KR101604963B1 - High-strength steel sheet with excellent workability and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
신도 및 국소 변형능의 양쪽을 개선한 가공성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법을 제공한다. C, Si, Mn, Al, P, S을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며, 당해 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상으로 한다.A high strength steel sheet excellent in workability improved both in elongation and local deformation, and a method for producing the same. C, Si, Mn, Al, P, and S and the balance of iron and unavoidable impurities. The metal structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempering martensite, and retained austenite (1) When the metal structure is observed with a scanning electron microscope, the bainite is a bainite having a mean interval of the adjacent retained austenite and / or carbide of 1 m or more, And / or a composite structure of low-temperature inversely generated bainite having an average interval of carbide of less than 1 m, and (2) the volume percentage of the retained austenite measured by the saturation magnetization method is not less than 5% do.
Description
본 발명은 인장 강도가 780MPa 이상 또는 590MPa 이상인 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more or 590 MPa or more and excellent workability and a method for producing the same.
자동차업계에서는, CO2 배출 규제 등, 지구 환경 문제에 대한 대응이 급선무가 되어 있다. 한편, 승객의 안전성을 확보한다는 관점에서, 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 승차 공간에서의 안전성을 충분히 확보할 수 있는 구조 설계가 진행되고 있다. 이들 요구를 동시에 달성하기 위해서는, 자동차의 구조 부재로서 인장 강도가 780MPa 이상인 고강도 강판을 이용하고, 이것을 또한 박육화하여 차체를 경량화하는 것이 유효하다. 그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 크게 하면 가공성이 열화되기 때문에, 상기 고강도 강판을 자동차 부재에 적용하기 위해서는, 가공성의 개선은 피할 수 없는 과제이다.In the automotive industry, there is a response to the CO 2 emission regulation, such as the global environment problem is a pressing need. On the other hand, from the viewpoint of ensuring the safety of passengers, the collision safety standards of automobiles are strengthened, and a structure design capable of sufficiently securing safety in a riding space is underway. In order to simultaneously achieve these demands, it is effective to use a high-strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more as a structural member of an automobile and reduce the thickness of the steel plate to reduce the weight of the vehicle body. However, in general, if the strength of the steel sheet is increased, the workability is degraded. Therefore, in order to apply the high-strength steel sheet to an automobile member, improvement in workability is an inevitable problem.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서는, TRIP(Transformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다. TRIP 강판의 하나로서 모상을 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)로 하고, 잔류 오스테나이트(이하, 잔류 γ로 표기하는 경우가 있다.)를 포함하는 TBF 강판이 알려져 있다(특허문헌 1 내지 4). TBF 강판에서는, 경질의 베이니틱 페라이트에 의해서 높은 강도가 수득되고, 베이니틱 페라이트의 경계에 존재하는 미세한 잔류 γ에 의해서 양호한 신도(EL)와 신장 플랜지성(λ)이 수득된다.TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheet is known as a steel sheet having both strength and workability. A TBF steel sheet is known as one of the TRIP steel plates, which comprises bainitic ferrite as the parent phase and retained austenite (hereinafter sometimes referred to as residual?) (Patent Documents 1 to 4). In the TBF steel sheet, a high strength is obtained by the hard bainitic ferrite, and a good elongation (EL) and stretch flangeability (?) Are obtained by the fine residual? Existing at the boundary of the bainitic ferrite.
신도와 신장 플랜지성을 높여 가공성을 개선하는 기술로서, 특허문헌 5, 6이 알려져 있다. 이들 중 특허문헌 5에서는, 마르텐사이트 조직을 활용하여 강판의 고강도화를 도모함과 함께, 잔류 오스테나이트를 소정량 생성함으로써 가공성을 개선하고 있다. 특허문헌 6에서는, 하부 베이나이트 조직 및/또는 마르텐사이트 조직을 활용하여 강판의 고강도화를 도모함과 함께, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 소정량 생성함으로써 가공성을 개선하고 있다. 이들의 문헌에서는, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서 폴리고날 페라이트의 면적률을 10% 이하로 억제하고 있다.Patent Documents 5 and 6 are known as techniques for improving workability by increasing elongation and elongation flangeability. Among them, Patent Document 5 improves the workability by producing a predetermined amount of retained austenite while enhancing the strength of the steel sheet by utilizing the martensite structure. Patent Document 6 improves workability by producing a predetermined amount of retained austenite and tempered martensite while enhancing the strength of the steel sheet by utilizing the lower bainite structure and / or the martensite structure. In these documents, the area ratio of polygonal ferrite is limited to 10% or less in order to secure a tensile strength of 980 MPa or more.
전술한 요구를 동시에 달성하기 위해서는, 자동차의 구조 부재로서 인장 강도가 590MPa 이상인 고강도 강판을 이용하고, 이것을 또한 박육화하여 차체를 경량화하는 것도 유효하다. 그러나, 전술한 것과 같이, 일반적으로, 강판의 강도를 크게 하면 가공성이 열화되기 때문에, 상기 고강도 강판을 자동차 부재에 적용하기 위해서는, 가공성의 개선은 피할 수 없는 과제이다.In order to simultaneously achieve the above-mentioned demands, it is also effective to use a high-strength steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more as a structural member of an automobile, and further reduce the thickness thereof to reduce the weight of the vehicle body. However, as described above, in general, if the strength of the steel sheet is increased, the workability is deteriorated. Therefore, in order to apply the high-strength steel sheet to an automobile member, improvement in workability is an inevitable problem.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서는, 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 DP(Dual Phase) 강판이나, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity: 변태 유기 소성) 강판이 알려져 있다.As steel plates having both strength and workability, DP (Dual Phase) steel sheet in which the metal structure is composed of ferrite and martensite, and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheet in which the transformation austenite of residual austenite It is known.
이들 중 강도와 가공성을 갖춘 TRIP 강판으로서는, 예컨대 특허문헌 7의 강판이 알려져 있다. 이 문헌에는, 강판의 금속 조직을, 마르텐사이트 및 잔류 γ가 페라이트 중에 혼재하는 복합 조직으로 함으로써, 강판의 강도와 가공성(특히, 신도)을 개선하는 기술이 개시되어 있다.As a TRIP steel sheet having strength and workability among these, for example, a steel sheet disclosed in Patent Document 7 is known. This document discloses a technique for improving the strength and workability (particularly elongation) of a steel sheet by making the metal structure of the steel sheet into a composite structure in which martensite and residual? Are mixed in ferrite.
또한, 특허문헌 8에는, TRIP 강판에 대하여, 강도(TS)와 신도(EL)의 밸런스(구체적으로는, TS×EL)를 개선하여 프레스 성형성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 이 문헌에서는, 프레스 성형성을 개선하기 위해서, 금속 조직을, 페라이트, 잔류 γ, 베이나이트 및/또는 마르텐사이트를 포함하는 조직으로 하고 있다. 그리고, 이 문헌에는, 잔류 γ는 강판의 신도를 향상시키는 작용을 갖고 있다고 기재되어 있다.Patent Document 8 discloses a technique for improving press formability by improving the balance between strength (TS) and elongation (EL) (specifically, TS x EL) for a TRIP steel plate. In this document, in order to improve the press formability, the metal structure is a structure including ferrite, residual?, Bainite and / or martensite. In this document, it is described that the residual? Has an effect of improving the elongation of the steel sheet.
상기 특허문헌 7, 8에 개시되어 있는 것과 같이, 강판의 금속 조직을, 잔류 γ를 포함하는 조직으로 함으로써 강판의 강도를 높인 후에, 신도 특성을 향상시킬 수 있다.As described in the above Patent Documents 7 and 8, by making the metal structure of the steel sheet into a structure containing residual?, It is possible to improve the elongation characteristics after increasing the strength of the steel sheet.
최근에는 강판의 가공성에 대한 요구 특성이 점점 엄격해지고 있고, 예컨대 필러(pillar)나 멤버(member) 등에 이용하는 강판에는, 종래보다 더한층 엄격한 조건에서 벌징(bulging, 張出) 성형이나 드로잉 성형할 것이 요구되고 있다. 그 때문에, 강판에는, 가공성 중 특히 신도를 더한층 높이는 것이 요망되고 있다. 그러나, 일반적으로, 신도를 높이면, 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R) 등의 국소 변형능이 저하된다는 것이 알려져 있다. 따라서, TRIP 강판에는, 강도와 신도를 열화시킴이 없이, 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R) 등의 국소 변형능을 개선하는 것이 요구되고 있다. 그러나, 전술한 TRIP 강판은, 잔류 γ가 가공 중에, 매우 딱딱한 마르텐사이트로 변태되기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘성 등의 국소 변형능이 뒤떨어진다고 하는 문제가 있다.In recent years, the requirements for the workability of the steel sheet have become increasingly strict. For example, a steel sheet used for a pillar, a member, or the like is required to be subjected to bulging or drawing under a more severe condition than the conventional one. . Therefore, it is desired to further increase the workability, especially elongation, of the steel sheet. However, in general, it is known that, when the elongation is increased, the local deformability such as stretch flangeability (?) And bendability (R) is lowered. Therefore, the TRIP steel sheet is required to improve local deformability such as stretch flangeability (?) And bendability (R) without deteriorating strength and elongation. However, since the above-mentioned TRIP steel sheet is transformed into a very hard martensite during processing of the residual?, There is a problem that local deformability such as stretch flangeability and bendability is inferior.
본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 인장 강도가 780MPa 이상 또는 590MPa 이상인 고강도 강판에 대하여, 신도와 국소 변형능의 양쪽을 개선한 가공성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
It is an object of the present invention to provide a high strength steel sheet excellent in workability improved both elongation and local deformation of a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more or 590 MPa or more, .
상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명에 따른 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 당해 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하며, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, (1a) 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 80%, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 80%를 만족하고, (1b) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 10 내지 50%를 만족함과 함께, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상인 점에 요지를 갖고 있다. 이하, 이 고강도 강판을 제 1 고강도 강판이라고 하는 경우가 있고, 당해 제 1 고강도 강판은 인장 강도가 780MPa 이상을 만족하고 있다.The high strength steel sheet according to the present invention which can solve the above problems contains 0.10 to 0.3% of C, 1.0 to 3.0% of Si, 1.5 to 3% of Mn and 0.005 to 3% of Al in mass% P: not more than 0.1%, S: not more than 0.05%, and the balance of iron and inevitable impurities. The metal structure of the high strength steel sheet includes bainite, polygonal ferrite, retained austenite, and tempering martensite. (1) When the metal structure is observed with a scanning electron microscope, (1a) , A high temperature inversely generated bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of 1 占 퐉 or more and a low temperature inversion bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of less than 1 占 퐉 Wherein the area ratio (a) of the high temperature inversely generated bainite is 10 to 80% with respect to the entire metal structure, the total area ratio (b) of the low temperature inversely generated bainite and the tempering martensite (1b) the area ratio (c) of the polygonal ferrite satisfies 10 to 50% with respect to the entire metal structure, (2) The screen character a volume rate of the retained austenite is measured as speech has a base to a point at least 5% of the total metallic structure. Hereinafter, the high strength steel sheet may be referred to as a first high strength steel sheet, and the first high strength steel sheet satisfies a tensile strength of 780 MPa or more.
상기 제 1 고강도 강판은, 그의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다.When the metallic structure of the first high-strength steel sheet is observed by an optical microscope, when the MA mixed phase in which quenched martensite and retained austenite are present is present, It is preferable that the number ratio of MA mixed phases satisfying the equivalent diameter d of more than 7 mu m is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립(粒)의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.The average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains is preferably not more than 10 mu m (not including 0 mu m).
상기 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,The first high strength steel sheet may further contain, as other elements,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: not more than 1% (not including 0%) and / or Mo: not more than 1% (not including 0%),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,(b) Ti: not more than 0.15% (not including 0%), Nb: not more than 0.15% (not including 0%), and V: not more than 0.15% At least one element,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: not more than 1% (not including 0%) and / or Ni: not more than 1% (not including 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (not including 0%),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소(e) selected from the group consisting of 0.01% or less Ca (not including 0%), 0.01% or less (excluding 0%) and rare earth elements: 0.01% or less At least one element
등을 함유하여도 좋다.And the like.
본 발명에는, 상기 제 1 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 용융 아연 도금 강판, 및 상기 제 1 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.The present invention also includes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface of the first high-strength steel sheet and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a galvannealed layer on the surface of the first high-strength steel sheet.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과, 당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역(T1 온도역)에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역(T2 온도역)에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 방법에 의하여 제조할 수 있다.The first high strength steel sheet of the present invention is characterized in that it comprises a step of heating to a temperature range of {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less, (T) at an average cooling rate of 2 DEG C / sec or more to a temperature (T) satisfying the following formula (1) (T2 temperature range) satisfying the following formula (2) for 200 seconds or more in this order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 占 폚? T1 (占 폚)? 540 占 폚
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 占 폚? T2 (占 폚) <400 占 폚
상기 과제를 해결할 수 있는 본 발명에 따른 다른 고강도 강판은, 질량%로, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3%, Mn: 1.0 내지 2.5%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하, S: 0.05% 이하를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이다. 그리고, 당해 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하며, (1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, (1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과이며, (1b) 상기 베이나이트는, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와, 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%를 만족하고, (2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상인 점에 요지를 갖고 있다. 이하, 이 고강도 강판을 제 2 고강도 강판이라 하는 경우가 있고, 당해 제 2 고강도 강판은 인장 강도가 590MPa 이상을 만족하고 있다.Another high strength steel sheet according to the present invention which can solve the above problems contains 0.10 to 0.3% of C, 1.0 to 3% of Si, 1.0 to 2.5% of Mn and 0.005 to 3% of Al, 0.1% or less of P and 0.05% or less of S, and the balance of iron and inevitable impurities. The metal structure of the high strength steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempering martensite and retained austenite. (1) When the metal structure is observed with a scanning electron microscope, (1a) the polygonal ferrite Wherein the area ratio (a) of the bainite is greater than 50% with respect to the entire metal structure, (1b) the bainite is a bainite having an average interval of adjacent austenite and / (B) of the high temperature inversely generated bainite is in the range of 5 to 40% based on the entire metal structure, The total area ratio (c) of the low temperature inversion bainite and the tempering martensite satisfies 5 to 40% with respect to the entire metal structure, (2) the saturation magnetization Set by the volume rate of the retained austenite has a base to a point at least 5% of the total metallic structure. Hereinafter, this high strength steel sheet may be referred to as a second high strength steel sheet, and the second high strength steel sheet satisfies a tensile strength of 590 MPa or more.
상기 제 2 고강도 강판은, 그의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다.When the metallic structure of the second high-strength steel sheet is observed with an optical microscope, when the MA mixed phase in which quenched martensite and retained austenite are present is present, It is preferable that the number ratio of MA mixed phases satisfying the equivalent diameter d of more than 7 mu m is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.The average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains is preferably 10 탆 or less (does not include 0 탆).
상기 제 2 고강도 강판은, 또한 다른 원소로서,The second high strength steel sheet may further contain, as other elements,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: not more than 1% (not including 0%) and / or Mo: not more than 1% (not including 0%),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,(b) Ti: not more than 0.15% (not including 0%), Nb: not more than 0.15% (not including 0%), and V: not more than 0.15% At least one element,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(c) Cu: not more than 1% (not including 0%) and / or Ni: not more than 1% (not including 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (not including 0%),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소(e) selected from the group consisting of 0.01% or less Ca (not including 0%), 0.01% or less (excluding 0%) and rare earth elements: 0.01% or less At least one element
등을 함유하여도 좋다.And the like.
본 발명에는, 상기 제 2 고강도 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 용융 아연 도금 강판, 및 상기 제 2 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판도 포함된다.The present invention also includes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface of the second high-strength steel sheet and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a galvannealed layer on the surface of the second high-strength steel sheet.
본 발명의 제 2 고강도 강판은, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하는 공정과, 당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함하는 방법에 의해서 제조할 수 있다.The second high strength steel sheet of the present invention is characterized in that it comprises a step of heating to a temperature in the range of Ac 1 point + 20 ° C or higher and Ac 3 point + 20 ° C or lower, a step of maintaining the temperature for 50 seconds or longer, Cooling at an average cooling rate of 2 to 50 占 폚 / sec to an arbitrary temperature (T) at which the temperature T is reached; a step of holding for 10 to 100 seconds at a temperature range satisfying the following formula (1) For 200 seconds or more in this order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 占 폚? T1 (占 폚)? 540 占 폚
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 占 폚? T2 (占 폚) <400 占 폚
한편, 본 명세서에서 「및/또는」이란, 적어도 어느 한쪽을 포함하는 것을 의미한다.
In the present specification, " and / or " means that at least one of them is included.
본 발명에 의하면, 특히 베이나이트로서, 잔류 γ와 탄화물의 존재 형태가 다른 2 종류의 베이나이트로서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 고온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 고온역 생성 베이나이트로 표기하는 경우가 있다.)와, 200℃ 이상 400℃ 미만의 저온역에서 생성되는 베이나이트(이하, 저온역 생성 베이나이트로 표기하는 경우가 있다.) 양쪽을 생성시킴과 함께, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킴으로써, 780MPa 이상의 고강도역에서도 신도와 국소 변형능이 양호하여 가공성이 우수한 제 1 고강도 강판을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 이러한 고강도와 양호한 가공성을 양립시킨 제 1 고강도 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.According to the present invention, bainite, which is produced at a high temperature in a range of 400 ° C to 540 ° C (hereinafter referred to as "bainite" ) And a bainite produced at a low temperature range of 200 ° C or more and less than 400 ° C (hereinafter sometimes referred to as a low-temperature inverse-produced bainite), and a predetermined amount of polygonal By producing ferrite, it is possible to realize a first high strength steel sheet having excellent elongation and local deformation and excellent workability even in a high strength region of 780 MPa or more. Further, according to the present invention, it is possible to provide a method of manufacturing a first high strength steel plate that combines such high strength and good processability.
또한, 본 발명에 의하면, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50%를 초과하도록 폴리고날 페라이트를 생성시킨 후에, 특히 베이나이트로서, 잔류 γ와 탄화물의 존재 형태가 다른 2 종류의 베이나이트로서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 고온역에서 생성되는 베이나이트(고온역 생성 베이나이트)와, 200℃ 이상 400℃ 미만의 저온역에서 생성되는 베이나이트(저온역 생성 베이나이트) 양쪽을 생성시킴으로서, 590MPa 이상의 고강도역에서도 신도와 국소 변형능이 양호하여 가공성이 우수한 제 2 고강도 강판을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 이러한 고강도와 양호한 가공성을 양립시킨 제 2 고강도 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.
Further, according to the present invention, as the bainite having an area ratio of more than 50% with respect to the entire metal structure and having a different form of residual γ and carbide after producing polygonal ferrite, (Bainite at a high temperature inversely generated) at a high temperature range of not less than 590 MPa and not more than 540 deg. C and a bainite (a low temperature inversely generated bainite) produced at a low temperature zone of not less than 200 deg. It is possible to realize a second high strength steel sheet having excellent elongation and local deformation even in a high strength region and having excellent processability. Further, according to the present invention, it is possible to provide a method of manufacturing a second high strength steel plate that combines such high strength and good processability.
도 1은 인접하는 잔류 오스테나이트 및/또는 탄화물의 평균 간격의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 2는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 분포 상태를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 T1 온도역과 T2 온도역에서의 열 패턴의 일례를 나타내는 모식도이다.
도 4는 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 나타내는 그래프이다.1 is a schematic view showing an example of an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide.
Fig. 2 is a diagram schematically showing the distribution state of the high temperature inversely generated bainite and the low temperature inversely produced bainite (low temperature inverse bainite + tempered martensite).
3 is a schematic diagram showing an example of a thermal pattern at the T1 temperature region and the T2 temperature region.
4 is a graph showing the relationship between the tensile strength (TS) and elongation (EL).
5 is a graph showing the relationship between the tensile strength (TS) and elongation (EL).
우선, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판에 대하여 설명한다.First, the first high strength steel sheet according to the present invention will be described.
본 발명자들은, 인장 강도가 780MPa 이상인 제 1 고강도 강판의 가공성, 특히 신도와 국소 변형능을 개선하기 위해서 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,The inventors of the present invention have conducted extensive studies to improve the processability, particularly elongation and local deformation, of a first high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more. As a result,
(1) 강판의 금속 조직을, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히 베이나이트로서,(1) The metal structure of the steel sheet is a mixed structure containing bainite, polygonal ferrite, residual?, And tempering martensite,
(1a) 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물(이하, 이들을 정리하여 잔류 γ 등으로 표기하는 경우가 있다.)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,(1a) When the average distance between the center positions of adjacent residual gamma, adjacent carbides, or adjacent carbides adjacent to adjacent gamma (hereinafter collectively referred to as residual gamma or the like) may be 1 Temperature inversely generated bainite having a thickness of not less than < RTI ID = 0.0 &
(1b) 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 2 종류의 베이나이트를 생성시키면, 신도 및 국소 변형능이 개선되어 가공성이 우수한 제 1 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,(1b) The present invention provides a first high strength steel sheet having improved elongation and local deformation and having excellent processability by producing two types of bainites of low temperature inversed bainite having an average interval of distances between central positions of residual y and the like of less than 1 占 퐉 Being able to,
(2) 구체적으로는, 상기 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 상기 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다는 것,(2) Specifically, the high temperature inversely generated bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel sheet, and the low temperature inversely generated bainite contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet.
(3) 또한, 상기 금속 조직으로서 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시키면, 강판의 국소 변형능을 열화시킴이 없이 신도를 더한층 향상시킬 수 있다는 것,(3) Further, when a predetermined amount of polygonal ferrite is produced as the metal structure, the elongation can be further improved without deteriorating the local deformability of the steel sheet,
(4) 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 강판을 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역[구체적으로는, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도]으로 가열하면 바람직한 것,(4) In order for the polygonal ferrite to produce a predetermined amount, the steel sheet two-phase temperature range of ferrite and austenite [specifically, {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + more than 20 ℃ Ac 3 point + Temperature of 20 占 폚 or less]
(5) 2 종류의 베이나이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 상기 2상 온도역으로 가열한 후, 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역(이하, T1 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)의 임의의 온도(T)까지를 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하고, 이 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지하여 고온역 생성 베이나이트를 생성시킨 후, 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역(이하, T2 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)으로 냉각하여, 이 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하면 바람직하다는 것(5) In order to produce two kinds of bainites in a predetermined amount, it is preferable that after heating to the above-mentioned two-phase temperature range, an arbitrary one of the temperatures in the range of 400 DEG C to 540 DEG C (hereinafter referred to as T1 temperature range) The temperature up to the temperature T is cooled to an average cooling rate of 2 DEG C / sec or more and maintained for 10 to 100 seconds at this T1 temperature range to generate the high temperature inverse product bainite. , It may be referred to as the T2 temperature range), and it is preferable that the temperature is maintained for 200 seconds or more at the T2 temperature range
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.And completed the present invention.
우선, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.First, a description will be given of a metal structure characterizing the first high strength steel sheet according to the present invention.
《금속 조직에 대하여》"About metal tissue"
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트로 구성되는 혼합 조직이다.The metal structure of the first high strength steel sheet according to the present invention is a mixed structure composed of bainite, polygonal ferrite, residual?, And tempering martensite.
