는 것이다.

(제2 실시예)

이하, 본 실시 형태의 고강도 강판 및 그 제조 방법의 작용·효과에 대해 실시예를 이용하여 설명한다.

우선, 본 실시예에서 시험한 시험 강판의 제작 방법에 관하여 설명한다. 본 실시예에서, 표 5에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 기호A 내지 Y로 나타내는 성분 조성의 강슬라브에 대하여 시험을 실시했다. 이들 A 내지 Y의 성분 조성의 강슬라브로부터 표 6 및 표 7에 나타낸 바와 같이 열연 조건, 예비 어닐링 조건, 어닐링 공정 및 템퍼링 공정을 변화시킨 56종류의 시험 강판을 제작하여, 그들 인장 강도, 연성, 신장 플랜지성 등의 특성을 측정했다. A 내지 Y의 성분 조성의 강슬라브 중，B, C, E, F, I, J, L, N 내지 Y가 실시 형태의 실시예에 해당하는 성분 조성의 강슬라브이다. 다른 성분 조성의 강슬라브는 본 실시 형태의 성분 조성에 해당하지 않는 것이며, 표 6 및 표 7로부터 알 수 있듯이, 이들 강슬라브로부터 제작된 시험 강판은 비교예가 된다. 이들 A 내지 Y의 각 성분 조성의 강슬라브를 850℃의 마무리 온도로 열간 압연하여 3㎜ 두께의 56종류의 시험 강판(No.1 내지 56)으로 하고, 표 6에 나타내는 소정의 온도로 권취하였다. 또한, No.1 내지 45의 각 시험 강판을 산세하여 스케일을 제거하고, 냉간 압연에 의해 1.2㎜의 두께로 했다. 그 후, 시험 강판2와 11을 제외한 각 시험 강판을 표 6에 나타내는 소정의 조건으로 예비 어닐링했다. 이 후, No.1 내지 56의 각 시험 강판을 표 7에 나타내는 소정의 조건의 어닐링 공정 및 템퍼링 공정의 열처리를 하여 각각 측정용의 시험 강판으로 했다.

표 6으로부터 알 수 있듯이, 실시예에 해당하는 강판은 모두 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상이며, 강판 소재의 조건에 해당하는 것이다.

표 7에 나타낸 바와 같이, 제작한 56종류의 시험 강판 중 33종류가 본 실시 형태에 해당하는 실시예에 해당하는 것이며, 다른 것은 비교예이다.

이러한 공정에 의해 제작된 56종류의 각 시험 강판에 관하여 인장 강도 시험 및 신장 플랜지 시험을 행했다.

인장 강도 시험은, 각 시험 강판의 압연 방향의 수직 방향이 시험 시의 인장 방향이 되도록 각 시험 강판으로부터 채취한 JIS 5호 시험편을 사용하여 JISZ2241에 준거하여 실시했다. 본 시험에 의해, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS) 및 신장(EL)을 측정했다.

신장 플랜지 시험은 철강 연맹 규격(JFST1001-1996)에 준거하여 실시하여 구멍 확대율(λ)을 측정했다.

56종류의 각 시험 강판의 특성 측정 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다. 표 8 및 표 9에 있어서, AM은 어닐링 마르텐사이트상을, TM은 템퍼링 마르텐사이트상을, 잔류γ는 잔류 오스테나이트상을 나타낸다. 잔류 오스테나이트상의 체적률은 검출 한계 이하의 경우 0％로 했다.

본 시험 결과에 있어서, 인장 강도가 780MPa 이상인 경우, 실용상 충분한 강도 특성이며, 본 발명의 인장 강도의 조건을 만족한다. 또한, 신장(연성) 및 신장 플랜지성에 관해서는 각각 10％ 이상 및 80％ 이상인 경우에 우수한 특성이라고 간주한다. 신장 플랜지성에 관해서는 100％ 이상인 경우, 특히 우수한 특성이라고 판정한다.

또한, 인장 강도:TS≥780MPa, 신장:EL≥10％, 구멍 확대율:λ≥80％의 모든 조건을 만족하는 시험 강판을 본 발명에 관한 고강도 강판에 해당하는 것으로 한다. 이들 3개의 조건 모두를 만족하고, 또한 구멍 확대율이 특히 우수한(λ≥100％) 시험 강판을 : ◎, 전체 조건을 만족하는 시험 강판 : ○, 3조건 중, 2조건을 만족하는 시험 강판 : △, 3조건 중 1조건 이하만 만족하는 시험 강판을 : ×로 판정했다.

이하 표 8의 시험 강판의 특성 측정 결과에 관하여 설명한다.

시험 강판 No.3, 5, 7, 8, 11, 13, 14, 17, 18, 20, 23, 24, 27, 28, 33, 34, 37, 38, 40 내지 45는 모두 본 실시 형태의 고강도 강판의 성분 조성에 해당하는 강슬라브(표 5의 B, C, E, F, I, J, L, N 내지 T)로 제작된 것이다. 또한, 표 6 및 표 7로부터 알 수 있듯이 이들 시험 강판의 어닐링 공정 전의 금속 조직의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률 및 어닐링 공정 및 템퍼링 공정은 본 실시 형태의 고강도 강판의 조건에 해당하는 것이다. 이들 시험 강판은 모두 본 발명의 인장 강도, 신장 및 신장 플랜지성의 조건을 만족한다.

표 9의 각 시험 강판(No.46 내지 56)은 모두 본 발명의 인장 강도, 신장 및 신장 플랜지성의 조건을 만족한다.

실시 형태의 고강도 강판에 해당하는 시험 강판 중 No.3, 5, 8, 14, 20은 신장 플랜지성이 특히 우수하다. 이들 시험 강판의 잔류 오스테나이트상의 체적률은 0％이며, 그 템퍼링 마르텐사이트상은 평균 입경이 비교적 작아, 10㎛ 이상의 결정립 사이즈의 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 비교적 낮다.

비교예의 시험 강판에 관하여 본 발명에 관한 고강도 강판의 조건을 만족하지 않는 이유에 관하여 설명한다.

시험 강판 No.1은 C양이 적은 강슬라브A로 제작되었기 때문에 인장 강도가 낮다.

시험 강판 No.2는 어닐링 공정 전의 상태에서의 금속 조직에 있어서의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 낮았기 때문에 템퍼링 마르텐사이트상의 결정립이 조대화되어 강도 및 신장 플랜지성이 저하되었다.

시험 강판 No.4는 예비 어닐링의 온도가 Ac₃점보다 낮았기 때문에 어닐링 공정 전의 상태에서의 금속 조직에 있어서, 저온 변태상의 체적률이 낮아져 템퍼링 마르텐사이트상의 결정립이 조대화되었기 때문에 연성 및 신장 플랜지성이 낮다.

시험 강판 No.6은 예비 어닐링에 있어서의 유지 시간이 짧았기 때문에 어닐링 공정 전의 상태에서의 금속 조직에 있어서의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 낮아져 템퍼링 마르텐사이트상의 결정립이 조대화되었다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮다.

시험 강판 No.9는 예비 어닐링 후의 냉각이 늦었기 때문에 어닐링 공정 전의 상태에서의 금속 조직에 있어서의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 낮아져 템퍼링 마르텐사이트상이 조대화되었다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮다.

시험 강판 No.10은 예비 어닐링 후의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 어닐링 공정 전의 상태에서의 금속 조직에 있어서의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이 낮아져 템퍼링 마르텐사이트상이 조대화되었다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮다.

시험 강판 No.12는 템퍼링 공정 후의 금속 조직은 실시 형태의 고강도 강판의 것에 해당하는 것이나, 본 시험 강판은 C양이 많은 강슬라브D로 제작된 것이기 때문에, 페라이트상의 일부인 어닐링 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 강도차를 충분히 저감시키지 않고 있다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.15는 템퍼링 공정 후의 금속 조직은 실시 형태의 고강도 강판의 것에 해당하는 것이나, 본 시험 강판은 Si양이 많은 강슬라브G로 제작된 것이다. 그 때문에 템퍼링 마르텐사이트상이 충분히 템퍼링되지 않아 페라이트상의 일부인 어닐링 마르텐사이트상과 템퍼링 마르텐사이트상의 강도차가 충분히 저감되지 않고 있다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.16은 Mn양의 적은 강슬라브H로 제작되었기 때문에 켄칭성이 충분하지 않아, 어닐링 공정 후에 잔류 오스테나이트양이 많이 잔존되었다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.19는 Mn양의 많은 강슬라브K로 제작되었기 때문에 템퍼링 공정 후의 금속 조직 중의 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적률이나 사이즈는 실시 형태의 고강도 강판의 것에 해당하나, Mn의 편석이 발생했다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.21은 Al 첨가량이 많은 강슬라브M으로 제작되었다. 그 때문에 강재 표면의 표면 흠집이 많아졌다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.22는 어닐링 공정에 있어서 Ac₃점 이상으로 가열했기 때문에 오스테나이트상의 결정립이 조대화되었다. 그 결과, 연성이 저하되었다.

시험 강판 No.25는 어닐링 공정에 있어서의 가열·유지 온도가 Ac₃점-50℃보다 낮았기 때문에 오스테나이트상이 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 낮아지고 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.26은 어닐링 공정에 있어서의 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상에서의 유지 시간이 너무 짧았기 때문에 오스테나이트상이 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, 마르텐사이트상의 체적률이 낮아지고 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.29는 어닐링 공정에 있어서의 Ac₃점 이하 Ac₃점-50℃ 이상에서의 유지 시간이 너무 길었기 때문에 오스테나이트상의 결정립이 조대화되었다. 그 결과, 마르텐사이트상의 결정 입경이 조대화되어 연성이 낮아졌다.

시험 강판 No.30은 어닐링 공정 후의 냉각이 너무 느렸기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트상 이외의 상이 생성되어, 템퍼링 마르텐사이트상의 생성이 충분히 일어나지 않았다. 그 결과, 인장 강도가 낮아졌다.

시험 강판 No.31은 어닐링 공정 후의 냉각 정지 온도가 Ms점보다 높았기 때문에 마르텐사이트상 생성이 불충분했다. 그 결과, 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률이 낮아지고, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.32는 템퍼링 공정에 있어서의 가열·유지 온도가 하한값보다 낮았기 때문에 템퍼링 마르텐사이트상의 전위 밀도가 저하되지 않아, 변형이 충분히 완화되지 않았다. 그 결과, 신장 및 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.35는 템퍼링 공정에 있어서의 템퍼링 공정의 가열·유지 온도가 상한값보다도 높았기 때문에 시멘타이트가 석출되었다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.36은 템퍼링 공정에 있어서의 가열·유지 시간이 너무 짧았기 때문에 잔류 오스테나이트상의 체적률이 충분히 저하되지 않았다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트상의 전위 밀도가 저하되지 않아 변형이 충분히 완화되지 않았다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

시험 강판 No.39는 템퍼링 공정에 있어서의 가열·유지 시간이 너무 길었기 때문에 시멘타이트가 석출되었다. 그 결과, 신장 플랜지성이 낮아졌다.