[베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트][Bainite and tempering martensite]
우선, 본 발명을 가장 특징짓는 베이나이트에 대하여 설명한다. 한편, 본 발명에서, 베이나이트에는 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되고 있지 않은 조직이다.First, the bainite which characterizes the present invention will be described. On the other hand, in the present invention, bainite also includes bainitic ferrite. Bainite is a structure in which carbides are precipitated, and bainitic ferrite is a structure in which no carbides are precipitated.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트와, 고온역 생성 베이나이트에 비하여 강도가 높은 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있다는 것에 특징이 있다. 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신장도 향상에 기여하고, 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 그리고, 이들 2 종류의 베이나이트 조직을 포함함으로써, 양호한 국소 변형능을 확보한 후에, 신도를 높일 수 있어, 가공성 전반이 높여진다. 이것은 강도 레벨이 다른 베이나이트 조직을 복합화함으로써 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.The first high strength steel sheet of the present invention is characterized in that the bainite is composed of a composite structure of bainite at high temperature and bainite at low temperature, which is higher in strength than that of bainite at high temperature. The bainite at high temperature contributes to the improvement of the elongation of the steel sheet, and the bainite at low temperature contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet. By including these two kinds of bainite structures, it is possible to increase the elongation after securing a good local deformation, and to improve the overall workability. This is thought to be due to the fact that the work hardening ability is increased because nonuniform deformation is caused by compounding bainite structures having different strength levels.
상기 고온역 생성 베이나이트란, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도(2상 온도역)로 가열한 후의 냉각 과정에서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 T1 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 고온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 이상으로 되어 있는 조직이다.In the cooling process after the hot station generates bainite is heated to {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + F (two-phase temperature region) in a range from 20 ℃ Ac 3 point + 20 ℃, 400 ℃ And a bainite structure produced at a temperature of T1 at 540 DEG C or lower. The high-temperature inverse-produced bainite is a structure in which the average interval of residual γ and the like is 1 탆 or more when a section of the steel sheet subjected to detached corrosion is observed with a scanning electron microscope (SEM).
한편, 상기 저온역 생성 베이나이트란, 상기 2상 온도역으로 가열한 후의 냉각 과정에서, 200℃ 이상 400℃ 미만의 T2 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 저온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 미만으로 되어 있는 조직이다.On the other hand, the low-temperature inverse-generated bainite is a bainite structure produced at a temperature of T2 at a temperature of 200 ° C or more and less than 400 ° C in a cooling process after heating to the two-phase temperature region. The low-temperature inverse-produced bainite is a structure in which an average interval of residual γ and the like is less than 1 탆 when a section of a steel sheet subjected to detached corrosion is observed with a scanning electron microscope (SEM).
여기서 「잔류 γ 등의 평균 간격」이란, 강판 단면을 SEM 관찰했을 때, 인접하는 잔류 γ끼리의 중심 위치간 거리, 인접하는 탄화물끼리의 중심 위치간 거리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리를 측정한 결과를 평균한 값이다. 상기 중심 위치간 거리는, 가장 인접하여 있는 잔류 γ 및/또는 탄화물에 대하여 측정했을 때에, 각 잔류 γ 또는 각 탄화물에 대하여 중심 위치를 구하여, 이 중심 위치끼리의 거리를 의미한다. 상기 중심 위치는, 잔류 γ 또는 탄화물에 대하여 장직경과 단직경을 결정하고, 장직경과 단직경이 교차하는 위치로 한다.Here, the "average interval of residual γ, etc." is the distance between the center positions of the adjacent residual γ, the distance between the center positions of the adjacent carbides, or the distance between the center positions of the adjacent carbides And the average distance between center positions is measured. The distance between the center positions means a distance between the center positions of the residual gamma and / or carbide when measured for the nearest remaining gamma and / or carbide, with respect to each residual gamma or each carbide. The center position is a position where the long diameter and the short diameter are determined with respect to the residual? Or carbide, and the long and the short diameters intersect with each other.
단, 잔류 γ 또는 탄화물이 라쓰(lath)의 경계 상에 석출되는 경우는, 복수의 잔류 γ와 탄화물이 이어져서 그의 형태는 바늘상 또는 판상으로 되기 때문에, 중심 위치간 거리는, 잔류 γ 및/또는 탄화물끼리의 거리가 아니며, 도 1에 나타낸 것과 같이, 잔류 γ 및/또는 탄화물이 장직경 방향으로 이어져서 형성되는 선과 선의 간격(라쓰간 거리)을 중심 위치간 거리라고 하면 좋다.However, in the case where residual gamma or carbide precipitates on the boundary of the lath, the residual gamma and carbide are connected to form a needle-like or plate-like shape. As shown in Fig. 1, the distance between the line and the line formed by continuing the remaining? And / or carbide in the long diameter direction is not limited to the distance between the carbides.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지 작용을 갖는 조직이며, 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, SEM 관찰하여도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 정리하여 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 칭하는 것으로 한다.The tempering martensite has a structure similar to that of the low-temperature inversed bainite and contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet. On the other hand, since the low temperature inversion bainite and the tempering martensite can not be distinguished by SEM observation, in the present invention, the low temperature inversion bainite and the tempering martensite are collectively referred to as " .
본 발명에서는, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 함으로써, 가공성 전반을 개선한 제 1 고강도 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작고, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높여 국소 변형능을 향상하여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 혼재시키고 있기 때문에, 가공 경화능이 향상되고, 신도가 향상되어 가공성이 개선된다.In the present invention, by forming the composite bainite structure including the high-temperature inversely generated bainite and the low-temperature inverse-produced bainite, the first high-strength steel sheet improved in overall workability can be realized. That is, since the high-temperature inversely generated bainite is softer than the low-temperature inversely generated bainite, it contributes to enhance the elongation (EL) of the steel sheet and improve the workability. On the other hand, in the low-temperature inversely generated bainite and the like, the carbide and the residual? Are small and the stress concentration is reduced in deformation. Therefore, the stretch flangeability (?) And the bendability (R) Contributing to improvement. In the present invention, since such a high temperature inversely generated bainite and a low temperature inverse produced bainite are mixed together, the work hardening ability is improved and the elongation is improved and the workability is improved.
본 발명에서, 베이나이트를 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 차이에 의해서 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류에서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예컨대, 라쓰상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는, 변태 온도에 따라 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나, 본 발명과 같이 Si를 1.0% 이상으로 많이 포함한 강종에서는, 베이나이트 변태에 수반되는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, SEM 관찰에서는, 마르텐사이트 조직도 포함시켜 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하지 않고, 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초하여 구별한 사정이 있다.In the present invention, the reason why the bainite is distinguished as "high-temperature inversely generated bainite" and "low-temperature inverse-produced bainite" by the difference between the generated temperature and the average interval of residual γ, This is because it is difficult to clearly distinguish the baysite from the academic organization classification. For example, bainite and bainitic ferrite in the form of lath are classified into upper bainite and lower bainite depending on the transformation temperature. However, as in the present invention, it is difficult to include a martensite structure to distinguish them from each other in the SEM observation, because the steel containing more than 1.0% Si is suppressed from precipitating carbides accompanying bainite transformation. Thus, in the present invention, the bainite is not classified by academic organization definition, but is distinguished on the basis of the difference in the production temperature and the average interval of the residual? As described above.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ립(粒)내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 생성되어 있어도 좋고, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있어도 좋다.The distribution state of the bainite at a high temperature and the bainite at a low temperature is not particularly limited and both the bainite at a high temperature and the bainite at a low temperature may be generated in an old? A high temperature inverse bainite and a low temperature inverse bainite may be generated for each lip.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태를 모식적으로 도 2에 나타낸다. 도 2에서는, 고온역 생성 베이나이트에는 사선을 긋고, 저온역 생성 베이나이트 등에는 미세한 점을 그렸다. 도 2(a)는, 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 혼합하여 생성되어 있는 모양을 나타내고 있고, 도 2(b)는, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있는 모양을 나타내고 있다. 도 2 중에 나타낸 검은색 환은 MA 혼합상을 나타내고 있다. MA 혼합상에 대해서는 후술한다.FIG. 2 schematically shows distribution states of the high-temperature inversed bainite and the low-temperature inversed bainite. In Fig. 2, diagonal lines are drawn in the high temperature inversely generated bainite, and fine points are drawn in the low temperature inverse bainite. Fig. 2 (a) shows a state in which both the high-temperature inversely generated bainite and the low-temperature inverse-produced bainite are mixed in the spherical a-lip, and Fig. 2 (b) Bainite, low-temperature inverse bainite, and the like are respectively generated. The black circle shown in Fig. 2 represents the MA mixed phase. The MA mixed phase will be described later.
본 발명에서는, 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적률을 a로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률을 b로 했을 때, 당해 면적률 a 및 b는, 어느 것이든 10 내지 80%를 만족하고 있을 것이 필요하다. 여기서, 저온역 생성 베이나이트의 면적률이 아니고, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률을 규정한 이유는, 전술한 것과 같이 SEM 관찰에서는 이들의 조직을 구별할 수 없기 때문이다.In the present invention, assuming that the area ratio of the high temperature inversely generated bainite occupying the entire metal structure is a and the total area ratio of the low temperature inversely generated bainite (low temperature inverse bainite and tempered martensite) , It is necessary that the area ratios a and b satisfy 10 to 80% in any of the area ratios a and b. Here, the reason why the total area ratio of the low-temperature inversely generated bainite and the tempered martensite is determined, not the area ratio of the low-temperature inversely generated bainite is that the structure can not be distinguished from the SEM observation as described above.
상기 면적률(a)은 10 내지 80%로 한다. 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 작으면 강판의 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 면적률(a)은 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상이다. 그러나, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉으로 되면 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)은 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더욱 바람직하게는 50% 이하로 한다.The area ratio (a) is set to 10 to 80%. If the amount of bainite produced at a high temperature is excessively small, the elongation of the steel sheet is deteriorated and the workability can not be improved. Therefore, the area ratio (a) is at least 10%, preferably at least 15%, more preferably at least 20%. However, if the amount of produced bismuth at high temperature is excessively increased, the effect of complexation such as bismuth at low temperature is not obtained. Therefore, the area ratio (a) of the high temperature inversely produced bainite is set to 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, further preferably 50% or less.
또한, 상기 합계 면적률(b)은 10 내지 80%로 한다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 적으면 강판의 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 합계 면적률(b)은 10% 이상, 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상이다. 그러나, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되면 고온역 생성 베이나이트의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률(b)은 80% 이하, 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 60% 이하, 더욱 바람직하게는 50% 이하로 한다.The total area ratio (b) is 10 to 80%. If the production amount of low-temperature inverse bainite is excessively small, the local deformability of the steel sheet is lowered and the workability can not be improved. Therefore, the total area ratio (b) is at least 10%, preferably at least 15%, more preferably at least 20%. However, if the production amount of low-temperature inversely generated bainite or the like is excessive, the effect due to the complexation of high-temperature inverse-produced bainite is not exerted. Therefore, the area ratio b of the low-temperature inversed bainite or the like is 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, further preferably 50% or less.
상기 면적률(a)와 상기 합계 면적률(b)의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, a>b, a<b, a=b의 어느 쪽의 태양도 포함된다.The relationship between the area ratio (a) and the total area ratio (b) is not particularly limited as long as each range satisfies the above-described range, and any of the angles a> b, a <b, .
고온역 생성 베이나이트와, 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은, 강판에 요구되는 특성에 따라 정하면 좋다. 구체적으로는, 강판의 가공성 중 국소 변형능(특히, 신장 플랜지성(λ))을 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하면 좋다. 한편, 강판의 가공성 중 신도를 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다. 또한, 강판의 강도를 더한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다.The mixing ratio of the high-temperature inverse-produced bainite and the low-temperature inverse-produced bainite may be determined depending on the properties required for the steel sheet. Specifically, in order to further improve the local deformability (in particular, stretch flangeability (?)) Of the workability of the steel sheet, the ratio of the high-temperature inversely generated bainite is made as small as possible and the ratio of the low- It should be big. On the other hand, in order to further improve the elongation of the workability of the steel sheet, it is preferable to make the ratio of the high-temperature inversely generated bainite as large as possible, and make the ratio of the low- Further, in order to further increase the strength of the steel sheet, it is preferable to make the ratio of the low-temperature inversely generated bainite as large as possible, and make the ratio of the high-temperature inverse produced bainite as small as possible.
[폴리고날 페라이트][Polygonal ferrite]
폴리고날 페라이트는, 베이나이트에 비하여 연질이며, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 10% 이상, 바람직하게는 12% 이상, 보다 바람직하게는 15% 이상으로 한다. 그러나, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되면, 강도가 낮아진다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 50% 이하, 바람직하게는 45% 이하, 보다 바람직하게는 40% 이하로 한다.Polygonal ferrite is soft compared to bainite and is a structure that works to improve workability by increasing the elongation of a steel sheet. In order to exhibit such action, the area ratio of the polygonal ferrite is set to 10% or more, preferably 12% or more, and more preferably 15% or more, with respect to the whole metal structure. However, if the amount of polygonal ferrite is excessively increased, the strength is lowered. Therefore, the area ratio of the polygonal ferrite is set to 50% or less, preferably 45% or less, more preferably 40% or less, with respect to the entire metal structure.
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 작게 하여, 미세하게 분산시킴으로써, 강판의 신도를 더한층 향상시킬 수 있다. 이의 상세한 메커니즘은 분명하지는 않지만, 폴리고날 페라이트를 미세화함으로써, 금속 조직 전체에 대한 폴리고날 페라이트의 분산 상태가 균일해지기 때문에, 불균일한 변형이 일어나기 어려워지고, 이것이 신도의 더한층의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 즉, 본 발명의 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트의 혼합 조직으로 구성되어 있기 때문에, 폴리고날 페라이트립의 입경이 커지면, 개개의 조직의 크기에 편차가 생기기 때문에, 불균일한 변형이 생겨 변형이 국소적으로 집중되어 가공성(특히, 폴리고날 페라이트 생성에 의한 신도 향상 작용)을 개선하는 것이 어려워진다고 생각된다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하, 특히 바람직하게는 3㎛ 이하이다.The average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains is preferably 10 탆 or less (does not include 0 탆). The average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains is reduced and finely dispersed, whereby the elongation of the steel sheet can be further improved. Though the detailed mechanism thereof is not clear, since the dispersed state of the polygonal ferrite with respect to the entire metal structure becomes uniform by making the polygonal ferrite fine, it is difficult for uneven deformation to occur and this contributes to the improvement of the elongation I think. That is, since the metal structure of the first high-strength steel sheet of the present invention is composed of a mixed structure of bainite, polygonal ferrite, residual?, And tempering martensite, when the grain size of the polygonal ferrite grains increases, It is considered that uneven deformation occurs and deformation is locally concentrated, which makes it difficult to improve the workability (in particular, the effect of improving the elongation due to polygonal ferrite formation). Therefore, the average circle-equivalent diameter D of the polygonal ferrite is preferably 10 占 퐉 or less, more preferably 8 占 퐉 or less, further preferably 5 占 퐉 or less, particularly preferably 3 占 퐉 or less.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경(D)은 SEM 관찰에 의해서 측정할 수 있다.The area ratio of the polygonal ferrite and the average circle equivalent diameter (D) can be measured by SEM observation.
[베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트 + 폴리고날 페라이트][Bainite + tempering martensite + polygonal ferrite]
본 발명에서는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(a), 상기 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률(b), 및 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(c)의 합계(a+b+c)가, 금속 조직 전체에 대하여 70% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 합계 면적률(a+b+c)이 70%를 하회하면, 신도가 열화되는 경우가 있다. 합계 면적률(a+b+c)은, 보다 바람직하게는 75% 이상, 더욱 바람직하게는 80% 이상이다. 합계 면적률(a+b+c)의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하여 결정되지만, 예컨대 95%이다.In the present invention, the total area ratio (b) of the area ratio (a) of the high-temperature inversely generated bainite to the low-temperature inversely generated bainite (low-temperature inversed bainite + tempering martensite) It is preferable that the sum (a + b + c) of the total metal content (c) satisfies 70% or more with respect to the entire metal structure. If the total area ratio (a + b + c) is less than 70%, the elongation may be deteriorated. The total area ratio (a + b + c) is more preferably 75% or more, and still more preferably 80% or more. The upper limit of the total area ratio (a + b + c) is determined in consideration of the dot percentage of the residual? Measured by the saturation magnetization method, but is, for example, 95%.
[잔류 γ][Residual γ]
잔류 γ는, 강판이 응력을 받아 변형할 때에 마르텐사이트로 변태됨으로써 변형부의 경화를 촉진하여, 변형의 집중을 방지하는 효과가 있고, 그것에 의하여 균일 변형능이 향상되어 양호한 신도를 발휘한다. 이러한 효과는, 일반적으로 TRIP 효과라 칭하고 있다.The residual? Promotes hardening of the deformed portion by transformation into martensite when the steel sheet undergoes strain under stress, thereby preventing the concentration of deformation, thereby improving the uniform deformability and exhibiting a good elongation. This effect is generally referred to as TRIP effect.
이들의 효과를 발휘시키기 위해서, 금속 조직 전체에 대한 잔류 γ의 체적률은, 포화 자화법으로 측정했을 때, 5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ는, 바람직하게는 8체적% 이상, 보다 바람직하게는 10체적% 이상이다. 그러나, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 많아지면, 후술하는 MA 혼합상도 과잉으로 생성되어, MA 혼합상이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 국소 변형능(신장 플랜지성 및 굽힘성)을 저하시켜 버린다. 따라서, 잔류 γ의 상한은 30체적% 정도, 바람직하게는 25체적%이다.In order to exhibit these effects, the volume ratio of the residual? With respect to the entire metal structure needs to be 5% or more when measured by the saturation magnetization method. The residual? Is preferably at least 8% by volume, more preferably at least 10% by volume. However, if the amount of residual? Is excessively large, the MA mixed phase to be described later is also excessively generated, and the MA mixed phase is liable to coarsen, thereby lowering the local deformability (stretch flangeability and bendability). Therefore, the upper limit of the residual? Is about 30% by volume, preferably 25% by volume.
잔류 γ는, 주로 금속 조직의 라쓰 사이에 생성되어 있지만, 라쓰상 조직의 집합체(예컨대, 블록이나 패킷 등)나 구 γ의 입계 상에, 후술하는 MA 혼합상의 일부로서 괴상으로 존재하는 것도 있다.The residual? Is mainly generated between the laths of the metal structure, but some residues exist as masses as a part of the MA mixed phase described later on a grain boundary of aggregates of lath-like structures (for example, blocks or packets) or spheres.
[기타][Other]
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직은, 전술한 것과 같이, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 것이며, 이들만으로 구성되어 있어도 좋지만, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서, (a) 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, (b) 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재하고 있어도 좋다.As described above, the metal structure of the first high strength steel sheet according to the present invention includes bainite, polygonal ferrite, residual?, And tempering martensite, and may be composed of only these. However, (A) the MA mixed phase in which the quenched martensite and the residual? Are combined, and (b) the residual structure such as pearlite may be present.
(a) MA 혼합상(a) MA mixed phase
MA 혼합상은, 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ의 복합상으로서 일반적으로 알려져 있고, 최종 냉각 전까지는 미변태의 오스테나이트로서 존재하고 있었던 조직의 일부가, 최종 냉각 시에 마르텐사이트로 변태되고, 나머지는 오스테나이트 그대로 잔존함으로써 생성되는 조직이다. 이렇게 하여 생성되는 MA 혼합상은, 열 처리(특히, 오스템퍼링 처리)의 과정에서 탄소가 고농도로 농화(濃化)되고, 게다가 일부가 마르텐사이트 조직으로 되어 있기 때문에, 매우 경화된 조직이다. 그 때문에 베이나이트와 MA 혼합상의 경도 차이는 크고, 변형에 있어서 응력이 집중되어 보이드 발생의 기점이 되기 쉽기 때문에, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 신장 플랜지성이나 굽힘성이 저하되어 국소 변형능이 저하된다. 또한, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 강도가 지나치게 높아지는 경향이 있다. MA 혼합상은, 잔류 γ량이 많아질수록, 또한 Si 함유량이 많아질수록 생성되기 쉬워지지만, 그의 생성량은 가능한 한 적은 쪽이 바람직하다.MA mixed phase is generally known as a composite phase of quenched martensite and residual?, And a part of the structure that was present as an austenitic untransformed state until final cooling is transformed into martensite at the final cooling, It is a structure that is produced by remaining as a knight. The MA mixed phase produced in this manner is a very hardened structure because carbon is concentrated to a high concentration in the course of heat treatment (particularly, after an austempering treatment) and a part of the mixture is in a martensite structure. Therefore, the difference in hardness between the bainite and the MA mixed phase is large, and the stress is concentrated on the deformation, which tends to be a starting point of generation of voids. Therefore, if the MA mixed phase is excessively produced, the stretch flangeability and bendability are lowered, do. Further, if the MA mixed phase is excessively produced, the strength tends to become excessively high. The MA mixed phase tends to be generated as the residual? Amount increases and as the Si content increases, but the amount of the MA mixed phase is preferably as small as possible.
상기 MA 혼합상은, 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 30면적% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 25면적% 이하, 더욱 바람직하게는 20면적% 이하이다.The MA mixed phase is preferably 30% by area or less, more preferably 25% by area or less, and more preferably 20% by area or less with respect to the entire metal structure when the metal structure is observed with an optical microscope.
상기 MA 혼합상은, 원 상당 직경(d)이 7㎛를 넘는 MA 혼합상의 개수 비율이, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 15% 미만(0%를 포함한다)인 것이 바람직하다. 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 조대한 MA 혼합상은, 국소 변형능에 악영향을 미치게 한다. 상기 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여 10% 미만인 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 5% 미만이다.The MA mixed phase preferably has a number ratio of the MA mixed phase having a circle equivalent diameter d of more than 7 mu m to less than 15% (including 0%) with respect to the total number of the MA mixed phase. A coarse MA mixed phase having a circle equivalent diameter (d) of more than 7 mu m adversely affects the local deformation. The number ratio of the MA mixed phase having the circle equivalent diameter d of more than 7 mu m is more preferably less than 10%, more preferably less than 5%, with respect to the total number of MA mixed phases.
상기 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 압연 방향에 평행한 단면 표면을 광학 현미경으로 관찰하여 산출하면 바람직하다.The ratio of the number of MA mixed phases having a circle equivalent diameter d of more than 7 mu m is preferably obtained by observing and observing a cross section surface parallel to the rolling direction with an optical microscope.
한편, 상기 MA 혼합상은, 그 입경이 커질수록 보이드가 발생하기 쉬워지는 경향이 실험에 의해 확인되었기 때문에, MA 혼합상은 가능한 한 작은 것이 추장된다.On the other hand, since the MA mixed phase tends to have a tendency that voids tend to occur as the particle size increases, it has been experimentally confirmed that the MA mixed phase is as small as possible.
(b) 펄라이트(b) pearlite
상기 펄라이트는, 금속 조직을 SEM 관찰했을 때에, 금속 조직 전체에 대하여 20면적% 이하인 것이 바람직하다. 펄라이트의 면적률이 20%를 초과하면, 신도가 열화되어, 가공성을 개선하는 것이 어려워진다. 펄라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 15% 이하인 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 10% 이하, 특히 바람직하게는 5% 이하이다.The pearlite is preferably 20% by area or less with respect to the entire metal structure when the metal structure is observed by SEM. If the area ratio of the pearlite exceeds 20%, the elongation is deteriorated and it becomes difficult to improve the workability. The area ratio of pearlite is more preferably 15% or less, more preferably 10% or less, particularly preferably 5% or less, with respect to the whole metal structure.
상기의 금속 조직은, 다음 수순으로 측정할 수 있다.The above-described metal structure can be measured by the following procedure.
고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트), 폴리고날 페라이트 및 펄라이트는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4위치를 나이탈 부식시켜, 배율 3000배 정도로 SEM 관찰하면 식별할 수 있다.(Low-temperature inverse bainite + tempered martensite), polygonal ferrite and pearlite are used in the cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, It can be discriminated by SEM observation at a magnification of about 3000 times.
고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등은, 주로 회색으로 관찰되고, 결정립 중에 백색 또는 엷은 회색으로 관찰되는 잔류 γ 등이 분산되어 있는 조직으로서 관찰된다. 따라서, SEM 관찰에 의하면, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등에는, 잔류 γ나 탄화물도 포함되기 때문에, 잔류 γ 등도 포함시킨 면적률로서 산출된다. 폴리고날 페라이트는, 결정립의 내부에 전술한 백색 또는 엷은 회색으로 관찰되는 잔류 γ 등을 포함하지 않는 결정립으로서 관찰된다. 펄라이트는, 탄화물과 페라이트가 층상으로 된 조직으로서 관찰된다.The bainite at high temperature and the bainite at low temperature are mainly observed in gray and are observed as a structure in which residual γ or the like observed in white or light gray in crystal grains is dispersed. Therefore, according to the SEM observation, since the residual γ and the carbide are included in the high-temperature inversed bainite and the low-temperature inverse-produced bainite, they are also calculated as the area ratio including the residual γ and the like. The polygonal ferrite is observed as a crystal grain not containing the residual? Or the like observed in white or pale gray described above inside the crystal grains. The pearlite is observed as a structure in which carbide and ferrite are layered.
강판의 단면을 나이탈 부식시키면, 탄화물과 잔류 γ는, 어느 것이든 백색 또는 엷은 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별하는 것은 곤란하다. 이들 중 탄화물(예컨대, 세멘타이트)은, 저온역에서 생성할수록, 라쓰 사이보다도 라쓰 내에 석출되는 경향이 있기 때문에, 탄화물끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각되며, 탄화물끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 잔류 γ는, 보통 라쓰 사이에서 생성되지만, 라쓰의 크기는 조직의 생성 온도가 낮아질수록 작아지기 때문에, 잔류 γ끼리의 간격이 넓은 경우는, 고온역에서 생성되었다고 생각되며, 잔류 γ끼리의 간격이 좁은 경우는, 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 나이탈 부식된 단면을 SEM 관찰하여, 관찰 시야 내에 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ 등에 착안하여, 인접하는 잔류 γ 등 사이의 중심 위치간 거리를 측정했을 때에, 이의 평균값(평균 간격)이 1㎛ 이상인 조직을 고온역 생성 베이나이트, 평균 간격이 1㎛ 미만인 조직을 저온역 생성 베이나이트 등으로 한다.When the section of the steel sheet is detached and corroded, the carbide and the residual? Are observed as whitish or pale gray structures, and it is difficult to distinguish between them. It is considered that carbides (for example, cementite) produced at a low temperature range tend to precipitate in the lath rather than between the raths, and therefore, when carbides are spaced apart from each other, It can be considered that this narrow range is generated at a low temperature region. Since the residual γ is usually generated between the rats, the size of the rats becomes smaller as the temperature of the formation of the tissues becomes lower. Therefore, when the intervals between the residual γ are wide, it is considered that they are generated at a high temperature. If it is narrow, it can be considered that it is generated at a low temperature region. Therefore, in the present invention, when the cross-section eroded and removed is observed by SEM and the distance between the center positions between the adjacent residual gamma and the like is determined by drawing attention to the residual gamma or the like observed as white or light gray in the observation field, Average interval) of 1 占 퐉 or more is referred to as a high-temperature inverse-produced bainite, and a structure having an average interval of less than 1 占 퐉 is referred to as a low-temperature inverse-produced bainite.
잔류 γ는, SEM 관찰에 의한 조직의 동정을 할 수 없기 때문에, 포화 자화법에 의해 체적률을 측정한다. 이 체적률의 값은 그대로 면적률로 고쳐 읽을 수 있다. 포화 자화법에 의한 상세한 측정 원리는, 「R&D고베제강기보, Vol.52, No.3, 2002년, p.43 ~ 46」를 참조하면 좋다.Since the residual γ can not be identified by SEM observation, the volume ratio is measured by the saturation magnetization method. The value of this volume ratio can be rewritten to the area ratio as it is. For the detailed measurement principle by the saturation magnetization method, refer to " R & D Kobe Steel News, Vol. 52, No. 3, 2002, pages 43 to 46 ".
이와 같이 잔류 γ의 체적률(면적률)은 포화 자화법으로 측정하고 있는 데 대하여, 고온역 생성 베이나이트 등의 면적률은 SEM 관찰로 잔류 γ를 포함해서 측정하고 있기 때문에, 이들의 합계는 100%를 초과하는 경우가 있다.Since the volume ratio (area ratio) of the residual? Is measured by the saturation magnetization method, the area ratio of the high-temperature inversely generated bainite is measured by SEM observation including the residual? %. ≪ / RTI >
MA 혼합상은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4위치를 레펠러 부식시켜, 배율 1000배 정도로 광학 현미경 관찰하면, 백색 조직으로서 관찰된다.The MA mixed phase was observed as a white structure when observed under an optical microscope at a magnification of about 1000 times by rerpeling a quarter of the sheet thickness in a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet.
다음으로, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.Next, the chemical composition of the first high strength steel sheet according to the present invention will be described.
《성분 조성에 대하여》 &Quot; About composition &
본 발명의 제 1 고강도 강판은, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 1.5 내지 3%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 다음과 같다.The first high strength steel sheet of the present invention contains 0.10 to 0.3% of C, 1.0 to 3.0% of Si, 1.5 to 3% of Mn and 0.005 to 3% of Al and 0.1% or less of P (0% And S: 0.05% or less (does not include 0%). The reason for setting this range is as follows.
C는 강판의 강도를 높임과 함께, 잔류 γ를 생성시키기 위해서 필요한 원소이다. 따라서, C량은 0.10% 이상, 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, C를 과잉으로 함유하면 용접성이 저하된다. 따라서, C량은 0.3% 이하, 바람직하게는 0.25% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.C is an element required to increase the strength of the steel sheet and to generate the residual?. Therefore, the C content is 0.10% or more, preferably 0.13% or more, and more preferably 0.15% or more. However, if C is contained excessively, the weldability is deteriorated. Therefore, the C content is 0.3% or less, preferably 0.25% or less, and more preferably 0.20% or less.
Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는 데 대단히 중요한 원소이다. 따라서, Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 그러나, Si를 과잉으로 함유하면, 소둔에서의 가열·균열(均熱) 시에 γ상으로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 다량으로 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생시켜 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서, Si량은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.In addition to contributing to the enhancement of the strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element, Si suppresses the precipitation of carbide (during the tempering treatment) during the maintenance in the T1 temperature region and the T2 temperature region described later, It is an important element. Therefore, the amount of Si is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, and more preferably 1.3% or more. However, when Si is excessively contained, reverse transformation to the? -Phase does not occur at the time of heating and cracking in annealing, and a large amount of polygonal ferrite remains, resulting in insufficient strength. Further, Si scales are generated on the surface of the steel sheet during hot rolling, thereby deteriorating the surface properties of the steel sheet. Therefore, the amount of Si is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, and more preferably 2.0% or less.
Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 필요한 원소이다. 또한, Mn은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 것에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서, Mn량은 1.5% 이상, 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상으로 한다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, Mn의 과잉 첨가는, 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn량은 3% 이하, 바람직하게는 2.8% 이하, 보다 바람직하게는 2.7% 이하로 한다.Mn is an element necessary for obtaining bainite and tempered martensite. Further, Mn is an element which effectively works to stabilize? To generate residual?. In order to exhibit such action, the amount of Mn is set to 1.5% or more, preferably 1.8% or more, and more preferably 2.0% or more. However, when Mn is excessively contained, generation of bismuth at high temperature is remarkably suppressed. Further, excessive addition of Mn causes deterioration of weldability and deterioration of workability due to segregation. Therefore, the amount of Mn is 3% or less, preferably 2.8% or less, and more preferably 2.7% or less.
Al은 Si와 마찬가지로 오스템퍼링 처리 중에 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 생성시키는 데 기여하는 원소이다. 또한, Al은 제강 공정에서 탈산제로서 작용하는 원소이다. 따라서, Al량은 0.005% 이상, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. 그러나, Al을 과잉으로 함유하면, 강판 중의 개재물이 지나치게 많아져 연성이 열화된다. 따라서, Al량은 3% 이하, 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 바람직하게는 1% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하로 한다.Al, like Si, is an element that contributes to suppressing the precipitation of carbide during the osmitting treatment and generating residual?. In addition, Al is an element that acts as a deoxidizer in the steelmaking process. Therefore, the amount of Al is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more. However, if Al is contained excessively, inclusions in the steel sheet become excessively large and ductility deteriorates. Therefore, the amount of Al is 3% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1% or less, further preferably 0.5% or less.
P은 강에 불가피하게 포함되는 불순물 원소이며, P량이 과잉으로 되면 강판의 용접성이 열화된다. 따라서, P량은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 쪽이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.P is an impurity element inevitably included in the steel, and if the P amount is excessive, the weldability of the steel sheet is deteriorated. Therefore, the P content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less. The amount of P is preferably as small as possible, but it is industrially difficult to set the amount to 0%.
S은 강에 불가피하게 포함되는 불순물 원소이며, 상기 P과 마찬가지로 강판의 용접성을 열화시키는 원소이다. 또한, S은 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 이것이 증대되면 가공성이 저하된다. 따라서, S량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 쪽이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.S is an impurity element which is inevitably included in the steel, and is an element that deteriorates the weldability of the steel sheet like P above. Further, S forms sulfide inclusions in the steel sheet, and when it is increased, the workability is lowered. Therefore, the S content is 0.05% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less. The amount of S should be as small as possible, but it is industrially difficult to set the amount of S to 0%.
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 것이며, 잔부 성분은 철 및 상기 P, S 이외의 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 예컨대 N나 O(산소), 트럼프 원소(예컨대, Pb, Bi, Sb, Sn 등) 등이 포함된다. 불가피 불순물 중, N량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), O량은 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.The first high strength steel sheet according to the present invention satisfies the above compositional composition, and the remainder is iron and unavoidable impurities other than P and S. Examples of inevitable impurities include N, O (oxygen), Trump elements (e.g., Pb, Bi, Sb, Sn, etc.). Of the inevitable impurities, the N content is preferably 0.01% or less (does not include 0%) and the O content is preferably 0.01% or less (does not include 0%).
N는 강판 중에 질화물을 석출시켜 강판의 강화에 기여하는 원소이지만, N를 과잉으로 함유하면, 질화물이 다량으로 석출되어 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성의 열화를 야기한다. 따라서, N량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다.N is an element contributing to the strengthening of the steel sheet by precipitating nitrides in the steel sheet. However, if N is excessively contained, a large amount of nitride precipitates to cause elongation, stretch flangeability and deterioration of the bendability. Therefore, the N content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.005% or less.
O(산소)는 과잉으로 함유하면 신도, 신장 플랜지성 및 굽힘성의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서, O량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.When O (oxygen) is contained excessively, it is an element which causes deterioration of elongation, elongation flangeability and bendability. Therefore, the amount of O is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, still more preferably 0.003% or less.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,The first high strength steel sheet of the present invention may further contain, as other elements,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (a) Cr: not more than 1% (not including 0%) and / or Mo: not more than 1% (not including 0%),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,(b) Ti: not more than 0.15% (not including 0%), Nb: not more than 0.15% (not including 0%), and V: not more than 0.15% At least one element,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: not more than 1% (not including 0%) and / or Ni: not more than 1% (not including 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (not including 0%),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소(e) selected from the group consisting of 0.01% or less Ca (not including 0%), 0.01% or less (excluding 0%) and rare earth elements: 0.01% or less At least one element
등을 함유하여도 좋다.And the like.
(a) Cr과 Mo은 상기 Mn과 마찬가지로 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr과 Mo은 각기 단독으로, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, Cr과 Mo의 함유량이 각기 1%를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, 과잉 첨가는 고비용이 된다. 따라서, Cr과 Mo은 각기 1% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo을 병용하는 경우는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 추장된다.(a) Cr and Mo are elements which act effectively to obtain bainite and tempered martensite, similarly to Mn. These elements may be used singly or in combination. In order to effectively exhibit such an effect, it is preferable that Cr and Mo are individually contained in an amount of 0.1% or more, more preferably 0.2% or more. However, when the content of Cr and Mo exceeds 1%, production of bainite at high temperature is remarkably suppressed. In addition, excessive addition is expensive. Therefore, Cr and Mo are preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When Cr and Mo are used in combination, it is recommended that the total amount be 1.5% or less.
(b) Ti, Nb 및 V은 강판 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여, 강판을 강화함과 함께, 구 γ립의 미세화에 의해 폴리고날 페라이트립을 미세하게 하는 작용도 갖는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 신장 플랜지성이나 굽힘성이 열화된다. 따라서, Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로, 0.15% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.12% 이하, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하이다. Ti, Nb 및 V은 각기 단독으로 함유시켜도 좋고, 임의로 선택되는 2종 이상의 원소를 함유시켜도 좋다.(b) Ti, Nb and V are elements having precipitates such as carbides and nitrides in the steel sheet to strengthen the steel sheet and to fine the polygonal ferrite grains by refining the spherical γ-grains. In order to effectively exhibit such an effect, it is preferable that each of Ti, Nb and V is contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. However, if it is contained excessively, carbide precipitates on the grain boundary, and the stretch flangeability and bendability of the steel sheet deteriorate. Therefore, each of Ti, Nb and V is preferably 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, further preferably 0.1% or less. Each of Ti, Nb and V may be contained singly or two or more kinds of elements arbitrarily selected may be contained.
(c) Cu와 Ni은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 또는 병용하여 사용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni은 각기 단독으로 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나, Cu와 Ni을 과잉으로 함유하면, 열간 가공성이 열화된다. 따라서, Cu와 Ni은 각기 단독으로 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Cu를 1%를 초과하여 함유시키면 열간 가공성이 열화되지만, Ni을 첨가하면 열간 가공성의 열화는 억제되기 때문에, Cu와 Ni을 병용하는 경우는 고비용이 되지만 1%를 초과하여 Cu를 첨가하여도 좋다.(c) Cu and Ni are elements effective in stabilizing γ to produce residual γ. These elements may be used singly or in combination. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable that each of Cu and Ni is contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more. However, if Cu and Ni are excessively contained, the hot workability deteriorates. Therefore, Cu and Ni are each preferably not more than 1%, more preferably not more than 0.8%, and even more preferably not more than 0.5%. On the other hand, when Cu is added in an amount of more than 1%, hot workability deteriorates. However, when Ni is added, deterioration of hot workability is suppressed. Therefore, when Cu and Ni are used together, Cu is added in excess of 1% It is also good.
(d) B는 상기 Mn, Cr 및 Mo과 마찬가지로 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B는 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, B를 과잉으로 함유하면, 강판 중에 붕소화물을 생성시켜 연성을 열화시킨다. 또한, B를 과잉으로 함유하면, 상기 Cr나 Mo과 마찬가지로, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 따라서, B량은 0.005% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.(d) B is an element effective for producing bainite and tempered martensite similarly to Mn, Cr and Mo. In order to effectively exhibit such action, B is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more. However, if B is contained excessively, boron is generated in the steel sheet to deteriorate ductility. When B is excessively contained, generation of bynite inversely at high temperature is remarkably suppressed similarly to Cr and Mo. Therefore, the amount of B is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
(e) Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각기 단독으로 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 주조성이나 열간 가공성 등을 열화시켜, 제조하기 어려워진다. 또한, 과잉 첨가는 강판의 연성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각기 단독으로 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더욱 바람직하게는 0.003% 이하이다.(e) Ca, Mg and a rare earth element (REM) are elements that act to finely disperse the inclusions in the steel sheet. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable that each of Ca, Mg and rare earth elements is contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more. However, if it is contained in an excess amount, the main composition and hot workability are deteriorated, making it difficult to produce. Further, excessive addition causes deterioration of ductility of the steel sheet. Therefore, each of Ca, Mg and rare earth elements is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
상기 희토류 원소란, 란타노이드 원소(La 내지 Lu까지의 15 원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 포함하는 의미이며, 이들 원소 중에서도, La, Ce 및 Y으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및/또는 Ce을 함유시키는 것이 좋다.The rare earth element means a lanthanoid element (15 elements from La to Lu), Sc (scandium) and Y (yttrium), and among these elements, at least one element selected from the group consisting of La, Ce and Y It is preferable to contain elements of species and more preferably La and / or Ce.
본 발명에 따른 제 1 고강도 강판은, 인장 강도가 780MPa 이상이며, 국소 변형능이 우수하고, 게다가 신도도 양호하기 때문에, 가공성이 우수하다. 이 제 1 고강도 강판은, 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 이용된다. 자동차의 구조 부품으로서는, 예컨대 프론트나 리어(rear)부 사이드 멤버나 크래쉬 박스 등의 정면 충돌 부품을 비롯하여, 필러류 등의 보강재(예컨대, 센터 필러 리인포스), 루프 레일의 보강재, 사이드실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품, 범퍼의 보강재나 도어 임팩트 빔 등의 내충격 흡수 부품, 시트 부품 등을 들 수 있다.The first high strength steel sheet according to the present invention has excellent tensile strength of 780 MPa or more, excellent local deformation, and excellent elongation, and therefore is excellent in workability. The first high strength steel plate is suitably used as a material of a structural part of an automobile. Examples of structural parts of automobiles include front collision parts such as front and rear side members and crash boxes, reinforcing materials such as fillers (e.g., center pillar reinforcement), reinforcement materials of roof rails, side seals, Members, and kick parts, impact resistant absorbing parts such as reinforcing materials of bumpers and door impact beams, sheet parts, and the like.
또한, 상기 제 1 고강도 강판은, 온간(溫間)에서의 가공성이 양호하기 때문에, 온간 성형용의 소재로서도 적합하게 이용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50 내지 500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미하고 있다.In addition, since the first high-strength steel sheet has good workability in a warm range, it can be suitably used as a material for warm-forming. On the other hand, hot working means molding at a temperature of about 50 to 500 ° C.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.The metal structure and the composition of the first high strength steel sheet according to the present invention have been described above.
다음으로, 상기 제 1 고강도 강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 설명한다. 상기 제 1 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역(2상 온도역)으로 가열하는 공정과, 상기 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 순서를 좇아 설명한다.Next, a method of manufacturing the first high strength steel sheet will be described. The first high-strength steel sheet is heated to a temperature range (two-phase temperature range) of 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less in terms of {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} A step of maintaining at the above-mentioned temperature range for at least 50 seconds and a step of cooling to an arbitrary temperature (T) satisfying the following formula (1) at an average cooling rate of 2 DEG C / second or more, Holding for 10 to 100 seconds in the temperature range, and holding for 200 seconds or longer in the temperature range satisfying the following formula (2) in this order. Hereinafter, each step will be described in accordance with the order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 占 폚? T1 (占 폚)? 540 占 폚
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 占 폚? T2 (占 폚) <400 占 폚
우선, 2상 온도역[{(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역]으로 가열하기 전의 고강도 강판으로서, 슬래브를 통상적 방법에 따라서 열간 압연하여, 수득된 열연 강판을 냉간 압연한 것을 준비한다. 열간 압연은, 마무리 압연 온도를, 예컨대 800℃ 이상, 권취 온도를, 예컨대 700℃ 이하로 하면 좋다. 냉간 압연에서는, 냉간 압연율을, 예컨대 10 내지 70%의 범위로 하여 압연하면 좋다.First, as a high-strength steel sheet before heating in a two-phase temperature range [{(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less], the slab is heated Rolled, and the resulting hot-rolled steel sheet is cold-rolled. In the hot rolling, the finish rolling temperature may be set at, for example, 800 DEG C or higher, and the coiling temperature may be 700 DEG C or lower. In the cold rolling, the cold rolling rate may be, for example, in the range of 10 to 70%.
냉간 압연하여 수득된 냉연 강판은, 연속 소둔 라인에서, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한다.The cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling, in the continuous annealing line, {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + more than 20 ℃ and heated to a temperature range of less than Ac 3 point + 20 ℃, in the temperature range 50 It is maintained for more than 2 seconds and cracks.
가열 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 단상역이 되어, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 강판의 신도를 개선할 수 없어, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는 Ac3점+20℃ 이하, 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점 미만으로 한다. 한편, Ac3점 이상으로 가열하면, 오스테나이트 단상의 온도역으로 되지만, 본 발명에서 규정하고 있는 균열 시간 정도에서는, 가열 온도가 Ac3점+20℃ 이하이면, 균열 유지를 행하여도 소량의 폴리고날 페라이트가 잔존하기 때문에, 후술하는 것과 같이 균열 후의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 그러나, 가열 온도가 {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되어, 폴리고날 페라이트가 50면적%를 초과하여 생성되기 때문에, 원하는 강도를 확보할 수 없어진다. 따라서, 가열 온도는, {(Ac1점+Ac3점)/2}+20℃ 이상, 바람직하게는 {(Ac1점+Ac3점)/2}+30℃ 이상, 보다 바람직하게는 {(Ac1점+Ac3점)/2}+50℃ 이상이다.A predetermined amount of polygonal ferrite can be produced by setting the heating temperature to the two-phase temperature range of ferrite and austenite. In other words, if the heating temperature is too high, the austenite becomes a single-phase reversal and generation of polygonal ferrite is suppressed, so that elongation of the steel sheet can not be improved and workability is deteriorated. Therefore, the heating temperature is set to Ac 3 point + 20 ° C or less, preferably Ac 3 point + 10 ° C or less, more preferably Ac 3 point or less. On the other hand, when heated to a temperature of Ac 3 or higher, the austenite single phase is in the temperature range. However, if the heating temperature is Ac 3 point + 20 ° C or lower, Since the old ferrite remains, a predetermined amount of polygonal ferrite can be produced by adjusting the average cooling rate after cracking as described later. However, when the heating temperature is lower than {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C, the amount of polygonal ferrite is excessively generated and polygonal ferrite is produced in excess of 50% The strength can not be secured. Therefore, the heating temperature is preferably at least {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C or higher, preferably {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 30 ° C or higher, (Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 50 ° C or higher.
상기 2상 온도역에서의 균열 시간이 50초를 하회하면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 잔류 γ의 생성이 억제되어, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 균열 시간은 50초 이상, 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 그러나, 균열 시간이 지나치게 길면, 오스테나이트 입경이 커져, 그것에 수반되어 폴리고날 페라이트립도 조대화되어, 신도 및 국소 변형능이 나빠지는 경향이 있다. 따라서, 균열 시간은 500초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450초 이하이다.If the cracking time at the two-phase temperature region is less than 50 seconds, the steel sheet can not be uniformly heated, so that the generation of residual? Is suppressed and the elongation and local deformability are lowered and the workability can not be improved. Therefore, the cracking time should be 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, if the cracking time is too long, the austenite grain size becomes large, and accordingly, the polygonal ferrite grains are also coarsened, and the elongation and local deformation tend to deteriorate. Therefore, the cracking time is preferably 500 seconds or less, and more preferably 450 seconds or less.