(3)

또한, 이하에, 본 발명의 또 다른 실시 형태를 상세하게 설명한다.

본 발명자들은 페라이트상과 마르텐사이트의 복합 조직 강판(DP 강판)을 사용하는 것을 전제로 하여, 이 DP 강판의 특징인 강도와 신장의 양립뿐만 아니라, 신장 플랜지성도 양호하게 하기 위한 요건에 대하여 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, 본 발명자들은 소재 강판으로서(즉, 초기 조직으로서), 미세한 라스 형상 조직(마르텐사이트 및/또는 베이나이트)을 갖는 강판에 대하여 2상 영역(페라이트+오스테나이트 영역)에서의 어닐링(이하, 「2상 영역 어닐링」이라고 부른다)을 실시함으로써 매우 미세한 페라이트+마르텐사이트의 복합 조직이 얻어지는 것을 발견했다. 또한, 본 발명자들은 이러한 조직의 강판에서는 신장 및 신장 플랜지성이 양호해지는 것을 발견했다.

상기한 바와 같은 미세한 라스 형상 조직(마르텐사이트 및/또는 베이나이트)을 갖는 강판에서는 2상 영역 어닐링에 의해 생성되는 페라이트가 미세 분산되고, 그 피닝 효과에 의해 2상 영역 어닐링 중의 오스테나이트의 성장을 억제하기 때문에 켄칭 후의 조직은 매우 미세한 페라이트+마르텐사이트 조직이 된다. 또한 화학 성분으로서 강판 중에 Ti, Nb, V, Zr 등의 결정립 미세화 원소를 함유시킴으로써 조직의 미세화를 한층 도모할 수 있는 것으로 된다. 이와 같이 하여, 얻어지는 복합 조직 강판에서는 신장 및 신장 플랜지성이 더 향상된 것으로 되는 것이다.

본 발명의 고강도 강판은 페라이트상 및 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판이나, 상기 목적을 달성하기 위해서는 이들 상 각각의 전체 조직에 대한 체적률도 적절하게 조정되어 있을 필요가 있다. 즉, 본 발명의 고강도 강판에서는 페라이트상 및 마르텐사이트의 체적률은 각각 5 내지 30％, 50 내지 95％이다.

페라이트상의 체적률이 5％ 미만에서는 양호한 신장을 확보할 수 없게 되는 것 외에, 오스테나이트의 성장을 억제하는 피닝 효과가 희박해지고 30％를 초과하면 신장 플랜지성이 열화된다. 페라이트상의 바람직한 체적률은 7％ 이상, 25％ 이하이다.

마르텐사이트의 체적률이 50％ 미만에서는 신장 플랜지성이 저하되고, 95％를 초과하면 신장이 저하된다. 마르텐사이트상의 바람직한 체적률은 70％ 이상, 85％ 이하이다.

또한, 상기 체적률이란, 강재 중의 금속 조직을 구성하는 각 상의 전체 조직에 대한 비율(체적％)의 의미이며, 강재를 나이탈 부식시켜 광학 현미경(1000배)으로 관찰 후, 화상 해석함으로써 페라이트상 및 마르텐사이트의 체적률을 구할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판에서는, 상기 페라이트상의 평균 입경이 원 상당 직경으로 3㎛ 이하인 동시에 상기 마르텐사이트상의 평균 입경이 원 상당 직경으로 6㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이들 크기가 커지면, 신장 및 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 이들 상의 「평균 입경」이란, 예를 들어 광학 현미경이나 FE/SEM-EBSP에 의한 조직 관찰에 의해 20개의 입경을 구하고, 그들을 평균화하여 구한 것이다.

본 발명에 관한 복합 조직 강판은 주된 조직이 페라이트상과 마르텐사이트로 이루어지는 것이나, 이들 상만으로 반드시 100％가 되어 있을 필요는 없어, 주체로 한다는 취지이므로 적어도 그 총 합계가 체적률로 70％ 이상, 바람직하게는 80％ 이상이며, 잔량부 조직(혹은 상)으로서 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등을 포함하는 것도 허용하고 있다. 단, 이들 조직은 신장 플랜지성을 저하시키지 않는다는 관점에서 보면 가능한 한 적은 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에서는 조직이 상기와 같이 제어됨으로써 양호한 신장 및 신장 플랜지성을 나타내는 것으로 되나, 강도[인장 강도(TS)로 590MPa 이상] 등의 점을 고려한 바람직한 성분 조성은 C : 0.05 내지 0.3％, Si : 0.01 내지 3％, Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 각각 포함하는 것 외에 Ti, Nb,V 및 Zr로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 합계 0.01 내지 1％ 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물인 것을 들 수 있다. 이들 바람직한 범위의 규정 이유는 다음과 같다.

[C : 0.05 내지 0.3％]

C는 마르텐사이트를 생성시켜 강판의 강도를 높이는데 있어서 중요한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 C의 함유량은 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 고강도화의 관점에서 보면 C 함유량은 많을수록 바람직하나, 너무 많으면 신장 플랜지성을 열화시키는 잔류 오스테나이트가 다량으로 생성되어 버리는 것 외에, 용접성에도 악영향을 미치게 되므로 0.3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. C 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.07％이며, 보다 바람직한 상한은 0.25％이다.