한편, 상기 냉연 강판을, 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.On the other hand, the average heating rate at the time of heating the cold-rolled steel sheet to the two-phase temperature range may be, for example, 1 ° C / second or more.
상기 Ac1점, Ac3점은, 「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P.273)에 기재되어 있는 하기 수학식 a, 수학식 b로부터 산출할 수 있다. 하기 수학식 a, 수학식 b 중, [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타내고 있고, 강판에 포함되지 않는 원소의 함유량은 0질량%로 하여 계산하면 좋다.The Ac 1 point and Ac 3 point can be calculated from Equation (a) and Equation (b) described in "Leslie Steel Material Science" (Maruzen Co., Ltd., May 31, 1985, p. 273) . In the following equations (a) and (b), [] represents the content (mass%) of each element, and the content of the element not included in the steel sheet may be calculated as 0 mass%.
[수학식 a][Mathematical expression a]
Ac1(℃) = 723 - 10.7×[Mn] - 16.9×[Ni] + 29.1×[Si] + 16.9×[Cr] Ac 1 (℃) = 723 - 10.7 × [Mn] - 16.9 × [Ni] + 29.1 × [Si] + 16.9 × [Cr]
[수학식 b][Mathematical expression b]
Ac3(℃) = 910 - 203×[C]1/2 + 44.7×[Si] - 30×[Mn] - 11×[Cr] + 31.5×[Mo] - 20×[Cu] - 15.2×[Ni] + 400×[Ti] + 104×[V] + 700×[P] + 400×[Al] Ac 3 (℃) = 910 - 203 × [C] 1/2 + 44.7 × [Si] - 30 × [Mn] - 11 × [Cr] + 31.5 × [Mo] - 20 × [Cu] - 15.2 × [ Ni] + 400 x [Ti] + 104 x [V] + 700 x [P] + 400 x [Al]
상기 2상 온도역으로 가열하여 50초간 이상 유지하여 균열화한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각한다. 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 범위를 소정의 평균 냉각 속도 이상으로 냉각함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있고, 또한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽을 생성시킬 수 있다. 이 온도역의 평균 냉각 속도가 2℃/초를 하회하면, 펄라이트 변태를 일으켜 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 신도가 저하되어 가공성이 열화된다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 상기 구간의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 평균 냉각 속도가 커져 과잉으로 커지면 온도 제어가 곤란해지기 때문에, 상한은, 예컨대 100℃/초 정도이면 좋다.After heating to the two-phase temperature range and holding it for 50 seconds or longer to be cracked, it is cooled to an arbitrary temperature (T) satisfying the expression (1) at an average cooling rate of 2 ° C / second or more. It is possible to produce a predetermined amount of polygonal ferrite by cooling the range from the two-phase temperature region to the arbitrary temperature T satisfying the above-mentioned formula (1) to not less than the predetermined average cooling rate, And low temperature inversion bainite can be produced. If the average cooling rate in this temperature range is less than 2 占 폚 / sec, pearlite transformation occurs to cause excess pearlite, and the elongation is reduced and workability is deteriorated. The average cooling rate in this section is preferably 5 占 폚 / second or more, and more preferably 10 占 폚 / second or more. The upper limit of the average cooling rate of the section is not particularly limited. However, since the temperature control becomes difficult when the average cooling rate becomes too large, the upper limit may be about 100 deg. C / sec.
상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지한 후, 상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 200초간 이상 유지한다. T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 시간을 각기 적절히 제어함으로써, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성시킬 수 있다. 구체적으로는, T1 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 고온역 생성 베이나이트의 생성량을 제어할 수 있고, T2 온도역에서 소정 시간 유지하는 오스템퍼링 처리에 의해서, 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트, 또는 마르텐사이트로 변태시킴과 함께, 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 잔류 γ를 생성시켜, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 생성시킬 수 있다.After cooling to an arbitrary temperature (T) satisfying the expression (1), the temperature is maintained for 10 to 100 seconds in the T1 temperature range satisfying the expression (1) Sec. By appropriately controlling the time to maintain the temperature in the T1 temperature region and the T2 temperature region, it is possible to generate the high-temperature inverse-produced bainite and the low-temperature inverse-produced bainite in predetermined amounts. More specifically, the amount of generated bainite at high temperature can be controlled by maintaining the temperature at the T1 temperature for a predetermined time, and the austenitizing treatment for maintaining the bainite at the T2 temperature for a predetermined time allows the untransformed austenite , Or martensite, and the carbon is concentrated to austenite to generate residual?, Thereby forming the metal structure defined in the present invention.
또한, T1 온도역에서의 유지와, T2 온도역에서의 유지를 조합시킴으로써, MA 혼합상의 생성을 억제할 수 있는 효과도 발휘된다. 이 메커니즘은, 다음과 같이 생각된다. 일반적으로, Si나 Al을 첨가하면, 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 강 중에는 자유 탄소가 존재하는 것이 되어, 오스템퍼링 처리에서는 베이나이트 변태와 함께 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화되는 현상이 확인된다. 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화됨으로써, 잔류 γ를 많이 생성시킬 수 있다.Further, by combining the maintenance at the T1 temperature region and the maintenance at the T2 temperature region, the effect of suppressing the generation of the MA mixture phase is also exhibited. This mechanism is considered as follows. Generally, when Si or Al is added, the precipitation of carbide is suppressed, so that free carbon is present in the steel, and the phenomenon that the carbon is transformed into untransformed austenite together with bainite transformation is confirmed in the osmitting treatment . The carbon is concentrated to untransformed austenite, so that a large amount of residual? Can be generated.
여기서, 탄소가 미변태 오스테나이트로 농화되는 현상에 대하여 설명한다. 탄소의 농화량은, 페라이트와 오스테나이트의 자유 에너지가 동일하게 되는 To 선으로 표시되는 농도까지 제한되기 때문에, 베이나이트 변태도 정지하는 것이 알려져 있다. 이 To 선은, 온도가 높을수록 저탄소 농도측이 되기 때문에, 오스템퍼링 처리를 비교적 고온에서 행하면, 처리 시간을 길게 하여도 베이나이트 변태가 어느 정도의 곳에서 정지해 버린다. 이때 미변태의 오스테나이트의 안정성은 낮기 때문에, 조대한 MA 혼합상이 생성된다.Here, the phenomenon in which carbon is concentrated to untransformed austenite will be described. It is known that the amount of carbon enrichment is limited to the concentration expressed by the To line in which the free energies of ferrite and austenite are the same, and bainite transformation also stops. The higher the temperature is, the lower the concentration of the To line becomes, the lower the concentration of the Toynite becomes. On the other hand, if the austempering treatment is performed at a relatively high temperature, the bainite transformation stops at a certain degree even if the treatment time is lengthened. At this time, since the stability of the unmodified austenite is low, a coarse MA mixed phase is produced.
그래서, 본 발명에서는, 상기 T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에서 유지함으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농도의 허용량을 많게 할 수 있기 때문에, 고온역보다도 저온역 쪽이, 베이나이트 변태가 진행되어, MA 혼합상이 작아진다. 또한, 상기 T1 온도역에서 유지하는 경우에 비하여, 상기 T2 온도역에서 유지하는 경우는, 라쓰상 조직의 크기가 작아지기 때문에, MA 혼합상이 존재했다고 하여도, MA 혼합상 자체도 세분화되어, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 또한, T1 온도역에서 소정 시간 유지한 후, T2 온도역에서 유지하고 있기 때문에, T2 온도역에서의 유지를 개시한 시점에서, 이미 고온역 생성 베이나이트가 생성되고 있다. 따라서, T2 온도역에서는, 고온역 생성 베이나이트가 계기가 되어, 저온역 생성 베이나이트의 변태가 촉진되기 때문에, 오스템퍼링 처리의 시간을 단축할 수 있다는 효과도 발휘된다.Therefore, in the present invention, since the temperature can be maintained at the T1 temperature range and then maintained at the T2 temperature range, the allowable amount of the C concentration in the untransformed austenite can be increased. Therefore, And the MA mixed phase becomes smaller. Further, in the case of holding at the T2 temperature range as compared with the case where the temperature is maintained in the T1 temperature range, since the size of the rat phase structure is small, even if the MA mixed phase exists, the MA mixed phase itself is also subdivided, The mixed phase can be made small. In addition, since the temperature is maintained at the T2 temperature range after holding for a predetermined time at the T1 temperature range, the high temperature inversely generated bainite is already generated at the time when the maintenance at the T2 temperature range is started. Therefore, at the T2 temperature range, the high-temperature inversely generated bainite becomes a gauge, and the transformation of the low-temperature inversely generated bainite is promoted, so that the effect of shortening the time of the osmosis treatment can be obtained.
한편, 상기 2상 온도역으로부터, 상기 T1 온도역에서의 유지를 행하지 않고서, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고, 이 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서만 유지한 경우(즉, 단순한 저온 유지의 오스템퍼링 처리)에서도, 라쓰상 조직의 크기는 작아지기 때문에, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 그러나, 이 경우는, 상기 T1 온도역에서 유지하고 있지 않기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, 또한 기지(基地)의 라쓰상 조직의 전위 밀도가 커져, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성이 열화된다.On the other hand, when the temperature is maintained only in the T2 temperature range satisfying the expression (2) (i.e., , Simple tempering treatment for low temperature maintenance), the size of the lathe structure becomes small, so that the MA mixed phase can be made small. However, in this case, since the temperature is not maintained at the above T1 temperature range, the high-temperature inversely generated bainite is hardly generated, and the dislocation density of the latent-image structure of the base (base) becomes large and the elongation and local deformation , The workability deteriorates.
본 발명에서, 상기 수학식 1로 규정되는 T1 온도역은, 구체적으로는, 400℃ 이상 540℃ 이하로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 고온역 생성 베이나이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 540℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제되고, 그 반면, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되고, 또한 유사 펄라이트가 생성되기 때문에, 원하는 특성이 수득되지 않는다. 따라서, T1 온도역의 상한은 540℃, 바람직하게는 520℃, 보다 바람직하게는 500℃이다. 한편, 유지 온도가 400℃를 하회하면, 고온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역의 하한은 400℃, 바람직하게는 420℃이다.In the present invention, the T1 temperature range defined by Equation (1) is specifically set to 400 deg. C or more and 540 deg. C or less. By maintaining the temperature for a predetermined period of time, it is possible to generate bainite at a high temperature inversely. In other words, if the temperature is maintained in a temperature range exceeding 540 占 폚, generation of high-temperature inversely generated bainite is suppressed, while polygonal ferrite is excessively produced and pseudo-perlite is produced, . Therefore, the upper limit of the T1 temperature range is 540 캜, preferably 520 캜, more preferably 500 캜. On the other hand, if the holding temperature is lower than 400 占 폚, since the bainite at high temperature is not produced, the elongation decreases and the workability can not be improved. Therefore, the lower limit of the T1 temperature range is 400 占 폚, preferably 420 占 폚.
상기 T1 온도역에서 유지하는 시간은 10 내지 100초간으로 한다. 유지 시간이 100초를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 후술하는 것과 같이, 상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지하여도 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 확보할 수 없다. 따라서, 강도와 가공성을 양립시킬 수 없다. 또한, T1 온도역에서 장시간 유지하면, 탄소가 오스테나이트 중에 지나치게 농화되기 때문에, T2 온도역에서 오스템퍼링 처리하여도 조대한 MA 혼합상이 생성되어, 가공성이 열화된다. 따라서, 유지 시간은 100초 이하로 하고, 바람직하게는 90초 이하, 보다 바람직하게는 80초 이하이다. 그러나, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적어지기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T1 온도역에서의 유지 시간은 10초 이상으로 하고, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 20초 이상, 더욱 바람직하게는 30초 이상이다.The time for maintaining the temperature in the T1 temperature range is 10 to 100 seconds. If the holding time exceeds 100 seconds, the bynite in high temperature inversely generated is excessively produced, so that the amount of low-temperature inversely generated bainite can not be ensured even if it is maintained for a predetermined time in the T2 temperature range as described later. Therefore, strength and workability can not be achieved at the same time. Further, if the temperature is maintained for a long time in the T1 temperature range, the carbon is excessively concentrated in the austenite, so even if the tempering treatment is carried out in the T2 temperature range, a coarse MA mixed phase is generated and the workability is deteriorated. Therefore, the holding time is 100 seconds or less, preferably 90 seconds or less, and more preferably 80 seconds or less. However, if the holding time at the T1 temperature range is too short, the amount of bainite produced at high temperature is reduced, and the elongation is reduced, and the workability can not be improved. Therefore, the holding time at the T1 temperature range is 10 seconds or more, preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more, further preferably 30 seconds or more.
본 발명에서, T1 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T1 온도역의 상한 온도에 도달한 시점에서, T1 온도역의 하한 온도에 도달하기까지의 시간을 의미한다. 즉, 강판의 표면 온도가 540℃에 도달한 시점에서, 400℃에 도달하기까지의 시간이다.In the present invention, the holding time at the T1 temperature range means the time at which the surface temperature of the steel sheet reaches the lower limit temperature in the T1 temperature range at the time when the surface temperature reaches the upper limit temperature in the T1 temperature range. That is, this is the time from when the surface temperature of the steel sheet reaches 540 占 폚 until it reaches 400 占 폚.
상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 유지하기 위해서는, 예컨대 도 3의 (i) 내지 (iii)에 나타내는 열 패턴을 채용하면 좋다.In order to maintain the temperature in the T1 temperature range satisfying the expression (1), for example, the thermal pattern shown in (i) to (iii) in FIG. 3 may be employed.
도 3(i)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 이 온도(T)에서 소정 시간 항온 유지하는 예이며, 항온 유지 후, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고 있다. 도 3(i)에는, 1단계의 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 유지 온도가 다른 2단계 이상의 항온 유지를 행하여도 좋다.3 (i) is an example of quenching from a two-phase temperature region to an arbitrary temperature T satisfying the above-mentioned equation (1), and then maintaining the temperature at this temperature T for a predetermined time. Is cooled to an arbitrary temperature satisfying the expression (2). Fig. 3 (i) shows the case where the first stage of constant temperature maintenance is performed. However, the present invention is not limited to this, and if the temperature is within the T1 temperature range, the second temperature or more may be maintained.
도 3(ii)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 후, 재차 냉각 속도를 변경하여 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 예이다. 도 3(ii)에는, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 경우를 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 소정 시간에 걸쳐 가열하는 공정을 포함하고 있어도 좋고, 냉각과 가열을 적절히 반복하여도 좋다. 또한, 도 3(ii)에 나타낸 것과 같이 1단 냉각이 아니라, 냉각 속도가 다른 2단 이상의 다단 냉각을 행하여도 좋다. 또한, 1단 가열이나, 2단 이상의 다단 가열을 행하여도 좋다(도시하지 않음).FIG. 3 (ii) shows a state in which after quenching from the two-phase temperature region to an arbitrary temperature T satisfying the expression (1), the cooling rate is changed, , The cooling rate is changed again and the temperature is cooled to an arbitrary temperature satisfying the expression (2). Fig. 3 (ii) shows a case where cooling is performed over a predetermined time within the range of the T1 temperature range. However, the present invention is not limited to this, and if it is within the range of the T1 temperature range, And cooling and heating may be appropriately repeated. In addition, as shown in Fig. 3 (ii), the multi-stage cooling of two or more stages may be performed instead of the single-stage cooling. Further, the first stage heating or the second stage or more multi-stage heating may be performed (not shown).
도 3(iii)은, 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, 상기 수학식 2를 만족하는 임의의 온도까지를, 같은 냉각 속도로 서냉하는 예이다. 이와 같이 서냉하는 경우에도, T1 온도역 내에서의 체류 시간이 10 내지 100초간이면 좋다.Fig. 3 (iii) shows a case where after quenching from the two-phase temperature range to an arbitrary temperature T satisfying the above-mentioned equation (1), the cooling rate is changed and any temperature up to an arbitrary temperature satisfying the above- This is an example of slow cooling at a cooling rate. Even in this slow cooling, the residence time in the T1 temperature range may be 10 to 100 seconds.
본 발명은 도 3의 (i) 내지 (iii)에 나타낸 열 패턴으로 한정하는 취지가 아니며, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 열 패턴을 적절히 채용할 수 있다.The present invention is not limited to the heat patterns shown in (i) to (iii) of Fig. 3, and other heat patterns other than those described above can be suitably employed as long as the requirements of the present invention are satisfied.
본 발명에서, 상기 수학식 2로 규정되는 T2 온도역은, 구체적으로는, 200℃ 이상 400℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지함으로써, 상기 T1 온도역에서 변태되지 않은 미변태 오스테나이트를, 저온역 생성 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 또한, 충분한 유지 시간을 확보함으로써 베이나이트 변태가 진행되어, 최종적으로 잔류 γ가 생성되고, MA 혼합상도 세분화된다. 이 마르텐사이트는, 변태 직후는 담금질 마르텐사이트로서 존재하지만, T2 온도역에서 유지되고 있는 사이에 템퍼링되어, 템퍼링 마르텐사이트로서 잔류한다. 이 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 변태가 일어나는 온도역에서 생성되는 저온역 생성 베이나이트와 동등한 특성을 나타낸다. 그러나, 400℃ 이상에서 유지하면, 조대한 MA 혼합상이 생성되기 때문에, 신도나 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, T2 온도역은 400℃ 미만, 바람직하게는 390℃ 이하, 보다 바람직하게는 380℃ 이하로 한다. 한편, 200℃를 하회하는 온도에서 유지하여도 저온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, γ 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아지고, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, γ 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없기 때문에, 신도를 높일 수 없다. 따라서, T2 온도역의 하한은 200℃, 바람직하게는 250℃, 보다 바람직하게는 280℃이다.In the present invention, the T2 temperature range defined by the formula (2) is specifically set to be 200 deg. C or more and less than 400 deg. The untransformed austenite which has not been transformed at the T1 temperature range can be transformed into the bismuth-in-low-temperature producing bainite or martensite by maintaining the temperature for a predetermined time. Further, by ensuring a sufficient holding time, the bainite transformation proceeds to finally produce residual?, And the MA mixed phase is also subdivided. This martensite is present as quenched martensite immediately after transformation but is tempered while being maintained at the T2 temperature range and remains as tempered martensite. This tempered martensite exhibits properties equivalent to the low-temperature inversed bainite produced in the temperature range where the martensitic transformation takes place. However, if it is maintained at 400 DEG C or higher, a coarse MA mixed phase is produced, and thus the elongation and local deformability are lowered and the workability can not be improved. Therefore, the T2 temperature range is set to be less than 400 DEG C, preferably 390 DEG C or less, and more preferably 380 DEG C or less. On the other hand, even when the temperature is kept below 200 ° C, since the low-temperature inverse bainite is not produced, the carbon concentration in? Is low and the residual? Amount can not be ensured and a large amount of quenched martensite is produced. , The elongation and the local deformity deteriorate. Further, since the carbon concentration in? Is lowered and the residual? Amount can not be secured, the elongation can not be increased. Therefore, the lower limit of the T2 temperature range is 200 占 폚, preferably 250 占 폚, and more preferably 280 占 폚.
상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 유지하는 시간은 200초간 이상으로 한다. 유지 시간이 200초를 하회하면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 적어져, γ 중의 탄소 농도가 낮아져서 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 또한 담금질 마르텐사이트가 많이 생성되기 때문에, 강도가 높아지고, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, 탄소의 농화가 촉진되지 않기 때문에, 잔류 γ량이 적어지고, 신도를 개선할 수 없다. 또한, 상기 T1 온도역에서 생성된 MA 혼합상을 미세화할 수 없기 때문에, 국소 변형능을 개선할 수 없다. 따라서, 유지 시간은 200초 이상, 바람직하게는 250초 이상, 보다 바람직하게는 300초 이상으로 한다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하면 생산성이 저하되는 것 외에, 농화된 탄소가 탄화물로서 석출되어 잔류 γ를 생성시킬 수 없어, 신도의 저하를 초래하여, 가공성이 열화된다. 따라서, 유지 시간의 상한은, 예컨대 1800초로 하면 좋다.The time for maintaining the temperature in the T2 temperature range satisfying the above formula (2) is 200 seconds or more. If the holding time is shorter than 200 seconds, the amount of low-temperature in-situ generated bainite or the like is reduced, the carbon concentration in? Is lowered and the residual? Amount can not be ensured and a large amount of quenched martensite is produced, The elongation and local deformity deteriorate. Further, since the concentration of carbon is not promoted, the amount of residual? Becomes small and the elongation can not be improved. Further, since the MA mixed phase generated at the above-mentioned T1 temperature range can not be miniaturized, the local distortion can not be improved. Therefore, the holding time is 200 seconds or more, preferably 250 seconds or more, and more preferably 300 seconds or more. The upper limit of the holding time is not particularly limited, but if the holding time is kept for a long time, the productivity is lowered. Besides, the concentrated carbon precipitates as carbide and can not produce residual?, Resulting in deterioration of elongation and deterioration of workability. Therefore, the upper limit of the holding time may be 1800 seconds, for example.
본 발명에서, T2 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가, T2 온도역의 상한 온도에 도달한 시점에서, T2 온도역의 하한 온도에 도달하기까지의 시간을 의미한다. 즉, 400℃ 미만에 도달한 시점에서, 200℃에 도달하기까지의 시간이다.In the present invention, the holding time at the T2 temperature range means the time until the surface temperature of the steel sheet reaches the lower limit temperature of the T2 temperature range at the time when the temperature reaches the upper limit temperature in the T2 temperature range. That is, it is the time from when the temperature reaches 400 ° C or lower and reaches 200 ° C.
상기 T2 온도역에서 유지하는 방법은, T2 온도역에서의 체류 시간이 200초간 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 T1 온도역 내에서의 열 패턴과 같이, 항온 유지하여도 좋고, T2 온도역 내에서 냉각 또는 가열하여도 좋다. 또한, 다른 유지 온도에서 다단계 유지를 행하여도 좋다.The method of maintaining the temperature in the T2 temperature range is not particularly limited as long as the residence time at the T2 temperature range is 200 seconds or more and may be maintained at a constant temperature like the thermal pattern in the T1 temperature range, Or may be cooled or heated. Also, multi-stage holding may be performed at different holding temperatures.
상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지한 후는, 실온까지 냉각함으로써 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판을 제조할 수 있다.After holding for a predetermined time in the T2 temperature range, the first high strength steel sheet according to the present invention can be manufactured by cooling to room temperature.
상기 제 1 고강도 강판의 표면에는, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 좋다.A hot-dip galvanized layer or a galvannealed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the first high-strength steel sheet.
용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건을 채용할 수 있다.The conditions for forming the hot-dip galvanized layer or the galvannealed hot-dip galvanized layer are not particularly limited, and known conditions can be employed.
예컨대, 도금 욕 온도를 400 내지 500℃로 하여 용융 아연 도금층을 형성하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 440 내지 470℃이다. 도금 욕의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지된 용융 아연 도금 욕을 이용하면 좋다.For example, it is preferable to form the hot-dip galvanized layer at a plating bath temperature of 400 to 500 占 폚, and more preferably 440 to 470 占 폚. The composition of the plating bath is not particularly limited, and a known hot-dip galvanizing bath may be used.