[Si : 0.01 내지 3％]

Si는 강을 용제할 때에 탈산성 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 강의 연성을 열화시키지 않고 강도를 높이는 유효한 원소로서, 또한 신장 플랜지성을 열화시키는 조대한 탄화물의 석출을 억제하는 작용도 갖고 있다. 이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Si에 의한 첨가 효과는 약 3％로 포화되므로 바람직한 상한을 3％로 정했다. Si 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.1％이며, 보다 바람직한 상한은 2.5％이다.

[Mn : 0.5 내지 3.0％]

Mn은 강판의 켄칭성을 높여 고강도를 확보하는데 있어서 유용한 원소로서, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.5％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 과잉으로 되면 연성을 저하시켜 가공성에 악영향을 미치게 되므로 3.0％를 상한으로 한다. 보다 바람직한 Mn 함유량은 0.7％ 이상, 2.5％ 이하이다.

[Al : 0.01 내지 0.1％]

Al은 탈산 작용을 갖는 원소로서, Al 탈산을 행하는 경우에는 0.01％ 이상의 Al을 첨가할 필요가 있다. 그러나 Al 함유량이 너무 많으면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 비금속계 개재물원으로 되어 물성이나 표면성상을 열화시키므로 0.1％를 상한으로 한다. Al의 보다 바람직한 함유량은 0.03％ 이상, 0.08％ 이하이다.

[Ti, Nb,V 및 Zr로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계 0.01 내지 1％]

이들 원소는 C나 N과 탄화물, 질화물, 탄질화물 등의 석출물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 것 외에 열연 시에 있어서의 결정립을 미세화하여 신장 및 신장 플랜지성을 높이는 작용도 갖고 있다. 이러한 효과는 이들 합계(1종 또는 2종 이상) 0.01％ 이상 함유시킴으로써 유효하게 발휘된다. 보다 바람직한 함유량은 0.03％ 이상이다. 그러나, 너무 많으면 신장 및 신장 플랜지성을 도리어 열화시키므로 1％ 이하, 더 바람직하게는 0.7％ 이하로 억제해야 한다.

본 발명의 복합 조직 강판에 있어서의 바람직한 기본 성분은 상기와 같으며, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물이다. 또한, 불가피적 불순물로서는 강원료 혹은 그 제조 공정에서 혼입될 수 있는 P, S, N, O 등을 들 수 있다.

본 발명의 강판에는 필요에 따라 (a) Ni 및/또는 Cu를 합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않는다), (b) Cr : 2％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo : 1％ 이하(0％를 포함하지 않는다), (c) B : 0.0001 내지 0.005％, (d) Ca 및/또는 REM을 합계 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않는다), 등을 함유시키는 것도 유용하며, 함유되는 성분의 종류에 따라 강판의 특성이 더 개선된다. 이들 원소를 함유시킬 때의 범위 설정 이유는 이하와 같다.

[Ni 및/또는 Cu를 합계 1％ 이하(0％를 포함하지 않는다)]

이들 원소는 강도-연성 밸런스를 높게 유지한 채, 고강도화를 실현하는데 유효한 원소이다. 이러한 효과는 그들 함유량이 증가됨에 따라 증대되나, 합계(1종 또는 2종) 1％를 초과하여 함유시켜도 상기 효과가 포화되어 버리는 것 외에, 열연 시에 균열이 발생할 우려가 있다. 또한, 이들 함유량의 보다 바람직한 하한은 0.05％이며, 보다 바람직한 상한은 0.7％이다.

[Cr:2％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo:1％ 이하(0％를 포함하지 않는다)]

Cr와 Mo는 모두 오스테나이트상을 안정화하고, 냉각 과정에서의 저온 변태상의 생성을 용이하게 하는데 유효한 원소로서, 그 효과는 함유량이 증가됨에 따라 증대되나 과잉으로 함유되면 연성이 열화되므로 Cr은 2％ 이하(보다 바람직하게는 1.5％ 이하), Mo는 1％ 이하(보다 바람직하게는 0.7％ 이하)로 억제해야 한다.

[B : 0.0001 내지 0.005％]

B는 켄칭성을 향상시켜, 미량으로 강판의 강도를 높이는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, B의 함유량이 과잉으로 되어 0.005％를 초과하면 결정립계가 취화되어 압연 시에 균열이 발생할 우려가 있다.

[Ca 및/또는 REM을 합계 0.003％ 이하(0％를 포함하지 않는다)]

Ca 및 REM(희토류 원소)은 강중의 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가됨에 따라 증대되나, 과잉으로 함유되면 상기 효과가 포화되므로 0.003％ 이하로 해야 한다.

다음에, 상기한 바와 같은 조직을 갖는 고강도 강판을 제조하는 방법에 대해 설명한다. 상기한 바와 같은 고강도 강판을 제조하기 위해서는 전체 조직에 차지하는 마르텐사이트 및/또는 베이나이트(이하, 이들 양쪽 상을 「저온 변태상」이라고 부르는 경우가 있다)의 합계의 체적률이 90％ 이상인 동시에, 구오스테나이트 입경이 원 상당 직경으로 20㎛ 이하인 강판을 사용하여 소정의 열처리를 실시할 필요가 있다.

본 발명에서 사용하는 소재 강판은 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상의 것이다. 이 저온 변태상은 마르텐사이트 또는 베이나이트만으로 구성되어 있어도 된다. 저온 변태상의 체적률이 90％ 미만인 경우, 후술하는 어닐링 공정(최종 어닐링 공정)에 있어서 페라이트상과 오스테나이트상의 2상 영역으로 가열(2상 영역 어닐링)한 경우에 조대한 페라이트상 및 오스테나이트상이 생성되기 때문에 최종 조직에 있어서 상기한 미세한 페라이트상 및 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 그 결과, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 없게 된다.

저온 변태상의 체적률이 90％ 이상인 소재 강판은, 다음과 같은 공정에 의해 제조할 수 있다. 우선 상기한 바와 같은 화학 성분 조성을 만족하도록 조정된 강슬라브를 사용하여, 마무리 압연 온도가 Ac₃점 이상이 되도록 열간 압연을 행하고, 그 후 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점(오스테나이트상이 마르텐사이트에 변태를 개시하는 온도)보다도 낮은 온도까지 냉각한 후, 권취함으로써 마르텐사이트의 체적률이 90％ 이상인 소재 강판이 얻어진다. 또한, 열간 압연 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 베이나이트 변태 온도까지 냉각하여 권취함으로써 베이나이트를 주체로 하는 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상인 소재 강판이 얻어진다. 마무리 압연 온도가 Ac₃점 이하 또는 열간 압연 후의 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는 열간 압연 후의 냉각 시에 페라이트상이 생성되기 쉬워져, 열간 압연 후의 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상으로는 되지 않는다.

상기 열간 압연 공정에 있어서는 조직의 미세화라는 관점에서 소정의 가열 온도 및 그 가열 온도로 유지하는 시간(유지 시간)도 적절하게 조정하는 것이 좋다. 본 발명에서는 마이크로앨로이(Ti, Nb, V, Zr 등)를 미세 석출시키는 것에 의한 피닝 효과를 활용하여 오스테나이트 입경을 미세화시키는 것이나, 그를 위해서는 열연 전 공정에서 생성된 조대한 마이크로앨로이의 석출을 재고용시킬 필요가 있다. 그 때문에, 가열 온도 및 그 유지 시간은 마이크로앨로이(Ti, Nb, V, Zr 등)의 고용이라고 하는 효과를 발휘시키기 위해서는 1000℃ 이상, 600초 이상인 것이 바람직하다. 가열 온도 및 그 유지 시간이 1400℃ 이상 및 1000초보다도 길어지면 오스테나이트 입경이 조대해지므로 바람직하지 않다.

본 발명에서 사용하는 소재 강판은 구오스테나이트 입경을 20㎛ 이하로 할 필요가 있으나, 이것은 조직 미세화에 의한 신장 및 신장 플랜지성의 향상이라는 관점때문이다. 즉, 구오스테나이트 입경이 20㎛ 이하의 소지 강판에 대하여 최종 어닐링 공정 및 템퍼링 공정을 실시함으로써 입경이 20㎛보다도 클 경우와 비교하여 최종 조직이 미세해져 신장 및 신장 플랜지성이 현저하게 향상되는 것이다.

또한, 상기한 바와 같은 화학 성분을 만족하도록 조정된 강슬라브로부터 상기한 바와 같은 열간 압연 및 냉각 속도를 만족하지 않는 조건으로 제조된 강판이어도 다음과 같은 예비 어닐링을 행함으로써 저온 변태상의 체적률을 90％ 이상으로 할 수 있다(후기 표 14의 실험 No.5, 6).

이러한 예비 어닐링은 상기 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 5초 이상 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 Ms점 이하 또는 베이나이트 변태 온도 영역까지 냉각 후 유지하는 처리이다. 상기 강판의 유지 온도가 Ac₃점 미만에서는 페라이트상이 생성되기 쉬워져 저온 변태상의 체적률이 90％ 이상으로는 되지 않는다. 또한, Ac₃점 이상의 온도 영역으로 강판을 유지하는 경우에도 그 유지 시간이 5초 미만에서는 금속 조직의 오스테나이트화가 불충분하기 때문에, 체적률이 90％ 이상으로는 되지 않는다.

상기한 바와 같이 하여 조직이나 구오스테나이트 입경이 조정된 소재 강판에 대하여, 하기와 같은 열처리(최종 어닐링 공정 및 템퍼링 공정)를 실시함으로써 페라이트상 및 마르텐사이트의 체적률이나 입경이 적절하게 조정된 고강도 강판이 얻어지는 것이다. 이때, 열간 압연 공정과 하기 열처리 공정의 사이에 예비 어닐링 공정뿐만 아니라, 산세나 냉간 압연 공정 등이 실시되는 경우에도 본 발명의 범위 내이다. 이때의 열처리 조건에 있어서의 작용 효과는 다음과 같다.

우선 소재 강판을 (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도 범위로 1초 이상, 2400초 이하의 시간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 냉각 속도로 Ms점 이하(냉각 정지 온도)까지 냉각하는 열처리를 실시한다. 이러한 어닐링 공정을 거침으로써 상기한 조직(페라이트의 체적률 : 5 내지 30％, 마텐사이트의 체적률 : 50 내지 95％)을 갖는 강판이 얻어진다. 또한, 소재 강판을 (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도 범위로 가열 유지했을 때에 생성되는 페라이트상 및 오스테나이트 결정립의 사이즈에 의해 최종적으로 얻어지는 고강도 강판에 있어서의 페라이트상 및 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 결정되게 된다. 즉, 페라이트상의 평균 입경이 3㎛ 이하, 마르텐사이트의 평균 입경이 6㎛ 이하인 미세 복합 조직 강판을 얻기 위해서는 소재 강판을 (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도 범위로 가열 유지할 필요가 있다.