용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에, 통상적 방법의 합금화 처리를 실시함으로써, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다. 합금화 처리는, 예컨대 450 내지 600℃ 정도(특히 480 내지 570℃ 정도)에서 5 내지 30초 정도(특히 10 내지 25초 정도) 유지하여 행하면 좋다. 합금화 처리는, 예컨대 가열로, 직화 또는 적외선 가열로 등을 이용하여 행하면 좋다. 가열 수단도 특별히 한정되지 않고, 예컨대 가스 가열, 인덕션 히터 가열(고주파 유도 가열 장치에 의한 가열) 등 관용의 수단을 채용할 수 있다.A galvannealed galvanized steel sheet can be produced by subjecting a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer to an alloying treatment according to a conventional method. The alloying treatment may be carried out at a temperature of, for example, 450 to 600 ° C (particularly about 480 to 570 ° C) for about 5 to 30 seconds (particularly about 10 to 25 seconds). The alloying treatment may be carried out, for example, using a heating furnace, a direct heating furnace, or an infrared heating furnace. The heating means is not particularly limited, and for example, conventional means such as gas heating, induction heater heating (heating by a high frequency induction heating apparatus) and the like can be employed.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.The technique of the present invention can be suitably applied particularly to a thin steel sheet having a thickness of 3 mm or less.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판에 대하여 설명했다.The first high strength steel sheet according to the present invention has been described above.
다음으로, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판에 대하여 설명한다.Next, the second high strength steel sheet according to the present invention will be described.
본 발명자들은, 인장 강도가 590MPa 이상인 제 2 고강도 강판의 가공성, 특히 신도와 국소 변형능을 개선하기 위해서 검토를 거듭해 왔다. 그 결과,The inventors of the present invention have conducted studies to improve the processability, particularly elongation and local deformation, of a second high strength steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more. As a result,
(1) 강판의 금속 조직을, 폴리고날 페라이트 주체(구체적으로는, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50% 초과)로 한 후에, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ를 포함하는 혼합 조직으로 하고, 특히 베이나이트로서,(1) The metal structure of the steel sheet is made to be a main body of polygonal ferrite (specifically, an area ratio with respect to the entire metal structure is more than 50%), and then a mixed structure including bainite, tempered martensite and residual? , Especially bainite,
(1a) 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리, 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물(이하, 이들을 정리하여 잔류 γ 등으로 표기하는 경우가 있다.)의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,(1a) When the average distance between the center positions of adjacent residual gamma, adjacent carbides, or adjacent carbides adjacent to adjacent gamma (hereinafter collectively referred to as residual gamma or the like) may be 1 Temperature inversely generated bainite having a thickness of not less than < RTI ID = 0.0 &
(1b) 잔류 γ 등의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만이면 저온역 생성 베이나이트의 2 종류의 베이나이트를 생성시키면, 신도를 열화시킴이 없이 국소 변형능을 개선한 가공성이 우수한 제 2 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것,(1b) If the average distance between the center positions of residual y and the like is less than 1 占 퐉, if the two kinds of bainites of the low-temperature inverse-produced bainite are produced, the second bainite having the excellent processability High-strength steel sheets can be provided,
(2) 구체적으로는, 상기 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 상기 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다는 것,(2) Specifically, the high temperature inversely generated bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel sheet, and the low temperature inversely generated bainite contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet.
(3) 2 종류의 베이나이트를 소정량 생성시키기 위해서는, 상기 2상 온도역으로 가열한 후, 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역(이하, T1 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)의 임의의 온도(T)까지를 평균 냉각 속도 2℃/초 이상으로 냉각하고, 이 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지하여 고온역 생성 베이나이트를 생성시킨 후, 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역(이하, T2 온도역이라고 칭하는 경우가 있다.)으로 냉각하고, 이 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하면 바람직하다는 것(3) In order to produce two kinds of bainites in a predetermined amount, the mixture is heated to the above-mentioned two-phase temperature range and then heated to a temperature of 400 to 540 DEG C (hereinafter referred to as T1 temperature range) The temperature up to the temperature T is cooled to an average cooling rate of 2 DEG C / sec or more and maintained for 10 to 100 seconds at this T1 temperature range to generate the high temperature inverse product bainite. , It may be referred to as the T2 temperature range), and it is preferable to keep it at the T2 temperature range for 200 seconds or longer
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.And completed the present invention.
우선, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.First, a description will be given of a metal structure characterizing the second high strength steel sheet according to the present invention.
《금속 조직에 대하여》"About metal tissue"
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ로 구성되는 혼합 조직이다.The metal structure of the second high strength steel sheet according to the present invention is a mixed structure composed of polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and residual?.
[폴리고날 페라이트][Polygonal ferrite]
본 발명의 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트를 주체로 하고 있다. 주체란, 금속 조직 전체에 대한 면적률이 50% 초과인 것을 의미한다. 폴리고날 페라이트는, 베이나이트에 비하여 연질이며, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용하는 조직이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과, 바람직하게는 55% 이상, 보다 바람직하게는 60% 이상으로 한다. 폴리고날 페라이트의 면적률의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하고 결정되지만, 예컨대 85%이다.The metal structure of the second high strength steel sheet of the present invention mainly comprises polygonal ferrite. The term " subject " means that the area ratio of the entire metal structure is more than 50%. Polygonal ferrite is soft compared to bainite and is a structure that works to improve workability by increasing the elongation of a steel sheet. In order to exhibit such action, the area ratio of the polygonal ferrite is set to be more than 50%, preferably 55% or more, more preferably 60% or more with respect to the whole metal structure. The upper limit of the area ratio of the polygonal ferrite is determined in consideration of the point rate of the residual? Measured by the saturation magnetization method, but is, for example, 85%.
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 작게 하고, 미세하게 분산시킴으로써, 강판의 신도를 더한층 향상시킬 수 있다. 이의 상세한 메커니즘은 분명하지 않지만, 폴리고날 페라이트를 미세화함으로써, 금속 조직 전체에 대한 폴리고날 페라이트의 분산 상태가 균일해지기 때문에, 불균일인 변형이 일어나기 어려워지고, 이것이 신도의 더한층의 향상에 기여하고 있다고 생각된다. 즉, 본 발명의 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ의 혼합 조직으로 구성되어 있기 때문에, 폴리고날 페라이트립의 입경이 커지면, 개개의 조직의 크기에 편차가 생기기 때문에, 불균일한 변형이 생겨 변형이 국소적으로 집중되어 가공성(특히, 폴리고날 페라이트 생성에 의한 신도 향상 작용)을 개선하는 것이 어려워진다고 생각된다. 따라서, 폴리고날 페라이트의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하, 특히 바람직하게는 4㎛ 이하이다.The average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains is preferably 10 탆 or less (does not include 0 탆). The elongation of the steel sheet can be further improved by reducing the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains and finely dispersing them. Although the detailed mechanism thereof is not clear, since the dispersed state of the polygonal ferrite to the whole metal structure becomes uniform by making the polygonal ferrite fine, it is difficult for uneven deformation to occur and this contributes to the improvement of the elongation I think. That is, since the metal structure of the second high-strength steel sheet of the present invention is composed of a mixed structure of polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and residual?, When the grain size of the polygonal ferrite grains increases, It is considered that uneven deformation occurs and deformation is locally concentrated, which makes it difficult to improve the workability (in particular, the effect of improving the elongation due to polygonal ferrite formation). Therefore, the average circle-equivalent diameter D of the polygonal ferrite is preferably 10 占 퐉 or less, more preferably 8 占 퐉 or less, further preferably 5 占 퐉 or less, particularly preferably 4 占 퐉 or less.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경(D)은 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰함으로써 측정할 수 있다.The area ratio of the polygonal ferrite and the average circle equivalent diameter (D) can be measured by observing with a scanning electron microscope (SEM).
[베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트][Bainite and tempering martensite]
본 발명의 제 2 고강도 강판은, 베이나이트가, 고온역 생성 베이나이트와 고온역 생성 베이나이트에 비하여 강도가 높은 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있다는 것에 특징이 있다. 고온역 생성 베이나이트는 강판의 신도 향상에 기여하고, 저온역 생성 베이나이트는 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 그리고, 이들 2 종류의 베이나이트 조직을 포함함으로써, 강판의 신도를 열화시킴이 없이, 국소 변형능을 향상시킬 수 있어, 강판의 가공성 전반을 높일 수 있다. 이것은 강도 레벨이 다른 베이나이트 조직을 복합화함으로써 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다.The second high strength steel sheet of the present invention is characterized in that the bainite is composed of a composite structure of bainite at a low temperature and a bainite at a low temperature, which is higher in strength than a bainite at a high temperature and a bainite at a high temperature. The high-temperature inverse bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel sheet, and the low-temperature inverse bainite contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet. By including these two kinds of bainite structures, it is possible to improve the local deformability without deteriorating the elongation of the steel sheet, and to improve the overall workability of the steel sheet. This is thought to be due to the fact that the work hardening ability is increased because nonuniform deformation is caused by compounding bainite structures having different strength levels.
상기 고온역 생성 베이나이트란, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도(2상 온도역)로 가열한 후의 냉각 과정에서, 400℃ 이상 540℃ 이하의 T1 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 고온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 이상으로 되어 있는 조직이다.The high-temperature in-situ generated bainite is produced at a temperature range of from 400 ° C to 540 ° C in a cooling process after heating at a temperature of Ac 1 point + 20 ° C or higher and Ac 3 point + 20 ° C or lower Lt; / RTI > The high-temperature inverse-produced bainite is a structure in which the average interval of residual γ and the like is 1 μm or more when SEM observation is performed on the section of the steel sheet which is detached and corroded.
한편, 상기 저온역 생성 베이나이트란, 상기 2상 온도역으로 가열한 후의 냉각 과정에서, 200℃ 이상 400℃ 미만의 T2 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다. 저온역 생성 베이나이트는, 나이탈 부식된 강판 단면을 SEM 관찰했을 때에, 잔류 γ 등의 평균 간격이 1㎛ 미만으로 되어 있는 조직이다.On the other hand, the low-temperature inverse-generated bainite is a bainite structure produced at a temperature of T2 at a temperature of 200 ° C or more and less than 400 ° C in a cooling process after heating to the two-phase temperature region. The low-temperature inverse-formed bainite is a structure in which an average interval of residual γ and the like is less than 1 탆 when SEM observation is performed on the section of the detached steel sheet.
여기서 「잔류 γ 등의 평균 간격」의 의미는 상기 제 1 고강도 강판의 경우와 같다.Here, the meaning of " average interval of residual y and the like " is the same as that of the first high strength steel sheet.
또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지 작용을 갖는 조직이며, 강판의 국소 변형능 향상에 기여한다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, SEM 관찰하여도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 정리하여 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 칭하는 것으로 한다.The tempering martensite has a structure similar to that of the low-temperature inversed bainite and contributes to the improvement of the local deformation of the steel sheet. On the other hand, since the low temperature inversion bainite and the tempering martensite can not be distinguished by SEM observation, in the present invention, the low temperature inversion bainite and the tempering martensite are collectively referred to as " .
본 발명에서는, 베이나이트를, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등을 포함하는 복합 베이나이트 조직으로 함으로써 가공성 전반을 개선한 제 2 고강도 강판을 실현할 수 있다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는, 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도(EL)를 높여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은, 탄화물 및 잔류 γ가 작고, 변형에 있어서 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 신장 플랜지성(λ)이나 굽힘성(R)을 높여 국소 변형능을 향상시켜 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 혼재시키고 있기 때문에, 가공 경화능이 향상되고, 신도를 열화시킴이 없이 국소 변형능을 개선할 수 있다.In the present invention, it is possible to realize a second high strength steel sheet improved in overall workability by making bainite a composite bainite structure including high-temperature inverse-produced bainite and low-temperature inverse-produced bainite. That is, since the high-temperature inversely generated bainite is softer than the low-temperature inversely generated bainite, it contributes to enhance the elongation (EL) of the steel sheet and improve the workability. On the other hand, in the low-temperature inversely generated bainite and the like, the carbide and the residual? Are small and the stress concentration is reduced in the deformation. Therefore, the stretch flangeability (?) And the bendability (R) Contributing to improvement. In the present invention, since such a high temperature inversely generated bainite and a low temperature inverse produced bainite are mixed together, the work hardening ability is improved and the local deformability can be improved without deteriorating the elongation.
본 발명에서, 베이나이트를 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 차이에 의해서 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류로서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예컨대, 라쓰상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는, 변태 온도에 따라 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나, 본 발명과 같이 Si를 1.0% 이상으로 많이 포함한 강종에서는, 베이나이트 변태에 수반되는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, SEM 관찰로서는, 마르텐사이트 조직도 포함시켜 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하지 않고, 상기한 것과 같이 생성 온도역의 차이 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초하여 구별한 사정이 있다.In the present invention, the reason why the bainite is distinguished as "high-temperature inversely generated bainite" and "low-temperature inverse-produced bainite" by the difference between the generated temperature and the average interval of residual γ, This is because it is difficult to clearly distinguish bainite as an academic organization classification. For example, bainite and bainitic ferrite in the form of lath are classified into upper bainite and lower bainite depending on the transformation temperature. However, as in the present invention, it is difficult to include a martensite structure and distinguish them from each other in the SEM observation, because the steel containing 1.0% or more Si and suppressing the precipitation of carbides accompanying bainite transformation is suppressed. Thus, in the present invention, the bainite is not classified by academic organization definition, but is distinguished on the basis of the difference in the production temperature and the average interval of the residual? As described above.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 구 γ립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽이 생성되어 있어도 좋고, 구 γ립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각기 생성되어 있어도 좋다.The distribution state of the bainite at high temperature and the bainite at low temperature is not particularly limited and both bainite at high temperature and bainite at low temperature may be generated in the bain? And inversely generated bainite and low temperature inverse bainite may be respectively generated.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는, 모식적으로 상기 도 2에 나타낸 대로이다.The distribution states of the high temperature inversely generated bainite and the low temperature inversed bainite are schematically shown in FIG.
본 발명에서는, 금속 조직 전체에서 차지하는 고온역 생성 베이나이트의 면적률을 b로 하고, 금속 조직 전체에서 차지하는 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률을 c로 했을 때, 상기 면적률 b 및 c는, 어느 것이든 5 내지 40%를 만족하고 있을 것이 필요하다. 여기서, 저온역 생성 베이나이트의 면적률이 아니고, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률을 규정한 이유는, 전술한 것과 같이 SEM 관찰에서는 이들의 조직을 구별할 수 없기 때문이다.In the present invention, assuming that the area ratio of the high-temperature inversely generated bainite occupying the entire metal structure is b and the total area ratio of the low-temperature inversely generated bainite (low-temperature inversed bainite and tempered martensite) , It is necessary that the area ratios b and c satisfy any of 5 to 40%. Here, the reason why the total area ratio of the low-temperature inversely generated bainite and the tempered martensite is determined, not the area ratio of the low-temperature inversely generated bainite is that the structure can not be distinguished from the SEM observation as described above.
상기 면적률(b)은 5 내지 40%로 한다. 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 작으면 강판의 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 면적률(b)은 5% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 그러나, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉으로 되면 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량의 밸런스가 나빠져, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)은 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하, 더욱 바람직하게는 25% 이하로 한다.The area ratio (b) is set to 5 to 40%. If the amount of bainite produced at a high temperature is excessively small, the elongation of the steel sheet is deteriorated and the workability can not be improved. Therefore, the area ratio (b) is 5% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more. However, if the amount of produced bismuth at high temperature is excessively increased, the balance of the production amount of bainite at low temperature is deteriorated, and the effect due to the combination of bismuth at high temperature and bainite at low temperature is not exerted. Therefore, the area ratio (b) of the high temperature inversely produced bainite is set to 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, further preferably 25% or less.
또한, 상기 합계 면적률(c)은 5 내지 40%로 한다. 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 적으면 강판의 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 상기 합계 면적률(c)은 5% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상이다. 그러나, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되면 고온역 생성 베이나이트와의 생성량의 밸런스가 나빠져, 저온역 생성 베이나이트 등과 고온역 생성 베이나이트의 복합화에 의한 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률(c)은 40% 이하, 바람직하게는 35% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하, 더욱 바람직하게는 25% 이하로 한다.The total area ratio (c) is 5 to 40%. If the production amount of low-temperature inverse bainite is excessively small, the local deformability of the steel sheet is lowered and the workability can not be improved. Therefore, the total area ratio c is 5% or more, preferably 8% or more, and more preferably 10% or more. However, if the production amount of low-temperature inversely generated bainite or the like is excessive, the balance between the amount of production with high-temperature inversely generated bainite becomes poor, and the effect due to the combination of low- Therefore, the area ratio (c) of the low-temperature inversely generated bainite is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, further preferably 25% or less.
상기 면적률(b)와 상기 합계 면적률(c)의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, b>c, b<c, b=c의 어느 쪽의 태양도 포함된다.The relationship between the area ratio (b) and the total area ratio (c) is not particularly limited as long as each range satisfies the above range, and any one of b> c, b <c, .
고온역 생성 베이나이트와, 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은, 강판에 요구되는 특성에 따라 정하면 좋다. 구체적으로는, 강판의 가공성 중 국소 변형능(특히, 신장 플랜지성(λ))을 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하면 좋다. 한편, 강판의 가공성 중 신도를 더한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다. 또한, 강판의 강도를 더한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 좋다.The mixing ratio of the high-temperature inverse-produced bainite and the low-temperature inverse-produced bainite may be determined depending on the properties required for the steel sheet. Specifically, in order to further improve the local deformability (in particular, stretch flangeability (?)) Of the workability of the steel sheet, the ratio of the high-temperature inversely generated bainite is made as small as possible and the ratio of the low- It should be big. On the other hand, in order to further improve the elongation of the workability of the steel sheet, it is preferable to make the ratio of the high-temperature inversely generated bainite as large as possible, and make the ratio of the low- Further, in order to further increase the strength of the steel sheet, it is preferable to make the ratio of the low-temperature inversely generated bainite as large as possible, and make the ratio of the high-temperature inverse produced bainite as small as possible.
한편, 본 발명에서, 베이나이트에는, 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되어 있지 않은 조직이다.On the other hand, in the present invention, bainite also includes bainitic ferrite. Bainite is a structure in which carbides are precipitated, and bainitic ferrite is a structure in which no carbides are precipitated.
[폴리고날 페라이트 + 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트][Polygonal ferrite + bainite + tempering martensite]
본 발명에서는, 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a), 상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b), 및 상기 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 합계 면적률(c)의 합계(a+b+c)가, 금속 조직 전체에 대하여 70% 이상을 만족하고 있는 것이 바람직하다. 합계 면적률(a+b+c)이 70%를 하회하면, 신도가 열화되는 경우가 있다. 합계 면적률(a+b+c)은, 보다 바람직하게는 75% 이상, 더욱 바람직하게는 80% 이상이다. 합계 면적률(a+b+c)의 상한은, 포화 자화법으로 측정되는 잔류 γ의 점적률을 고려하여 결정되지만, 예컨대 95%이다.In the present invention, the total area of the area ratio (a) of the polygonal ferrite, the area ratio (b) of the high temperature inversely generated bainite, and the total area of the low temperature inversed bainite and the like (low temperature inversely generated bainite + tempering martensite) It is preferable that the sum (a + b + c) of the total metal content (c) satisfies 70% or more with respect to the entire metal structure. If the total area ratio (a + b + c) is less than 70%, the elongation may be deteriorated. The total area ratio (a + b + c) is more preferably 75% or more, and still more preferably 80% or more. The upper limit of the total area ratio (a + b + c) is determined in consideration of the dot percentage of the residual? Measured by the saturation magnetization method, but is, for example, 95%.
[잔류 γ][Residual γ]
잔류 γ에 대한 규정 내용은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.The definition of the residual? Is the same as that of the above first high-strength steel sheet, and the description thereof is omitted.
[기타][Other]
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직은, 전술한 것과 같이, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 γ를 포함하는 것이며, 이들만으로 구성되어 있어도 좋지만, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서, (a) 담금질 마르텐사이트와 잔류 γ가 복합된 MA 혼합상이나, (b) 펄라이트 등의 잔부 조직이 존재하고 있어도 좋다.The metal structure of the second high-strength steel sheet according to the present invention includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and residual? As described above, and may be composed of only these metals. However, (A) the MA mixed phase in which the quenched martensite and the residual? Are combined, and (b) the residual structure such as pearlite may be present.
(a) MA 혼합상 및 (b) 펄라이트에 대한 규정 내용은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.(a) MA mixed phase and (b) pearlite are the same as those of the first high strength steel sheet, and the description thereof is omitted.
상기 금속 조직의 측정 순서는, 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 순서와 같기 때문에 설명은 생략한다.The order of measurement of the metal structure is the same as that described in the first high-strength steel sheet, and a description thereof will be omitted.
다음으로, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.Next, the chemical composition of the second high-strength steel sheet according to the present invention will be described.
《성분 조성에 대하여》&Quot; About composition &
본 발명의 제 2 고강도 강판은, C: 0.10 내지 0.3%, Si: 1.0 내지 3%, Mn: 1.0 내지 2.5%, Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한 P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는, Si와 Mn 이외는, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략하며, 이하, Si와 Mn에 대해서만 설명한다.The second high strength steel sheet of the present invention contains 0.10 to 0.3% of C, 1.0 to 3% of Si, 1.0 to 2.5% of Mn and 0.005 to 3% of Al and 0.1% or less of P (0% And S: 0.05% or less (does not include 0%). The reason for setting this range is the same as that of the first high strength steel sheet except for Si and Mn, so that a description thereof will be omitted, and only Si and Mn will be described below.
Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 후술하는 T1 온도역 및 T2 온도역에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출되는 것을 억제하여, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는 데 대단히 중요한 원소이다. 따라서, Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 그러나, Si를 과잉으로 함유하면, 소둔에서의 가열·균열 시에 γ 상으로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 다량으로 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생시켜 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서, Si량은 3% 이하, 바람직하게는 2.50% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.In addition to contributing to the enhancement of the strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element, Si suppresses the precipitation of carbide (during the tempering treatment) during the maintenance in the T1 temperature region and the T2 temperature region described later, It is an important element. Therefore, the amount of Si is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, and more preferably 1.3% or more. However, if Si is excessively contained, reverse transformation to the? Phase does not occur during heating and cracking in annealing, and a large amount of polygonal ferrite remains, resulting in insufficient strength. Further, Si scales are generated on the surface of the steel sheet during hot rolling, thereby deteriorating the surface properties of the steel sheet. Therefore, the amount of Si is 3% or less, preferably 2.50% or less, and more preferably 2.0% or less.
Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 수득하기 위해서 필요한 원소이다. 또한, Mn은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 것에도 유효하게 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서, Mn량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.5% 이상, 보다 바람직하게는 1.8% 이상으로 한다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저히 억제된다. 또한, Mn의 과잉 첨가는, 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn량은 2.5% 이하, 바람직하게는 2.4% 이하, 보다 바람직하게는 2.3% 이하로 한다.Mn is an element necessary for obtaining bainite and tempered martensite. Further, Mn is an element which effectively works to stabilize? To generate residual?. In order to exhibit such an action, the amount of Mn is 1.0% or more, preferably 1.5% or more, and more preferably 1.8% or more. However, when Mn is excessively contained, generation of bismuth at high temperature is remarkably suppressed. Further, excessive addition of Mn causes deterioration of weldability and deterioration of workability due to segregation. Therefore, the amount of Mn is 2.5% or less, preferably 2.4% or less, and more preferably 2.3% or less.