이 어닐링 공정에 있어서, 오스테나이트 단상이 안정된 Ac₃점보다도 높은 온도 영역에서 소재 강판을 가열 유지하면 오스테나이트의 결정립이 성장하여 서로 합체하여 조대화되는 동시에, 미세 페라이트에 의한 피닝 효과를 얻을 수 없어 미세한 복합 조직 강판을 얻을 수 없다. 그 결과, 고강도 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다.

상기 「피닝 효과」란, 이하와 같은 것이다. 소지 강판은 마이크로앨로이의 미세화 효과에 의해 매우 미세화된 라스 형상의 저온 변태상을 주체로 하는 조직 형태를 갖고 있으며, 이러한 강판을 2상 영역의 고온측으로 가열하면 체적률이 낮고 또한 미세 분산된 페라이트상이 생성된다. 본 발명에 있어서의 「페라이트상」이란, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 고온(2상 영역)으로 어닐링될 때에 발생하는 어닐링 마르텐사이트 또는 어닐링 베이나이트를 가리킨다. 이러한 페라이트상이 오스테나이트상의 성장, 합체를 억제하기 때문에 그 후의 켄칭, 템퍼링 공정에서 얻어지는 최종 조직은 매우 미세한 페라이트상과 마르텐사이트를 주체로 하는 조직이 되는 것이다. 또 소재 강판을 (Ac₃점-100℃)보다도 낮은 온도로 가열 유지하면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않아 열처리 후의 마르텐사이트의 체적률이 50％ 미만으로 되어 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다.

이 어닐링 공정에 있어서, 가열 유지 시간이 1초 미만인 경우에는 오스테나이트상의 생성이 불충분하므로 이 어닐링 공정 후에 체적률로 50％ 이상의 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 가열 유지 시간이 2400초보다도 길 경우에는 생성되는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 버리므로 상기한 미세한 복합 조직을 얻을 수 없다. 이러한 관점에서, 최종 어닐링 시의 가열 유지 시간은 1초 이상, 2400초 이하의 범위로 할 필요가 있다. 바람직하게는 5초 이상, 1200초 미만이다.

가열 유지 후의 냉각 속도가 10℃/초 미만이거나, 냉각 정지 온도가 Ms점보다도 높아지거나 하면 베이나이트, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트의 생성이나 페라이트상의 필요 이상의 생성 및 시멘타이트상의 석출이 일어나, 마르텐사이트 이외의 조직이 많이 형성되기 때문에, 마르텐사이트의 체적률이 저하되거나, 페라이트상의 체적률이나 평균 결정 입경이 과대해져 신장이나 신장 플랜지성의 저하로 이어진다. 이때의 냉각 속도는 빠르면 빠를수록, 냉각 정지 온도는 낮으면 낮을수록 마르텐사이트의 체적률이 높아지기 쉬우나, 상기 2상 영역 어닐링의 온도와 시간을 적절하게 제어하고 있기 때문에 95％ 초과는 되지 않는다.

상기한 바와 같은 어닐링 공정을 실시한 후에는 300 내지 550℃의 온도 범위로 60초 이상, 1200초 이하 유지하는 템퍼링(재가열 처리)을 행할 필요가 있다. 상기한 바와 같은 어닐링 공정을 거친 강판에서는 그 금속 조직에는 미세한 (페라이트상+마르텐사이트)가 형성되게 되는데, 어닐링한 상태의 마르텐사이트는 매우 경질의 것이 되어 신장의 저하로 이어진다. 또한, 마르텐사이트가 경질이기 때문에, 연질의 페라이트의 경도차가 커서 신장 플랜지성의 저하로도 이어진다. 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 얻기 위해서는 마르텐사이트를 어닐링 상태의 경도보다도 연화시킬 필요가 있어 템퍼링 공정을 실시하는 것이다.

이 템퍼링 공정에서의 유지 온도가 300℃ 미만에서는 마르텐사이트의 연질화가 충분하지 않으므로 강판의 신장 및 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 한편, 유지 온도가 550℃보다도 높아지면 조대한 시멘타이트상이 석출되어 강판의 신장 플랜지성이 저하되게 된다.

또한 템퍼링 공정의 유지 시간이 60초 미만에서는 마르텐사이트의 연질화가 충분하지 않으므로 강판의 신장 및 신장 플랜지성이 저하되게 된다. 한편, 유지 시간이 1200초보다도 길어지면 마르텐사이트가 너무 연질화되어 강도의 확보가 곤란해지거나, 시멘타이트의 석출에 의해 강판의 신장 플랜지성이 저하되거나 하게 된다. 이 유지 시간은 바람직하게는 90초 이상, 900초 이하이며, 더 바람직하게는 120초 이상, 600초 이하이다.

상기한 바와 같은 소재 강판에 대하여, 상기한 바와 같은 어닐링(최종 어닐링) 및 템퍼링을 실시함으로써 페라이트상 및 마르텐사이트의 체적률 및 입경이 적절하게 조정된 강판이 얻어져, 인장 강도가 590MPa의 고강도를 갖고, 신장 및 신장 플랜지성이 우수한 것으로 된다. 이러한 고강도 강판은 우수한 프레스 성형성을 갖춘 강판으로서 자동차를 비롯한 다양한 강제품의 소재로서 사용할 수 있는 것이다.