본 발명의 제 2 고강도 강판에서도 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로, 추가로 다른 원소로서,In the second high strength steel sheet of the present invention, as in the first high strength steel sheet,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: not more than 1% (not including 0%) and / or Mo: not more than 1% (not including 0%),
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소,(b) Ti: not more than 0.15% (not including 0%), Nb: not more than 0.15% (not including 0%), and V: not more than 0.15% At least one element,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: not more than 1% (not including 0%) and / or Ni: not more than 1% (not including 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (not including 0%),
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소 (e) selected from the group consisting of 0.01% or less Ca (not including 0%), 0.01% or less (excluding 0%) and rare earth elements: 0.01% or less At least one element
등을 함유하여도 좋다. 이러한 범위를 정한 이유는, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.And the like. The reason for setting this range is the same as that of the first high strength steel sheet, and a description thereof will be omitted.
본 발명에 따른 제 2 고강도 강판은, 인장 강도가 590MPa 이상이며, 신도가 우수하고, 게다가 국소 변형능도 양호하기 때문에, 가공성이 우수하다. 이 제 2 고강도 강판은, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로 자동차의 구조 부품의 소재로서 적합하게 사용된다.The second high strength steel sheet according to the present invention has excellent tensile strength of 590 MPa or more, excellent elongation, and good local deformability, and therefore has excellent processability. The second high strength steel sheet is suitably used as a material for structural parts of an automobile, like the first high strength steel sheet.
또한, 상기 제 2 고강도 강판은, 온간에서의 가공성이 양호하기 때문에, 온간 성형용의 소재로서도 적합하게 이용할 수 있다. 한편, 온간 가공이란, 50 내지 500℃ 정도의 온도 범위에서 성형하는 것을 의미하고 있다.In addition, the second high strength steel sheet can be suitably used as a material for warm forming because of its good workability in warm weather. On the other hand, hot working means molding at a temperature of about 50 to 500 ° C.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.The metal structure and the composition of the second high strength steel sheet according to the present invention have been described above.
다음으로, 상기 제 2 고강도 강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 설명한다. 상기 제 2 고강도 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강판을 Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역(2상 온도역)으로 가열하는 공정과, 상기 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과, 하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과, 하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을 이 순서로 포함함으로써 제조할 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 순서를 좇아 설명한다.Next, a method for manufacturing the second high strength steel sheet will be described. Wherein the second high strength steel sheet comprises a step of heating the steel sheet satisfying the above composition composition to a temperature range (two-phase temperature range) of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less, A step of cooling at an average cooling rate of 2 to 50 占 폚 / sec to an arbitrary temperature (T) satisfying the following formula (1), and a step of maintaining the temperature for 10 to 100 seconds at a temperature range satisfying the following formula And a step of maintaining at least 200 seconds in the temperature range satisfying the following formula (2) in this order. Hereinafter, each step will be described in accordance with the order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 占 폚? T1 (占 폚)? 540 占 폚
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 占 폚? T2 (占 폚) <400 占 폚
우선, 2상 온도역[Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역]으로 가열하기 전의 고강도 강판으로서, 슬래브를 통상적 방법에 따라서 열간 압연하여, 수득된 열연 강판을 냉간 압연한 것을 준비한다. 열간 압연은, 마무리 압연 온도를, 예컨대 800℃ 이상, 권취 온도를, 예컨대 700℃ 이하로 하면 좋다. 냉간 압연에서는, 냉간 압연율을, 예컨대 10 내지 70%의 범위로 하여 압연하면 좋다.First, as a high-strength steel sheet before heating in the two-phase temperature range [Ac 1 point + 20 ° C or higher and Ac 3 point + 20 ° C or lower], the slab was subjected to hot rolling in accordance with a conventional method, Prepare one. In the hot rolling, the finish rolling temperature may be set at, for example, 800 DEG C or higher, and the coiling temperature may be 700 DEG C or lower. In the cold rolling, the cold rolling rate may be, for example, in the range of 10 to 70%.
냉간 압연하여 수득된 냉연 강판은, 연속 소둔 라인에서, Ac1점+20℃ 이상 Ac3점+20℃ 이하의 온도역으로 가열하여, 이 온도역에서 50초간 이상 유지하여 균열한다.The cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is heated to a temperature in the range of Ac 1 point + 20 ° C or higher and Ac 3 point + 20 ° C or lower in the continuous annealing line, and is maintained at this temperature for more than 50 seconds to crack.
가열 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 가열 온도가 지나치게 높으면 오스테나이트 단상역이 되어, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되기 때문에, 강판의 신도를 개선할 수 없어, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는, Ac3점+20℃ 이하, 바람직하게는 Ac3점+10℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ac3점 미만으로 한다. 한편, Ac3점 이상으로 가열하면, 오스테나이트 단상의 온도역이 되지만, 본 발명에서 규정하고 있는 균열 시간 정도에서는, 가열 온도가 Ac3점+20℃ 이하이면, 균열 유지를 행하여도 소량의 폴리고날 페라이트가 잔존하기 때문에, 후술하는 것과 같이 균열 후의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 그러나, 가열 온도가 Ac1점+20℃를 하회하면, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉으로 되어, 소정량의 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등 및 잔류 γ가 수득되지 않기 때문에, 가공성이 열화된다. 따라서, 가열 온도는, Ac1점+20℃ 이상, 바람직하게는 Ac1점+30℃ 이상, 보다 바람직하게는 Ac1점+ 50℃ 이상이다.A predetermined amount of polygonal ferrite can be produced by setting the heating temperature to the two-phase temperature range of ferrite and austenite. In other words, if the heating temperature is too high, the austenite becomes a single-phase reversal and generation of polygonal ferrite is suppressed, so that elongation of the steel sheet can not be improved and workability is deteriorated. Therefore, the heating temperature is set to Ac 3 point + 20 ° C or less, preferably Ac 3 point + 10 ° C or less, more preferably Ac 3 point or less. On the other hand, if heating is carried out at an Ac 3 point or more, the austenite single phase phase becomes the temperature range. However, if the heating temperature is Ac 3 point + 20 ° C or lower, Since the old ferrite remains, a predetermined amount of polygonal ferrite can be produced by adjusting the average cooling rate after cracking as described later. However, when the heating temperature is lower than Ac 1 point + 20 ° C, the amount of polygonal ferrite is excessively increased, and a predetermined amount of bainite at high temperature inversely, and bainite at low temperature, and residual γ are not obtained. . Therefore, the heating temperature is equal to or higher than Ac 1 point + 20 ° C, preferably Ac 1 point + 30 ° C or higher, more preferably Ac 1 point + 50 ° C or higher.
상기 2상 온도역에서의 균열 시간이 50초를 하회하면, 강판을 균일하게 가열할 수 없기 때문에, 잔류 γ의 생성이 억제되어, 신도 및 국소 변형능이 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서, 균열 시간은 50초 이상, 바람직하게는 100초 이상으로 한다. 그러나, 균열 시간이 지나치게 길면, 오스테나이트 입경이 커져, 그것에 수반되어 폴리고날 페라이트립도 조대화되어, 신도 및 국소 변형능이 나빠지는 경향이 있다. 따라서, 균열 시간은 500초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450초 이하이다.If the cracking time at the two-phase temperature region is less than 50 seconds, the steel sheet can not be uniformly heated, so that the generation of residual? Is suppressed and the elongation and local deformability are lowered and the workability can not be improved. Therefore, the cracking time should be 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, if the cracking time is too long, the austenite grain size becomes large, and accordingly, the polygonal ferrite grains are also coarsened, and the elongation and local deformation tend to deteriorate. Therefore, the cracking time is preferably 500 seconds or less, and more preferably 450 seconds or less.
한편, 상기 냉연 강판을 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.On the other hand, the average heating rate at the time of heating the cold-rolled steel sheet to the two-phase temperature range may be set at 1 deg. C / sec or more, for example.
상기 Ac1점, Ac3점은, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로 「레슬리 철강 재료 과학」(마루젠주식회사, 1985년 5월 31일 발행, P.273)에 기재되어 있는 수학식 a, 수학식 b로부터 산출할 수 있다.The Ac 1 point and the Ac 3 point are the same as in the first high strength steel sheet as shown in Equation (a) and Equation (2) described in " Leslie Steel Materials Science " (Maruzen Co., b. < / RTI >
상기 2상 온도역으로 가열하여 50초간 이상 유지하여 균열화한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각한다. 2상 온도역 내지 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 범위를 소정의 평균 냉각 속도 이상으로 냉각함으로써, 소정량의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있고, 또한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양쪽을 생성시킬 수 있다. 이 온도역의 평균 냉각 속도가 2℃/초를 하회하면, 펄라이트 변태를 일으켜 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 신도가 저하되어 가공성이 열화된다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 그러나, 상기 구간의 평균 냉각 속도가 지나치게 크면, 소정량의 폴리고날 페라이트를 확보할 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도는 50℃/초 이하, 바람직하게는 40℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하로 한다.After heating to the two-phase temperature range and holding it for more than 50 seconds to be cracked, it is cooled to an arbitrary temperature (T) satisfying the expression (1) at an average cooling rate of 2 to 50 ° C / sec. It is possible to produce a predetermined amount of polygonal ferrite by cooling the range from the two-phase temperature region to the arbitrary temperature T satisfying the above-mentioned formula (1) to not less than the predetermined average cooling rate, And low temperature inversion bainite can be produced. If the average cooling rate in this temperature range is less than 2 占 폚 / sec, pearlite transformation occurs to cause excess pearlite, and the elongation is reduced and workability is deteriorated. The average cooling rate in this section is preferably 5 占 폚 / second or more, and more preferably 10 占 폚 / second or more. However, if the average cooling rate of the section is excessively large, a predetermined amount of polygonal ferrite can not be secured. Therefore, the average cooling rate is 50 DEG C / second or less, preferably 40 DEG C / second or less, and more preferably 30 DEG C / second or less.
상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각한 후는, 상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 10 내지 100초간 유지한 후, 상기 수학식 2를 만족하는 T2 온도역에서 200초간 이상 유지하다. T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 시간을 각기 적절히 제어함으로써, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성시킬 수 있다.After cooling to an arbitrary temperature (T) satisfying the expression (1), the temperature is maintained for 10 to 100 seconds in the T1 temperature range satisfying the expression (1) Hold for more than a second. By appropriately controlling the time to maintain the temperature in the T1 temperature region and the T2 temperature region, it is possible to generate the high-temperature inverse-produced bainite and the low-temperature inverse-produced bainite in predetermined amounts.
T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 때의 구체적인 조건에 대해서는 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 조건과 같기 때문에, 설명은 생략한다.Specific conditions for holding the steel in the T1 temperature region and the T2 temperature region are the same as those described in the first high-strength steel sheet, and the description thereof will be omitted.
상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지한 후는, 실온까지 냉각함으로써 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판을 제조할 수 있다.After holding for a predetermined time in the T2 temperature range, the second high strength steel sheet according to the present invention can be manufactured by cooling to room temperature.
상기 제 2 고강도 강판의 표면에는, 상기 제 1 고강도 강판과 마찬가지로, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 좋다.A hot-dip galvanized layer or a galvannealed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the second high-strength steel sheet in the same manner as the first high-strength steel sheet.
용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정되지 않고, 공지된 조건을 채용할 수 있다. 구체적인 조건은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.The conditions for forming the hot-dip galvanized layer or the galvannealed hot-dip galvanized layer are not particularly limited, and known conditions can be employed. Since the concrete conditions are the same as those of the first high strength steel sheet, the description is omitted.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.The technique of the present invention can be suitably applied particularly to a thin steel sheet having a thickness of 3 mm or less.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판에 대하여 설명했다.The second high strength steel sheet according to the present invention has been described above.
본원은, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080953호, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080954호, 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197670호, 및 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197671호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080953호, 2011년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2011-080954호, 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197670호, 및 2011년 9월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2011-197671호의 명세서의 전체 내용이, 본원에 참고를 위해 원용된다.The present application is based on Japanese Patent Application No. 2011-080953 filed on March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011-080954 filed on March 31, 2011, Japanese Patent Application filed on September 9, 2011 Japanese Patent Application No. 2011-197670 filed on September 9, 2011, and Japanese Patent Application No. 2011-197671 filed on September 9, 2011, all of which are incorporated herein by reference. Japanese Patent Application No. 2011-080953 filed on March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011-080954 filed on March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011 filed on September 9, 2011 And Japanese Patent Application No. 2011-197671, filed September 9, 2011, which are incorporated herein by reference in their entirety.
실시예Example
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이든 본 발명의 기술적 범위에 포함된다. 한편, 하기 실시예 1은, 상기 제 1 고강도 강판에 대한 실시예이며, 하기 실시예 2는, 상기 제 2 고강도 강판에 대한 실시예이다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, the present invention is not limited to the following Examples, and it is of course possible to carry out the present invention by appropriately modifying it within a range suitable for the purposes And they are all included in the technical scope of the present invention. On the other hand, Example 1 is an example of the first high strength steel sheet, and Example 2 is an example of the second high strength steel sheet.
[실시예 1][Example 1]
하기 표 1 또는 표 2에 나타내는 화학 성분 조성의 강(잔부는 철 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물)을 진공 용제(溶製)하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 1 또는 표 2에서, REM은, La을 50% 정도, Ce을 30% 정도 함유하는 미쉬 메탈을 이용했다.Experimental slabs were prepared by vacuum melting a steel having the chemical composition shown in Table 1 or Table 2 (the remainder being iron and unavoidable impurities other than P, S, N and O). In the following Table 1 or Table 2, REM used Mish Metal containing about 50% of La and about 30% of Ce.
하기 표 1 또는 표 2에 나타낸 화학 성분과, 상기 수학식 a에 기초하여 Ac1점, 상기 수학식 b에 기초하여 Ac3점을 산출하여, 결과를 하기 표 3 내지 표 5에 나타내었다.To the Table 1 or Table 2, based on the chemical composition and the formula a shown in calculating the Ac 3 point on the basis of the Ac 1 point, the equation b, The results are shown in Tables 3 to 5.
수득된 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 샘플을 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.The obtained slab was hot-rolled, then cold-rolled, and then continuously annealed to prepare a sample. The specific conditions are as follows.
실험용 슬래브를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하고, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 500℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 이 권취 온도(500℃)에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉(爐冷)하여 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.The test slab was heated and held at 1250 占 폚 for 30 minutes and then subjected to hot rolling so that the rolling reduction rate was about 90% and the finish rolling temperature was 920 占 폚. From this temperature, cooling was performed at an average cooling rate of 30 占 폚 / . After being wound, it was held at this coiling temperature (500 DEG C) for 30 minutes and then cooled to room temperature (furnace cooling) to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm.
수득된 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하고, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.The obtained hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled at a cold-rolling rate of 46% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
수득된 냉연 강판을, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 온도(℃)로 가열하고, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 시간 동안 유지하여 균열한 후, 다음으로 나타내는 4개 중 어느 패턴에 따라서 냉각하고, 연속 소둔하여 샘플을 제조했다.The obtained cold-rolled steel sheet was heated to the temperature (占 폚) shown in Tables 3 to 5 below, held for the time shown in Tables 3 to 5, and then cooled according to any of the following four patterns , And a sample was produced by continuous annealing.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)(Cooling pattern i: corresponding to (i) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 이 개시 온도(T)(℃)에서 유지하고, 이어서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 3 내지 표 5에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.After the cracks, the samples were cooled to the starting temperature (T) (占 폚) shown in Tables 3 to 5 below at the average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 3 to 5, And then cooled to the starting temperature (占 폚) in the T2 temperature range shown in Tables 3 to 5 shown below and maintained at this starting temperature. Tables 3 to 5 below show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range. The time (seconds) required to reach the starting temperature at the T2 temperature range at the time of completion of the holding at the T1 temperature range is shown.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)(Cooling pattern ii: corresponding to (ii) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 종료 온도(℃)까지 냉각하고, 이어서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 하기 표 3 내지 표 5에 나타내는 시간(초) 유지했다. 하기 표 3 내지 표 5에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.After the cracks were cooled to the starting temperature (T) (占 폚) shown in Tables 3 to 5 below at the average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 3 to 5 shown below, Cooled to the temperature (占 폚) and then cooled to the starting temperature (占 폚) in the T2 temperature range shown in Tables 3 to 5 shown below, and the time shown in Tables 3 to 5 shown below was maintained at this starting temperature. Tables 3 to 5 below show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range. The time (seconds) required to reach the starting temperature at the T2 temperature range at the time of completion of the holding at the T1 temperature range is shown.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)(Cooling pattern iii: corresponding to (iii) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 3, 표 4에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 3, 표 4에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 3, 표 4에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 3, 표 4에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.After the cracks were cooled to the starting temperature (T) (占 폚) shown in Tables 3 and 4 below at the average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 3 and 4, Cooled to the starting temperature (占 폚) in the temperature range, and maintained at this starting temperature. Tables 3 and 4 show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range.
(냉각 패턴 iv)(Cooling pattern iv)
균열 후, 하기 표 3에 나타내는 T1 온도역에서의 개시 온도(℃) 또는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 어느 개시 온도에서 유지했다. 즉, 하기 표 3의 No.8은, 균열 후, 420℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 3에 나타낸 T2 온도역에서의 체재 시간은, T2 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 3의 No.15는, 균열 후, 380℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 3에 나타낸 T1 온도역에서의 체재 시간은, T1 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 3에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.After the cracking, it was cooled to the starting temperature (占 폚) in the T1 temperature range or the starting temperature (占 폚) in the T2 temperature range shown in the following Table 3, and kept at any starting temperature. That is, No. 8 in Table 3 below is an example in which cooling is carried out at once (5 ° C / sec. Average cooling rate) without maintaining the temperature at 420 ° C for 450 seconds and then at room temperature after cracking. The staying time at the station shows the time required to pass through the T2 temperature range. No.15 of Table 3 below is an example in which cooling is carried out at once (average cooling rate is 5 deg. C / sec) without maintaining the temperature at 380 deg. C for 450 seconds after the cracking and then maintained at room temperature. Indicates the time required to pass through the T1 temperature range. Table 3 shows the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range.
한편, 표 3 내지 표 5에 나타낸 T1 온도역에서의 개시 온도, 종료 온도, T2 온도역에서의 개시 온도 중, ※ 표시를 붙인 값은, 본 발명에서 규정하고 있는 T1 온도역 또는 T2 온도역으로부터 벗어나 있지만, 설명의 편의상, 열 패턴을 나타내기 위해서, 각 란에 온도를 기재했다.On the other hand, among the starting temperature, the ending temperature, and the starting temperature at the T2 temperature range in the T1 temperature range shown in Tables 3 to 5, the value marked with * indicates the range from the T1 temperature range or the T2 temperature range defined in the present invention For convenience of explanation, in order to show a thermal pattern, the temperature is described in each column.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.Observation of the metal structure and evaluation of the mechanical properties of the obtained sample were carried out in the following procedure.
《금속 조직의 관찰》&Quot; Observation of metal structure "
금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트) 및 폴리고날 페라이트의 면적률은 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.Among the metal structures, the area ratio of the bainite at high temperature and the bainite at low temperature (i.e., low temperature inversion bainite + tempering martensite) and the polygonal ferrite were observed based on the results of scanning electron microscope (SEM) And the volume ratio of the residual? Was measured by a saturation magnetization method.
[(1) 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트의 면적률][(1) Area ratio of polygonal ferrite such as high-temperature inversely generated bainite, low-temperature inverse-produced bainite]
샘플의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 또한 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50㎛×약 50㎛로 했다.The surface of the sample parallel to the rolling direction of the sample was polished and subjected to electrolytic polishing. Then, the sample was detached and corroded, and the 1/4 position of the plate thickness was observed with a SEM at a magnification of 3,000 times for 5 days. The observation field of view was set to be about 50 탆 x about 50 탆.
다음으로, 관찰 시야 내에서, 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이들의 평균 간격에 의해서 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은, 점산법에 의해 측정했다.Next, in the observation field, the average interval of residual gamma and carbide observed as white or light gray was measured based on the above-described method. The area ratio of the high-temperature inversely generated bainite and the low-temperature inversely produced bainite, which are distinguished by the average spacing, was measured by the point-of-gravity method.
고온역 생성 베이나이트의 면적률(a)(%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(b)(%), 폴리고날 페라이트의 면적률(c)(%)을 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 또한, 상기 면적률(a), 합계 면적률(b) 및 면적률(c)의 합계 면적률(a+b+c)도 더불어 나타낸다.(B) (%) and the area ratio (c) (%) of polygonal ferrite to the area ratio (a) of the bainite at high temperature, the bainite at low temperature and the tempering martensite, 6 to Table 8. The total area ratio (a + b + c) of the area ratio (a), the total area ratio (b) and the area ratio (c) is also shown.
또한, 관찰 시야 내에 확인된 폴리고날 페라이트립의 원 상당 직경을 측정하여, 평균값을 구했다. 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 또한, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 경우를 평가 ○, 10㎛ 초과인 경우를 평가 △로 하여, 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.Further, the circle equivalent diameter of the polygonal ferrite grains identified in the observation field of view was measured to obtain an average value. The results are shown in Tables 6 to 8 below. The evaluations were evaluated as? When the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains was 10 占 퐉 or less, and evaluated as? When the average circle equivalent diameter was 10 占 퐉 or more. The evaluation results are shown in Tables 6 to 8 below.
[(2) 잔류 γ의 체적률][(2) Volume ratio of residual?
금속 조직 중 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 샘플의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열 처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하여, 하기 수학식으로부터 잔류 γ의 체적률(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리겐덴자제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)로 하여 실온에서 측정했다.The volume ratio of residual γ in the metal structure was measured by the saturation magnetization method. Specifically, the saturation magnetization (I) of the sample and the saturation magnetization (Is) of a standard sample subjected to heat treatment at 400 ° C for 15 hours were measured to determine the volume ratio Vγr of the residual γ from the following equation. The measurement of the saturation magnetization was carried out at room temperature with a maximum magnetization of 5000 (Oe) by using a direct magnetization B-H characteristic automatic recording apparatus "model BHS-40" manufactured by Ligenden.
Vγr = (1 - I/Is)×100 V? R = (1 - I / Is) 100
또한, 샘플의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경을 이용하여 관찰 배율 1000배로 5시야에 대하여 관찰하고, 잔류 γ와 담금질 마르텐사이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경(d)을 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만인 경우를 합격(○), 15% 이상인 경우를 불합격(×)으로 하여 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.Further, the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the sample was polished, observed with an optical microscope at an observation magnification of 1000 times at 5 fields, and the circle equivalent diameter d of the MA mixed phase in which residual γ and quenching martensite were combined, . The ratio of the number of MA mixed phases having the circle equivalent diameter d in the observation cross section exceeding 7 mu m was calculated for the total number of MA mixed phases. The evaluation results are shown in the following Tables 6 to 8 when the number ratio is less than 15% (∘) and 15% or more is not acceptable (×).