(제3 실시예)

이하, 실시예를 예로 들어 본 발명을 더 구체적으로 설명하나, 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니다. 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 이들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 10, 표 11에 나타내는 화학 성분 조성의 강슬라브를 준비하여, 각 강슬라브에 대하여 하기 표 12, 13에 나타내는 열간 압연 조건, 예비 어닐링 조건으로 소재 강판을 제작했다. 또한, 표 10, 표 11에는 각 강종에 관하여 하기 화학식 1 및 2 식에 의해 구한 Ac₃점(Ac₃변태점) 및 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms점도 나타냈다.

단, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al], [As], [Ti] 및 [Co]는 각각 C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As, Ti 및 Co의 함유량(질량％)을 나타낸다.

얻어진 각 소재 강판에 관하여, 하기 표 14, 표 15에 조건을 나타내는 최종 어닐링 및 재가열(템퍼링)을 행하여 시험 강판을 제작하고, 각 시험 강판의 조직[페라이트(α)의 체적률, 페라이트(α)의 평균 입경, 마르텐사이트(M)의 체적률, 마르텐사이트(M)의 평균 입경] 및 기계적 특성[인장 강도(TS), 신장(EL), 구멍 확대율(λ)]을 하기의 방법에 의해 측정했다. 또한, 하기 표 14, 표 15에는 최종 어닐링 전의 조직[상 구성, 저온 변태상 체적률, 구오스테나이트(γ) 입경]에 관해서도 나타냈다.

[시험 강판의 조직의 측정 방법]

페라이트(α) 및 마르텐사이트(M)의 체적률에 관해서는 나이탈 부식 후의 조직 사진을 화상 해석함으로써 측정하고, 페라이트(α) 및 마르텐사이트(M)의 평균 입경은 FE/SEM-EBSP에 의한 조직 해석에 의해 측정하고, 상기 「원 상당 직경」으로 환산하여 그 평균값을 구했다.

[시험 강판의 기계적 특성의 측정 방법]

(a) 인장 시험 : 인스트론사 제품인 만능 인장 시험기를 사용하고, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 인장 강도(TS)와 신장(전체 신장률:EL)을 구했다.

(b) 구멍 확대 시험 : 도쿄고키사 제품인 20톤 구멍 확대 시험기를 사용하고, 철강 연맹 규격(JFST1001-1996)에 준거하여 구멍 확대율(λ)을 구하여 신장 플랜지성을 평가했다.

각 시험 강판의 조직[페라이트(α)의 체적률, 페라이트(α)의 평균 입경, 마르텐사이트(M)의 체적률, 마르텐사이트(M)의 평균 입경], 및 기계적 특성[인장 강도(TS), 신장(EL), 구멍 확대율(λ)]의 측정 결과를 하기 표 16, 표 17에 나타낸다. 또한, 기계적 특성의 평가에 관해서는 인장 강도(TS)가 590MPa 이상, 신장(EL)이 10％ 이상, 구멍 확대율(λ)이 80％ 이상을 우수한 특성으로 평가하고, 3특성 모두에 있어서 우수한 것을 ○, 3 특성 중 2 특성이 우수한 것을 △, 3 특성 중 1개의 특성만 우수한 특성을 나타내는 것을 ×로 하고, ○만을 합격으로 했다.

이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 실험 No.4, 5, 7, 8, 11, 12, 14, 15, 19 내지 32의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건을 모두 만족하고 있기 때문에, 모두 우수한 특성이 얻어지고 있다.

이들에 대하여 No.1 내지 3, 6, 9, 10, 13, 16 내지 18, 33 내지 36의 것은 화학 성분 조성이나 제조 조건 중 적어도 어느 한 요건이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나기 때문에, 이하와 같이 만족하는 특성이 얻어지지 않는다.

실험 No.1, 2의 것에서는 Ti, Nb, V, Zr 등이 함유되어 있지 않기 때문에 소재 강판(최종 어닐링 전의 강판)에 있어서의 구γ 입경이 조대화되어 버려 희망하는 신장 및 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.

실험 No.3의 것에서는 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위에 만족하지 않으므로 인장 강도(TS)가 낮아져 있다. 실험 No.6의 것에서는 C 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다도 너무 많기 때문에 강도가 필요 이상으로 높아져 연성이 저하되어, 신장 특성이 악화되어 있다.

실험 No.9의 것에서는, Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다도 너무 많기 때문에 연성이 저하되어 신장 및 신장 플랜지성이 악화되어 있다.

실험 No.10의 것에서는 Mn 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위에 만족하지 않기 때문에 페라이트의 체적률이 증가되어 인장 강도 및 신장 플랜지성이 악화되어 있다.

실험 No.13의 것에서는 Mn 함유량이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다도 너무 많기 때문에 연성이 저하되어 신장 및 신장 플랜지성이 악화되어 있다.

실험 No.16의 것에서는 Al양이 본 발명에서 규정하는 바람직한 범위보다도 너무 많기 때문에 강재 표면의 흠집이 많아져 상재(傷材) 연성이 저하되어 신장 플랜지성이 악화되어 있다.

실험 No.17, 18의 것에서는 Ti, Nb, V, Zr 등의 함유량이 적기 때문에, 미세화가 충분히 이루어지지 않아, 희망하는 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.

실험 No.33, 34의 것에서는 Ti, Nb, V, Zr 등의 함유량이 너무 많기 때문에 소정의 열처리 조건에 의해서도 조대한 탄화물이 잔존되어 버려 신장 및 신장 플랜지성이 악화되어 있다.