《기계적 특성의 평가》&Quot; Evaluation of mechanical properties &
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.The mechanical properties of the samples were evaluated according to tensile strength (TS), elongation (EL), hole enlargement ratio (?), Critical bending radius (R)
(1) 인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초하여 인장력 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201로 규정되는 5호 시험편을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.(1) The tensile strength (TS) and elongation (EL) were measured by performing a tensile force test based on JIS Z2241. A No. 5 test piece specified in JIS Z2201 was cut from the sample so that the direction perpendicular to the rolling direction of the sample was the longitudinal direction. The measurement results are shown in Tables 6 to 8 below.
(2) 신장 플랜지성은 구멍 확대율에 의해서 평가한다. 구멍 확대율(λ)은, 철강 연맹 규격 JFST 1001에 기초하여 구멍 확대 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.(2) The elongation flangeability is evaluated by the hole enlargement ratio. The hole enlargement ratio (?) Was measured by performing hole enlargement test based on JFE Steel Association JFST 1001. The measurement results are shown in Tables 6 to 8 below.
(3) 한계 굽힘 반경(R)은 JIS Z2248에 기초하여 V 굽힘 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)이 되도록, JIS Z2204로 규정되는 1호 시험편(판 두께: 1.4mm)을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 한편, V 굽힘 시험은, 균열이 발생되지 않도록 시험편의 길이 방향의 단면에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.(3) The limiting bending radius (R) was measured by performing a V-bending test based on JIS Z2248. A No. 1 test piece (plate thickness: 1.4 mm) specified in JIS Z2204 was cut out from the sample so that the direction perpendicular to the rolling direction of the sample was the longitudinal direction (the bending ridgeline coincided with the rolling direction). On the other hand, the V-bending test was conducted after mechanical grinding on the end face in the longitudinal direction of the test piece so as to prevent cracking.
다이와 펀치의 각도는 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꾸어 V 굽힘 시험을 행하여, 균열이 발생하지 않고서 구부릴 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경(R)으로서 구했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페(Lupe)를 이용하여 관찰하며, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.The angle of the die and the punch was set at 90 占 and the tip radius of the punch was changed in units of 0.5 mm to perform the V-bending test to determine the radius of the punch tip that can bend without generating cracks as the limit bending radius (R). The measurement results are shown in Tables 6 to 8 below. On the other hand, the presence or absence of cracking was observed using Lupe, and it was judged based on no hair cracking.
(4) 에릭센값은 JIS Z2247에 기초하여 에릭센 시험을 행하여 측정했다. 시험편은 90mm×90mm×두께 1.4mm가 되도록 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 에릭센 시험은, 펀치 직경이 20mm인 것을 이용하여 행했다. 측정 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다. 한편, 에릭센 시험에 의하면, 강판의 전체 신도 특성과 국부 연성의 양쪽에 의한 복합 효과를 평가할 수 있다.(4) The Ericksen value was measured by performing an Ericsen test based on JIS Z2247. The test piece was cut out from the sample so as to have a size of 90 mm x 90 mm x 1.4 mm thick. The Erichsen test was conducted using a punch having a diameter of 20 mm. The measurement results are shown in Tables 6 to 8 below. On the other hand, according to the Ericsen test, it is possible to evaluate the composite effect of both the total elongation characteristic of the steel sheet and the local ductility.
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS)에 상응한 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값의 기준에 따라서 평가했다. 즉, 강판의 TS에 따라서 요구되는 EL, λ, R, 에릭센값은 다르기 때문에, TS 레벨에 따라 하기 기준에 따라서 기계적 특성을 평가했다.The mechanical properties of the sample were evaluated according to the criteria of elongation (EL), hole enlargement ratio (?), Critical bending radius (R) and Ericksen's value corresponding to tensile strength (TS). That is, since EL, λ, R, and Ericens values required depending on the TS of the steel sheet are different, the mechanical properties were evaluated according to the TS level according to the following criteria.
하기 평가 기준에 따라서, EL, λ, R, 에릭센값의 모든 특성이 만족하고 있는 경우를 합격(○), 어느 특성이 기준값에 만족하지 않는 경우를 불합격(×)으로 하여, 평가 결과를 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸다.The evaluation results are shown in the following table (A), (B), (C), (C), and (C) 6 to Table 8.
(1) 780MPa 급의 경우 (1) In case of 780MPa class
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만TS: 780 MPa or more and less than 980 MPa
EL : 25% 이상EL: 25% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 1.0mm 이하R: 1.0 mm or less
에릭센값 : 10.4mm 이상 Eric Sen: 10.4mm or more
(2) 980MPa 급의 경우 (2) In the case of 980 MPa class
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만 TS: 980 MPa or more and less than 1180 MPa
EL : 19% 이상EL: 19% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 3.0mm 이하R: 3.0 mm or less
에릭센값 : 10.0mm 이상 Eric Sen: 10.0mm or more
(3) 1180MPa 급의 경우 (3) In case of 1180MPa class
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만 TS: 1180 MPa or more and less than 1270 MPa
EL : 15% 이상EL: 15% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 4.5mm 이하R: 4.5 mm or less
에릭센값 : 9.6mm 이상 Eric Sen: 9.6 mm or more
(4) 1270MPa 급의 경우 (4) In case of 1270 MPa class
TS : 1270MPa 이상 1370MPa 미만 TS: 1270 MPa or more and less than 1370 MPa
EL : 14% 이상EL: 14% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 5.5mm 이하R: 5.5 mm or less
에릭센값 : 9.4mm 이상 Eric Sen: 9.4mm or more
한편, 제 1 고강도 강판에서는, TS가 780MPa 이상 1370MPa 미만인 것을 전제로 하고 있고, TS가 780MPa 미만이거나, 1370MPa 이상인 경우는, EL, λ, R, 에릭센값이 양호하여도 대상외로 취급한다.On the other hand, in the case of the first high strength steel plate, it is premised that TS is 780 MPa or more and less than 1370 MPa. When TS is less than 780 MPa or 1370 MPa or more, EL, λ, R,
하기 표 1 내지 표 8로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 하기 표 6 내지 표 8에 나타낸 No.1 내지 70 중, No.4, 29, 31, 38, 55, 65, 67은 상기 패턴 i로 냉각한 예이며, No.7, 11, 14, 33은 상기 패턴 iii으로 냉각한 예이며, No.8, 15는 상기 패턴 iv로 냉각한 예이며, 나머지는 상기 패턴 ii로 냉각한 예이다.The following can be considered from the following Tables 1 to 8. Nos. 4, 29, 31, 38, 55, 65, and 67 among the Nos. 1 to 70 shown in Tables 6 to 8 below were cooled with the above pattern i, Examples 8 and 15 are examples of cooling with the pattern iv, and the rest are examples of cooling with the pattern ii.
하기 표 6 내지 표 8에서, 종합 평가에 ○가 표시되어 있는 예는, 어느 것이든 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 강판이며, 각 TS에 따라 정한 기계적 특성(EL, λ, R, 에릭센값)의 기준값을 만족하고 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 가공성 전반에 걸쳐 양호하다는 것을 알 수 있다.In the following Tables 6 to 8, an example in which? Is indicated in the comprehensive evaluation is a steel sheet satisfying the requirements specified in the present invention, and the mechanical properties (EL,?, R, Quot; value "). Therefore, it can be seen that the high-strength steel sheet of the present invention is good throughout the workability.
한편, 종합 평가에 ×가 표시되어 있는 예(표 6 내지 표 8에 나타낸 No.8, 13, 15, 29, 31, 34, 37, 41, 46, 48, 52, 60 내지 63)는, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 강판이다. 상세하게는 다음과 같다.On the other hand, examples (No. 8, 13, 15, 29, 31, 34, 37, 41, 46, 48, 52, 60 to 63 shown in Tables 6 to 8) It is a steel sheet which does not satisfy any requirement specified by the invention. The details are as follows.
표 6의 No.8은, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길고, 게다가 T2 온도역에서 유지하지 않고서 냉각한 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되었다. 따라서, λ가 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.13은, 2상 온도역에서 가열 유지한 후, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 작은 예이며, 펄라이트 변태가 일어나, 잔류 γ량이 확보되지 않고, 신도가 저하되어 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.15는, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 신도 및 국소 변형능(에릭센값)이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 6의 No.29는, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 2종의 온도로 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다.No. 8 in Table 6 is an example in which the holding time at the T1 temperature range is excessively long and the cooling is not carried out at the T2 temperature range and generation of the low temperature inversely generated bainite is suppressed. Also, a large number of coarse MA mixed phases were produced. Therefore,? Is small and workability is deteriorated. No.13 of Table 6 is an example in which the average cooling rate up to an arbitrary temperature (T) satisfying the above-mentioned formula (1) is excessively small after heating and holding at the two-phase temperature range, pearlite transformation occurs, The elongation is reduced and the workability is deteriorated. No.15 in Table 6 is an example in which after the crack treatment, the temperature is maintained at the temperature T2 in the range of T1 to the T2 temperature region without cooling. Temperature inversely generated bainite is hardly produced, and the elongation and local deformation (Ericksen value) are lowered and the workability is deteriorated. No. 29 in Table 6 is an example in which after the crack treatment, the temperature is not maintained at the T1 temperature range, the temperature is temporarily cooled to the T2 temperature region, and the temperature is maintained at two temperatures in this temperature range. T2 is maintained only in the temperature range, the bainite at high temperature is hardly produced, and the elongation is reduced, and the workability is deteriorated.
표 6의 No.31은, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 7의 No.34는, T1 온도역에서의 유지 시간이 길고, T2 온도역에서 유지하지 않는 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있다. 따라서, 에릭센값이 작아지고, 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.37은, 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 폴리고날 페라이트가 생성되지 않고, 신도가 저하되어 있다. 따라서, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.41은, 가열 온도가 지나치게 낮기 때문에, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어, 강도가 저하되어 있다.No. 31 in Table 6 is an example in which the holding time at the T1 temperature range is too short, and the amount of the bainite produced at high temperatures is too small, so the elongation is reduced and the workability is deteriorated. No. 34 in Table 7 is an example in which the holding time at the T1 temperature range is long and is not maintained at the T2 temperature range, and generation of low-temperature inversely generated bainite is suppressed. Also, a large number of coarse MA mixed phases are generated. Therefore, the Ericksen value is reduced, and the local deformability is lowered, so that the workability is not improved. In No. 37 of Table 7, because the heating temperature is too high, polygonal ferrite is not produced and the elongation is reduced. Therefore, the workability of the steel sheet can not be improved. In No. 41 of Table 7, since the heating temperature is too low, polygonal ferrite is excessively produced and the strength is lowered.
표 7의 No.46은, 2상 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 잔류 γ의 생성이 억제되기 때문에, 신도가 저하되어 있다. 또한, 에릭센값이 작고, 국소 변형능이 저하되어 있다. 따라서, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.48은, 균열 처리한 후, 본 발명에서 규정하는 T1 온도역의 온도를 초과하는 온도에서 유지하고, T1 온도역에서는 유지하지 않고, T2 온도역까지 냉각하여 이 온도역에서 유지한 예이다. 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어 있음과 함께, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 7의 No.52는, T1 온도역에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 온도로 냉각하여 T2 온도역에서는 유지하지 않은 예이며, 저온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, SEM 관찰에 의해 조대한 MA 혼합상이 다량으로 존재하고 있다는 것이 확인되어, 담금질 마르텐사이트가 많이 존재하기 때문에 강도가 지나치게 높아져 있다.No. 46 of Table 7 is an example in which the holding time at the two-phase temperature region is excessively short, and the generation of residual? Is suppressed, so that the elongation is reduced. Further, the Ericksen value is small and the local distortion is degraded. Therefore, the workability of the steel sheet can not be improved. No. 48 of Table 7 shows that after the crack treatment, the temperature is maintained at a temperature exceeding the T1 temperature range defined in the present invention, and the temperature is maintained at the T2 temperature range without being maintained at the T1 temperature range, It is an example. Polygonal ferrite is excessively produced, and the amount of bainite produced at high temperatures is low, so that the elongation is reduced and the workability is not improved. No.52 in Table 7 is an example in which the temperature is maintained at the T1 temperature range and then cooled to a temperature below the T2 temperature range and is not maintained at the T2 temperature range. It was confirmed that a large amount of the coarse MA mixed phase was present, and the strength was excessively high because quenched martensite was present in large quantities.
표 8의 No.60은, C량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도 및 에릭센값이 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 8의 No.61은, Si량이 지나치게 많은 예이며, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되어 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 따라서, 원하는 강도를 확보하지 못하고 있다. 표 8의 No.62는, Si량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량을 확보하지 못하고 있다. 따라서, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 8의 No.63은, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 담금질이 충분히 행해져 있지 않기 때문에, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되는 반면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되었다. 따라서, 신도 및 구멍 확대율이 작고, 에릭센값도 작아져, 가공성이 열화되어 있다.No. 60 in Table 8 shows an excessively small amount of C and an excessively small amount of residual? Produced, resulting in reduced elongation and erickens and deteriorated workability. No. 61 in Table 8 shows an excessively large amount of Si, and polygonal ferrite is excessively produced, and production of bannite at high temperature and bainite at low temperature is suppressed. Therefore, the desired strength can not be secured. No. 62 in Table 8 shows that the amount of Si is too small and the amount of residual? Is not ensured. Therefore, elongation is lowered and workability is deteriorated. No. 63 in Table 8 is an example in which the amount of Mn is too small and quenching is not sufficiently carried out, so that polygonal ferrite is excessively formed during cooling, while generation of low-temperature inversed bainite is suppressed. Therefore, the elongation and hole enlargement ratio are small, the Erichen value is also small, and the workability is deteriorated.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.From the above results, it can be understood that the present invention can provide a high strength steel sheet with improved workability.
다음으로, 상기 표 6, 표 7에 나타낸 980MPa 급의 강판 중, 본 발명에서 규정하고 있는 요건을 만족하는 예(No.3 내지 7, 9 내지 12, 14, 16 내지 27, 30, 32, 33, 35, 36, 38 내지 40, 42)에 대하여, 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 도 4에 나타낸다. 도 4에서, ●는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 결과, ■는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 초과인 결과를 나타내고 있다.Next, of the 980 MPa class steel sheets shown in Tables 6 and 7, those satisfying the requirements specified in the present invention (No. 3 to 7, 9 to 12, 14, 16 to 27, 30, 32, 33 , 35, 36, 38 to 40, 42), the relationship between the tensile strength (TS) and elongation (EL) is shown in Fig. In Fig. 4,? Represents the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains of 10 占 퐉 or less.? Represents the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains exceeds 10 占 퐉.
도 4로부터 분명한 것과 같이, 인장 강도(TS)가 같아도, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 10㎛ 이하로 억제함으로써 신도(EL)를 크게 할 수 있어, 가공성을 더한층 개선할 수 있다는 것을 알 수 있다.As apparent from Fig. 4, even when the tensile strength TS is the same, the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains can be suppressed to 10 mu m or less, whereby the elongation EL can be increased and the workability can be further improved .
[실시예 2][Example 2]
하기 표 9에 나타내는 화학 성분 조성의 강(잔부는 철 및 P, S, N, O 이외의 불가피 불순물)을 진공 용제하여 실험용 슬래브를 제조했다. 하기 표 9에서, REM은, La을 50% 정도, Ce을 30% 정도 함유하는 미쉬 메탈를 이용했다.Experimental slabs were prepared by vacuum melting the steel having the chemical composition shown in Table 9 (the remainder being iron and unavoidable impurities other than P, S, N, and O). In Table 9 below, REM used Mish metal containing about 50% of La and about 30% of Ce.
하기 표 9에 나타낸 화학 성분과, 상기 수학식 a에 기초하여 Ac1점, 상기 수학식 b에 기초하여 Ac3점을 산출하여, 결과를 하기 표 10, 표 11에 나타내었다.Ac points were calculated based on the chemical components shown in Table 9 below and Ac 1 point based on the equation (a) and Ac 3 points based on the equation (b), and the results are shown in Tables 10 and 11 below.
수득된 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 샘플을 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.The obtained slab was hot-rolled, then cold-rolled, and then continuously annealed to prepare a sample. The specific conditions are as follows.
실험용 슬래브를 1250℃에서 30분간 가열 유지한 후, 압하율을 약 90%로 하여, 마무리 압연 온도가 920℃가 되도록 열간 압연하고, 이 온도로부터 평균 냉각 속도 30℃/초로 권취 온도 500℃까지 냉각하여 권취했다. 권취한 후, 이 권취 온도(500℃)에서 30분간 유지하고, 이어서 실온까지 노냉하고 판 두께 2.6mm의 열연 강판을 제조했다.The test slab was heated and held at 1250 占 폚 for 30 minutes and hot rolled to a rolling reduction of about 90% to a finish rolling temperature of 920 占 폚 and cooled from this temperature to an average cooling rate of 30 占 폚 / . After winding, the steel sheet was held at the coiling temperature (500 DEG C) for 30 minutes, followed by cooling to room temperature to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm.
수득된 열연 강판을 산세하여 표면 스케일을 제거하고 나서, 냉연율 46%로 냉간 압연을 행하고, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제조했다.The obtained hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled at a cold-rolling rate of 46% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
수득된 냉연 강판을, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 온도(℃)로 가열하고, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 시간 동안 유지하여 균열한 후, 다음으로 나타내는 4개 중 어느 패턴에 따라서 냉각하고, 연속 소둔하여 샘플을 제조했다.The obtained cold-rolled steel sheet was heated to the temperature (占 폚) shown in Tables 10 and 11 below, held for the time shown in Tables 10 and 11, and then cooled according to any of the following four patterns , And a sample was produced by continuous annealing.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)(Cooling pattern i: corresponding to (i) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 이 개시 온도(T)(℃)에서 유지하고, 이어서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.After the cracks, the sample was cooled to the start temperature (T) (占 폚) shown in Tables 10 and 11 below at an average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 10 and 11 below, And then cooled to the starting temperature (占 폚) in the T2 temperature range shown in Tables 10 and 11 shown below and maintained at this starting temperature. Table 10 and Table 11 below show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range. The time (seconds) required to reach the starting temperature at the T2 temperature range at the time of completion of the holding at the T1 temperature range is shown.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)(Cooling pattern ii: corresponding to (ii) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 종료 온도(℃)까지 냉각하고, 이어서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 하기 표 10, 표 11에 나타내는 시간(초) 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다. 또한, T1 온도역에서 유지를 완료한 시점에서, T2 온도역에서의 개시 온도에 도달하기까지의 시간(초)을 나타내었다.After the cracks were cooled to the starting temperature (T) (占 폚) shown in Tables 10 and 11 below at the average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 10 and 11 below, Cooled to the temperature (占 폚) and then cooled to the starting temperature (占 폚) in the T2 temperature range shown in Tables 10 and 11 below, and the time shown in the following Tables 10 and 11 was maintained at this starting temperature. Table 10 and Table 11 below show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range. The time (seconds) required to reach the starting temperature at the T2 temperature range at the time of completion of the holding at the T1 temperature range is shown.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)(Cooling pattern iii: corresponding to (iii) in Fig. 3)
균열 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 평균 냉각 속도(℃/초)로 하기 표 10, 표 11에 나타내는 개시 온도(T)(℃)로 냉각한 후, 하기 표 10, 표 11에 나타내는 T2 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도로 유지했다. 하기 표 10, 표 11에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.After the cracks were cooled to the starting temperature (T) (占 폚) shown in Tables 10 and 11 below at the average cooling rate (占 폚 / sec) shown in Tables 10 and 11 below, Cooled to the starting temperature (占 폚) in the temperature range, and maintained at this starting temperature. Table 10 and Table 11 below show the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range.
(냉각 패턴 iv)(Cooling pattern iv)
균열 후, 하기 표 10에 나타내는 T1 온도역에서의 개시 온도(℃)까지 냉각하고, 이 개시 온도에서 유지했다. 즉, 하기 표 10의 No.19는, 균열 후, 420℃에서 450초간 유지하고 나서 실온까지 유지함이 없이 단숨에 냉각(평균 냉각 속도는 5℃/초)한 예이며, 하기 표 10에 나타낸 T2 온도역에서의 체재 시간은, T2 온도역을 통과하는 데 필요한 시간을 나타내고 있다. 하기 표 10에는, T1 온도역에서의 체재 시간(초)과 T2 온도역에서의 체재 시간(초)을 나타낸다.After the cracks, they were cooled to the starting temperature (占 폚) in the T1 temperature range shown in Table 10 below and held at this starting temperature. That is, No. 19 in Table 10 below is an example in which cooling is carried out at once (5 ° C / sec. Average cooling rate) without keeping the temperature at 420 ° C for 450 seconds after the cracking, The staying time at the station shows the time required to pass through the T2 temperature range. Table 10 below shows the staying time (seconds) in the T1 temperature range and the staying time (seconds) in the T2 temperature range.
한편, 표 10에 나타낸 T1 온도역에서의 개시 온도, 종료 온도, T2 온도역에서의 개시 온도 중, ※ 표시를 붙인 값은, 본 발명에서 규정하고 있는 T1 온도역 또는 T2 온도역으로부터 벗어나 있지만, 설명의 편의상, 열 패턴을 나타내기 위해서, 각 란에 온도를 기재했다.On the other hand, among the start temperature, the end temperature and the start temperature at the T2 temperature range in the T1 temperature range shown in Table 10, the value marked with * is deviated from the T1 temperature range or T2 temperature range defined in the present invention, For convenience of explanation, in order to show a thermal pattern, the temperature is described in each column.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.Observation of the metal structure and evaluation of the mechanical properties of the obtained sample were carried out in the following procedure.
《금속 조직의 관찰》&Quot; Observation of metal structure "
금속 조직 중, 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트)의 면적률은 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.The area ratio of polygonal ferrite, bainite at high temperature inversion, and bainite at low temperature inversion (i.e., low temperature inversion bainite + tempering martensite) in the metal structure was determined based on the results of scanning electron microscope (SEM) And the volume ratio of the residual? Was measured by a saturation magnetization method.
[(1) 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률][(1) Area ratio of polygonal ferrite, high temperature inverse bainite and low temperature inverse bainite]
샘플의 압연 방향에 평행한 단면에 대하여, 표면을 연마하고, 또한 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50㎛×약 50㎛로 했다.The surface of the sample parallel to the rolling direction of the sample was polished and subjected to electrolytic polishing. Then, the sample was detached and corroded, and the 1/4 position of the plate thickness was observed with a SEM at a magnification of 3,000 times for 5 days. The observation field of view was set to be about 50 탆 x about 50 탆.
다음으로, 관찰 시야 내에서, 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이들의 평균 간격에 의해서 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은, 점산법에 의해 측정했다.Next, in the observation field, the average interval of residual gamma and carbide observed as white or light gray was measured based on the above-described method. The area ratio of the high-temperature inversely generated bainite and the low-temperature inversely produced bainite, which are distinguished by the average spacing, was measured by the point-of-gravity method.
폴리고날 페라이트의 면적률(a)(%), 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)(%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)(%)을 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 또한, 상기 면적률(a), 면적률(b) 및 합계 면적률(c)의 합계 면적률(a+b+c)도 더불어 나타낸다.The area ratio (c) (%) of the low temperature inversion bainite and the tempered martensite is shown in the following table (a), (b) and 12, Table 13. The total area ratio (a + b + c) of the area ratio (a), the area ratio (b) and the total area ratio (c) is also shown.