실험 No.35의 것에서는 최종 어닐링 시의 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위보다도 너무 낮기 때문에 최종 조직에 있어서의 페라이트 체적률 및 평균 입경, 마르텐사이트의 체적률 및 평균 입경이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나 희망하는 인장 강도 및 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.

실험 No.36의 것에서는 최종 어닐링 시의 가열 온도가 본 발명에서 규정하는 범위보다도 너무 높기 때문에 최종 조직이 마르텐사이트의 단상 조직이 되고, 페라이트 체적률, 마르텐사이트의 체적률 및 평균 입경이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나, 희망하는 신장 및 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.

본 발명을 상세하게, 또한 특정의 실시 형태를 참조하여 설명했으나, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하지 않고 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 분명하다. 본 출원은 2006년 7월 14일 출원의 일본 특허 출원(특원2006-194056), 2007년 5월 31일 출원의 일본 특허 출원(특원2007-144466), 2007년 5월 31일 출원의 일본 특허 출원(특원2007-144705), 2007년 5월 31일 출원의 일본 특허 출원(특원2007-145987)을 기초로 하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 받아들인다.

본 발명에 관한 고강도 강판은 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 겸비하고, 나아가서는 우수한 프레스 성형성을 갖는 것이다. 따라서, 본 발명에 관한 고강도 강판은 프레스 성형에 의해 가공되어, 자동차 등의 다양한 공업 제품, 특히 경량화가 필요한 공업 제품에 사용할 수 있다.

Claims

삭제
질량％로, C : 0.05 내지 0.3％, Si : 3％ 이하(0％를 포함하지 않는다), Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 구성되는 고강도 강판이며,

금속 조직의 주체가 되는 조직은 템퍼링 마르텐사이트와 미세 분산된 어닐링 베이나이트이며,

상기 템퍼링 마르텐사이트상의 체적률은 50 내지 95％이며, 상기 어닐링 베이나이트의 체적률은 5 내지 30％이며, 또한 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이고,

인장 강도가 590MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
삭제
질량％로, C : 0.05 내지 0.3％, Si : 3％ 이하(0％를 포함하지 않는다), Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 구성되는 고강도 강판이며,

금속 조직의 주체가 되는 조직은 템퍼링 마르텐사이트상이고, 또한 금속 조직 중에 어닐링 마르텐사이트상을 포함하는 것이며,

상기 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은 80％ 이상이고, 상기 어닐링 마르텐사이트상의 체적률은 3 내지 20％이고,

또한, 상기 템퍼링 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하인 동시에, 그 템퍼링 마르텐사이트상 중 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이상인 마르텐사이트상의 체적률이 15％ 이하이고,

또한, 상기 금속 조직 중의 잔류 오스테나이트상의 체적률이 3％ 이하(0%를 포함)이고,

인장 강도가 590MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
삭제
질량％로, C : 0.05 내지 0.3％, Si : 3％ 이하(0％를 포함하지 않는다), Mn : 0.5 내지 3.0％, Al : 0.01 내지 0.1％를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 구성되는 고강도 강판이며,

금속 조직의 주체가 되는 조직은 마르텐사이트상과 어닐링 마르텐사이트상이며,

상기 마르텐사이트상의 체적률은 50 내지 95％이고, 상기 어닐링 마르텐사이트의 체적률은 5 내지 30％이고, 또한, 상기 마르텐사이트의 평균 입경이 원 상당 직경으로 10㎛ 이하이고,

인장 강도가 590MPa인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
제2항, 제4항 및 제6항 중 어느 한 항에 있어서, Ti, Nb, V, Zr로부터 선택되는 원소를 합계 0.01 내지 1 질량％ 더 포함하는 고강도 강판.
제2항, 제4항 및 제6항 중 어느 한 항에 있어서, Ni 및 Cu 중 하나 이상을 합계 1 질량％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 더 포함하는 고강도 강판.
제2항, 제4항 및 제6항 중 어느 한 항에 있어서, Cr : 2 질량％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 및 Mo : 1 질량％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 중 하나 이상을 더 포함하는 고강도 강판.
제2항, 제4항 및 제6항 중 어느 한 항에 있어서, B를 0.0001 내지 0.005 질량％ 더 포함하는 고강도 강판.
제2항, 제4항 및 제6항 중 어느 한 항에 있어서, Ca 및 REM 중 하나 이상을 합계 0.003 질량％ 이하(0％를 포함하지 않는다) 더 포함하는 고강도 강판.
제2항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, 전체 금속 조직에 차지하는 베이나이트의 체적률이 90％ 이상의 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃ 점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 0 내지 2400초간(0초를 포함한다) 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 계속하여 300 내지 550℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하는 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제4항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, 전체 금속 조직에 차지하는 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 하나 이상의 합계의 체적률이 90％ 이상의 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 30 내지 1200초간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 또한 300 내지 500℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하는 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.
제6항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법이며, 전체 금속 조직에 차지하는 마르텐사이트상 및 베이나이트상 중 하나 이상의 합계의 체적률이 90％ 이상인 동시에, 구오스테나이트 입경이 원 상당 직경으로 20㎛ 이하인 강판을 소재 강판으로 하고, (Ac₃점-100℃) 이상, Ac₃점 이하의 온도로 1 내지 2400초간 가열 유지한 후, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트의 변태 개시 온도 Ms점 이하까지 냉각하고, 계속하여 300 내지 550℃의 온도로 60 내지 1200초간 가열 유지하는 열처리를 하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.