또한, 관찰 시야 내에 확인된 폴리고날 페라이트립의 원 상당 직경을 측정하여, 평균값을 구했다. 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 또한, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 경우를 평가 ○, 10㎛ 초과인 경우를 평가 △로 하여, 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.Further, the circle equivalent diameter of the polygonal ferrite grains identified in the observation field of view was measured to obtain an average value. The results are shown in Tables 12 and 13 below. The evaluations were evaluated as? When the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains was 10 占 퐉 or less, and when it was more than 10 占 퐉, evaluation results were shown in Tables 12 and 13 below.
[(2) 잔류 γ의 체적률][(2) Volume ratio of residual?
금속 조직 중 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 샘플의 포화 자화(I)와, 400℃에서 15시간 열 처리한 표준 시료의 포화 자화(Is)를 측정하여, 하기 수학식으로부터 잔류 γ의 체적률(Vγr)을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리겐덴자제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)로 하여 실온에서 측정했다.The volume ratio of residual γ in the metal structure was measured by the saturation magnetization method. Specifically, the saturation magnetization (I) of the sample and the saturation magnetization (Is) of a standard sample subjected to heat treatment at 400 ° C for 15 hours were measured to determine the volume ratio Vγr of the residual γ from the following equation. The measurement of the saturation magnetization was carried out at room temperature with a maximum magnetization of 5000 (Oe) by using a direct magnetization B-H characteristic automatic recording apparatus "model BHS-40" manufactured by Ligenden.
Vγr = (1 - I/Is)×100V? R = (1 - I / Is) 100
또한, 샘플의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경을 이용하여 관찰 배율 1000배로 5시야에 대하여 관찰하고, 잔류 γ와 담금질 마르텐사이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경(d)을 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. 개수 비율이 15% 미만인 경우를 합격(○), 15% 이상인 경우를 불합격(×)으로 하여 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.Further, the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the sample was polished, observed with an optical microscope at an observation magnification of 1000 times at 5 fields, and the circle equivalent diameter d of the MA mixed phase in which residual γ and quenching martensite were combined, . The ratio of the number of MA mixed phases having the circle equivalent diameter d in the observation cross section exceeding 7 mu m was calculated for the total number of MA mixed phases. The evaluation results are shown in Tables 12 and 13 below when the number ratio is less than 15% (∘) and 15% or more is rejected (×).
《기계적 특성의 평가》&Quot; Evaluation of mechanical properties &
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.The mechanical properties of the samples were evaluated according to tensile strength (TS), elongation (EL), hole enlargement ratio (?), Critical bending radius (R)
(1) 인장 강도(TS)와 신도(EL)는 JIS Z2241에 기초하여 인장력 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향이 되도록, JIS Z2201로 규정되는 5호 시험편을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.(1) The tensile strength (TS) and elongation (EL) were measured by performing a tensile force test based on JIS Z2241. A No. 5 test piece specified in JIS Z2201 was cut from the sample so that the direction perpendicular to the rolling direction of the sample was the longitudinal direction. The measurement results are shown in Tables 12 and 13 below.
(2) 신장 플랜지성은 구멍 확대율에 의해서 평가한다. 구멍 확대율(λ)은, 철강연맹 규격 JFST 1001에 기초하여 구멍 확대 시험을 행하여 측정했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.(2) The elongation flangeability is evaluated by the hole enlargement ratio. The hole enlargement ratio (?) Was measured by performing hole enlargement test based on JFE Steel Association JFST 1001. The measurement results are shown in Tables 12 and 13 below.
(3) 한계 굽힘 반경(R)은 JIS Z2248에 기초하여 V 굽힘 시험을 행하여 측정했다. 시험편은, 샘플의 압연 방향에 대하여 수직 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)이 되도록, JIS Z2204로 규정되는 1호 시험편(판 두께: 1.4mm)을 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 한편, V 굽힘 시험은, 균열이 발생되지 않도록 시험편의 길이 방향의 단면에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.(3) The limiting bending radius (R) was measured by performing a V-bending test based on JIS Z2248. A No. 1 test piece (plate thickness: 1.4 mm) specified in JIS Z2204 was cut out from the sample so that the direction perpendicular to the rolling direction of the sample was the longitudinal direction (the bending ridgeline coincided with the rolling direction). On the other hand, the V-bending test was conducted after mechanical grinding on the end face in the longitudinal direction of the test piece so as to prevent cracking.
다이와 펀치의 각도는 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꾸어 V 굽힘 시험을 행하여, 균열이 발생하지 않고서 구부릴 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경(R)으로서 구했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페를 이용하여 관찰하며, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.The angle of the die and the punch was set at 90 占 and the tip radius of the punch was changed in units of 0.5 mm to perform the V-bending test to determine the radius of the punch tip that can bend without generating cracks as the limit bending radius (R). The measurement results are shown in Tables 12 and 13 below. On the other hand, the presence or absence of cracking was observed using a loupe and judged based on the absence of hair cracks.
(4) 에릭센값은 JIS Z2247에 기초하여 에릭센 시험을 행하여 측정했다. 시험편은 90mm×90mm×두께 1.4mm가 되도록 샘플로부터 잘라낸 것을 이용했다. 에릭센 시험은, 펀치 직경이 20mm인 것을 이용하여 행했다. 측정 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다. 한편, 에릭센 시험에 의하면, 강판의 전체 신도 특성과 국부 연성의 양쪽에 의한 복합 효과를 평가할 수 있다.(4) The Ericksen value was measured by performing an Ericsen test based on JIS Z2247. The test piece was cut out from the sample so as to have a size of 90 mm x 90 mm x 1.4 mm thick. The Erichsen test was conducted using a punch having a diameter of 20 mm. The measurement results are shown in Tables 12 and 13 below. On the other hand, according to the Ericsen test, it is possible to evaluate the composite effect of both the total elongation characteristic of the steel sheet and the local ductility.
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS)에 상응한 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값의 기준에 따라서 평가했다. 즉, 강판의 TS에 따라서 요구되는 EL, λ, R, 에릭센값은 다르기 때문에, TS 레벨에 따라 하기 기준에 따라서 기계적 특성을 평가했다.The mechanical properties of the sample were evaluated according to the criteria of elongation (EL), hole enlargement ratio (?), Critical bending radius (R) and Ericksen's value corresponding to tensile strength (TS). That is, since EL, λ, R, and Ericens values required depending on the TS of the steel sheet are different, the mechanical properties were evaluated according to the TS level according to the following criteria.
하기 평가 기준에 따라서, EL, λ, R, 에릭센값의 모든 특성이 만족하고 있는 경우를 합격(○), 어느 특성이 기준값에 만족하지 않는 경우를 불합격(×)으로 하여, 평가 결과를 하기 표 12, 표 13에 나타낸다.The evaluation results are shown in the following table (A), (B), (C), (C), and (C) 12, Table 13.
(1) 590MPa 급의 경우 (1) In case of 590MPa class
TS : 590MPa 이상 780MPa 미만TS: 590 MPa or more and less than 780 MPa
EL : 34% 이상EL: 34% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 0.5mm 이하R: 0.5 mm or less
에릭센값 : 10.8mm 이상 Eric Sen: 10.8mm or more
(2) 780MPa 급의 경우 (2) In case of 780MPa class
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만TS: 780 MPa or more and less than 980 MPa
EL : 25% 이상EL: 25% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 1.0mm 이하R: 1.0 mm or less
에릭센값 : 10.4mm 이상 Eric Sen: 10.4mm or more
(3) 980MPa 급의 경우 (3) In the case of 980 MPa class
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만TS: 980 MPa or more and less than 1180 MPa
EL : 19% 이상EL: 19% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 3.0mm 이하R: 3.0 mm or less
에릭센값 : 10.0mm 이상 Eric Sen: 10.0mm or more
(4) 1180MPa 급의 경우 (4) In case of 1180MPa class
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만TS: 1180 MPa or more and less than 1270 MPa
EL : 15% 이상EL: 15% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 4.5mm 이하R: 4.5 mm or less
에릭센값 : 9.6mm 이상 Eric Sen: 9.6 mm or more
한편, 제 2 고강도 강판에서는, TS가 590MPa 이상 1270MPa 미만인 것을 전제로 하고 있고, TS가 590MPa 미만이거나, 1270MPa 이상인 경우는, EL, λ, R, 에릭센값이 양호하여도 대상외로 취급한다.On the other hand, in the second high strength steel sheet, it is premised that TS is less than 590 MPa and less than 1270 MPa. When TS is less than 590 MPa or 1270 MPa or more, EL, λ, R,
하기 표 9 내지 표 13으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 하기 표 12, 표 13에 나타낸 No.1 내지 43 중, No.1, 3, 4, 11, 14, 15, 20, 28은 상기 패턴 i로 냉각한 예이며, No.2, 6은 상기 패턴 iii으로 냉각한 예이며, No.19는 상기 패턴 iv로 냉각한 예이며, 나머지는 상기 패턴 ii로 냉각한 예이다.From the following Tables 9 to 13, it can be considered as follows. Nos. 1, 3, 4, 11, 14, 15, 20, and 28 among the Nos. 1 to 43 shown in Tables 12 and 13 are examples cooled by the pattern i, iii, No. 19 is an example of cooling with the pattern iv, and the remainder is an example of cooling with the pattern ii.
하기 표 12, 표 13에서, 종합 평가에 ○가 표시되어 있는 예는, 어느 것이든 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있는 강판이며, 각 TS에 따라 정한 기계적 특성(EL, λ, R, 에릭센값)의 기준값을 만족하고 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판은, 신도 및 국소 변형능이 우수하고, 가공성 전반에 걸쳐 양호하다는 것을 알 수 있다.In the following Tables 12 and 13, an example in which? Is indicated in the comprehensive evaluation is a steel sheet satisfying the requirements specified in the present invention, and the mechanical characteristics (EL, Quot; value "). Therefore, it can be seen that the high-strength steel sheet of the present invention is excellent in elongation and local deformation, and is good throughout the workability.
한편, 종합 평가에 ×가 표시되어 있는 예(표 12, 표 13에 나타낸 No.4, 8, 9, 12, 15, 18 내지 20, 31, 34 내지 36)는, 본 발명에서 규정하는 어느 요건을 만족하지 않는 강판이다. 구체적으로는 다음과 같다.On the other hand, examples (No.4, 8, 9, 12, 15, 18 to 20, 31, and 34 to 36 shown in Table 12 and Table 13) Is not satisfied. Specifically, it is as follows.
표 12의 No.4는, 2상 온도역에서 가열 유지한 후, 상기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮은 예이며, 펄라이트 변태를 일으켜, 원하는 잔류 γ량이 수득되고 있지 않다. 따라서, 강도 부족으로 되어 있다. 표 12의 No.8은, 2상 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧은 예이며, 잔류 γ의 생성량을 확보하지 못하고 있기 때문에, 강도 부족이 되었다. 표 12의 No.9는, 균열 처리한 후, 본 발명에서 규정하는 T1 온도역의 온도를 초과하는 온도에서 유지하고, T1 온도역에서는 유지하지 않고, T2 온도역까지 냉각하여 이 온도역에서 유지한 예이다. 폴리고날 페라이트가 많이 생성됨으로써 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적고, 잔류 γ의 생성량도 적어졌기 때문에, 신도 및 에릭센값이 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다.No. 4 of Table 12 is an example in which the average cooling rate at the time of cooling to an arbitrary temperature (T) satisfying the above-mentioned formula (1) after heating and holding at the two-phase temperature range is too low, causing pearlite transformation, The desired residual? Amount is not obtained. Therefore, the strength is insufficient. No. 8 in Table 12 is an example in which the holding time at the two-phase temperature region is too short, and the generation amount of the residual? Is not ensured, resulting in insufficient strength. No. 9 in Table 12 is retained at a temperature exceeding the temperature in the T1 temperature range defined in the present invention after being subjected to the cracking treatment and cooled to the T2 temperature range without being maintained at the T1 temperature range, It is an example. A large amount of polygonal ferrite is produced, so that the amount of produced bismuth at high temperature is low and the amount of residual? Is reduced. Therefore, the elongation and Ericksen values are lowered and the workability is not improved.
표 12의 No.12는, T1 온도역에서 유지한 후, T2 온도역을 하회하는 온도로 냉각했기 때문에, T2 온도역에서는 유지하지 않은 예이며, 저온역 생성 베이나이트가 거의 생성되지 않고, SEM 관찰에 의해 조대한 MA 혼합상이 다량으로 존재하고 있다는 것이 확인되어, 담금질 마르텐사이트가 많이 존재하고 있었다. 따라서, 신도, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경, 에릭센값의 모두가 본 발명에서 규정하는 합격 기준을 만족하지 않아, 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 12의 No.15는, T1 온도역에서의 유지 시간이 길고, T2 온도역에서 유지하지 않는 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되어 있다. 따라서, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경이 작고, 에릭센값도 작아져 국소 변형능이 저하되고, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다.No.12 in Table 12 is an example in which the temperature is maintained in the T2 temperature range because the temperature is kept below the T2 temperature range after the temperature is maintained in the T1 temperature range and the low temperature inversion bainite is hardly generated, By observation, it was confirmed that a large amount of coarse MA mixed phase was present, and quenched martensite was present in large amounts. Therefore, all of the elongation, the hole enlargement ratio, the limit bending radius, and the Ericksen value do not satisfy the acceptance criterion stipulated in the present invention, so that the workability can not be improved. No.15 in Table 12 is an example in which the holding time at the T1 temperature range is long and is not maintained at the T2 temperature range, and generation of low-temperature inversely generated bainite is suppressed. Also, a large number of coarse MA mixed phases are generated. Accordingly, the hole enlargement ratio and the limit bending radius are small, the Ericksen value is also reduced, the local deformability is lowered, and the workability of the steel sheet is not improved.
표 12의 No.18은, 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 폴리고날 페라이트가 거의 생성되지 않고, 또한 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉으로 되어 있다. 따라서, 신도가 저하되고, 강판의 가공성을 개선하지 못하고 있다. 표 12의 No.19는, T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 길고, 게다가 T2 온도역에서 유지하지 않고서 냉각한 예이며, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되어 있다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 많이 생성되었다. 따라서, 구멍 확대율이 작고, 또한 에릭센값이 작아져 국소 변형능이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 12의 No.20은, 균열 처리한 후, T1 온도역에서 유지하지 않고, T2 온도역까지 단숨에 냉각하여, 이 온도역에서 2종의 온도로 유지한 예이다. T2 온도역에서만 유지해 있기 때문에, 고온역 생성 베이나이트가 거의 생성되어 있지 않고, 또한 잔류 γ도 거의 생성되어 있지 않다. 따라서, 신도 및 에릭센값이 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.31은, 가열 온도가 지나치게 낮은 예이며, 폴리고날 페라이트의 생성량이 많아져, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등 및 잔류 γ가 전혀 생성되지 않았다. 따라서, 신도가 저하되어, 가공성을 개선하지 못하고 있다.In No. 18 of Table 12, since the heating temperature is excessively high, polygonal ferrite is scarcely generated, and the amount of produced bismuth in high temperature and bynite in low temperature is excessively produced. Therefore, the elongation is lowered and the workability of the steel sheet is not improved. No. 19 in Table 12 shows an example in which the holding time at the T1 temperature range is too long and the cooling is not performed at the T2 temperature range and generation of the low temperature inverse bainite is suppressed. Also, a large number of coarse MA mixed phases were produced. Therefore, the hole enlargement ratio is small, the Erichen value is small, the local deformability is lowered, and the workability is deteriorated. No. 20 in Table 12 is an example in which after the crack treatment, the temperature is not maintained at the T1 temperature range, the temperature is temporarily cooled to the T2 temperature region, and the temperature is maintained at two temperatures in this temperature range. Temperature inversion temperature bainite is hardly generated, and residual γ is hardly generated. Therefore, the elongation and Ericens values are lowered and the workability is deteriorated. No. 31 in Table 13 is an example in which the heating temperature is excessively low, and the amount of polygonal ferrite produced is large, so that no high-temperature in-produced bainite, low-temperature in-produced bainite, or the like and no residual? Therefore, the elongation is lowered and the workability is not improved.
표 13의 No.34는, C량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도 및 에릭센값이 작아져, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.35는, Si량이 지나치게 적은 예이며, 잔류 γ의 생성량이 지나치게 적기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성이 열화되어 있다. 표 13의 No.36은, Mn량이 지나치게 적은 예이며, 담금질이 충분히 행해져 있지 않기 때문에, 냉각 중에 폴리고날 페라이트의 생성이 촉진되는 반면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성이 억제되었다. 따라서, 신도, 구멍 확대율, 한계 굽힘 반경이 작아져, 가공성이 열화되어 있다.No. 34 of Table 13 shows that the amount of C is too small and the amount of residual? Is too small, so that the elongation and Ericens values are reduced and the workability is deteriorated. No. 35 of Table 13 shows an extremely small amount of Si and an excessively small amount of residual? Is produced, so that elongation is reduced and workability is deteriorated. No. 36 of Table 13 is an example in which the amount of Mn is too small and since quenching is not sufficiently carried out, the generation of polygonal ferrite is promoted during cooling, while generation of low-temperature inversely generated bainite is suppressed. Therefore, elongation, hole enlargement ratio and limit bending radius are reduced, and the workability is deteriorated.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.From the above results, it can be understood that the present invention can provide a high strength steel sheet with improved workability.
다음으로, 상기 표 12, 표 13에 나타낸 780MPa 급의 강판 중, 본 발명에서 규정하고 있는 요건을 만족하는 예(No.3, 5 내지 7, 11, 14, 16, 17, 23 내지 26, 30, 32, 37 내지 43)에 대하여, 인장 강도(TS)와 신도(EL)의 관계를 도 5에 나타낸다. 도 5에서, ●는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하인 결과, ■는 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 초과인 결과를 나타내고 있다.Next, of the steel sheets of 780 MPa class shown in Tables 12 and 13, those satisfying the requirements specified in the present invention (No. 3, 5 to 7, 11, 14, 16, 17, 23 to 26, 30 , 32 and 37 to 43, the relationship between the tensile strength (TS) and elongation (EL) is shown in Fig. 5,? Represents the average circle-equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains of 10 占 퐉 or less.? Represents the average circle-equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains exceeding 10 占 퐉.
도 5로부터 분명한 것과 같이, 인장 강도(TS)가 같아도, 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)을 10㎛ 이하로 억제함으로써 신도(EL)를 크게 할 수 있어, 가공성을 더한층 개선할 수 있다는 것을 알 수 있다.5, even when the tensile strength TS is the same, the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains can be suppressed to 10 占 퐉 or less, whereby the elongation EL can be increased and the workability can be further improved .
Claims (6)
C: 0.10 내지 0.3%,
Si: 1.0 내지 3%,
Mn: 1.0 내지 2.5%,
Al: 0.005 내지 3%를 함유하고, 또한
P: 0.1% 이하,
S: 0.05% 이하를 만족하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
당해 강판의 금속 조직은, 폴리고날 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
(1) 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
(1a) 상기 폴리고날 페라이트의 면적률(a)이 금속 조직 전체에 대하여 50% 초과 85% 이하이며,
(1b) 상기 베이나이트는,
인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 이상인 고온역 생성 베이나이트와,
인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리의 평균 간격이 1㎛ 미만인 저온역 생성 베이나이트의 복합 조직으로 구성되어 있고,
상기 고온역 생성 베이나이트의 면적률(b)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%,
상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률(c)이 금속 조직 전체에 대하여 5 내지 40%를 만족하며,
(2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상 30% 이하
인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판.In terms of% by mass,
C: 0.10 to 0.3%
Si: 1.0 to 3%
Mn: 1.0 to 2.5%
Al: 0.005 to 3%, and further contains
P: not more than 0.1%
S: 0.05% or less,
And the remainder being iron and unavoidable impurities,
The metal structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and retained austenite,
(1) When a metal structure was observed with a scanning electron microscope,
(1a) The area ratio (a) of the polygonal ferrite is more than 50% to 85%
(1b)
A high temperature inversely generated bainite having an average interval of distances between the adjacent retained austenites, adjacent carbides, or adjacent carbides located adjacent to each other,
And a composite structure of low-temperature inversely generated bainites having an average interval of distances between the adjacent retained austenites, adjacent carbides, or adjacent carbides located adjacent to each other and center positions of less than 1 mu m,
The area ratio (b) of the high temperature inversely generated bainite is 5 to 40%
The total area ratio (c) of the low temperature inversion bainite and the tempering martensite satisfies 5 to 40% with respect to the entire metal structure,
(2) the volume percentage of the retained austenite measured by the saturation magnetization method is not less than 5% and not more than 30%
Wherein the high-strength steel sheet is excellent in workability.
상기 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰했을 때에, 담금질 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 복합된 MA 혼합상이 존재하고 있는 경우에는, MA 혼합상의 전체 개수에 대하여, 관찰 단면에서의 원 상당 직경(d)이 7㎛ 초과를 만족하는 MA 혼합상의 개수 비율이 15% 미만(0%를 포함한다)인 고강도 강판.The method according to claim 1,
When the metal structure is observed with an optical microscope, when the MA mixed phase in which quenched martensite and retained austenite are present is present, the circle-equivalent diameter d in the observation cross section is preferably 7 A high strength steel sheet having a number ratio of MA mixed phases satisfying 탆 or more is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 고강도 강판.The method according to claim 1,
(D) of the polygonal ferrite grains is not larger than 10 탆 (not including 0 탆).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서, 이하의 (a)∼(e)의 1종 이상을 함유하는 고강도 강판.
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 중 한쪽 또는 양쪽
(b) Ti: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다), Nb: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 V: 0.15% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 중 한쪽 또는 양쪽
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다)
(e) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mg: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및 희토류 원소: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상The method according to claim 1,
The steel sheet further contains at least one of the following elements (a) to (e) as other elements.
(a) one or both of Cr: not more than 1% (not including 0%) and Mo: not more than 1% (not including 0%)
(b) Ti: not more than 0.15% (not including 0%), Nb: not more than 0.15% (not including 0%), and V: not more than 0.15% One or more species
(c) one or both of Cu: not more than 1% (not including 0%) and Ni: not more than 1% (not including 0%)
(d) B: 0.005% or less (not including 0%)
(e) selected from the group consisting of 0.01% or less Ca (not including 0%), 0.01% or less (excluding 0%) and rare earth elements: 0.01% or less More than one kind
상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 강판.The method according to claim 1,
A high strength steel sheet having a hot-dip galvanized layer or a galvannealed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
Ac1점+20℃ 이상 Ac3점 미만의 페라이트와 오스테나이트의 2상 온도역으로 가열하는 공정과,
당해 온도역에서 50초간 이상 유지하는 공정과,
하기 수학식 1을 만족하는 임의의 온도(T)까지 평균 냉각 속도 2 내지 50℃/초로 냉각하는 공정과,
하기 수학식 1을 만족하는 온도역에서 10 내지 100초간 유지하는 공정과,
하기 수학식 2를 만족하는 온도역에서 200초간 이상 유지하는 공정을,
이 순서로 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃A method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 5,
A step of heating to a two-phase temperature range of ferrite and austenite of 1 point Ac + 20 degrees C or more and less than 3 points of Ac,
Holding at least 50 seconds in the temperature range,
Cooling to an arbitrary temperature (T) satisfying the following formula (1) at an average cooling rate of 2 to 50 占 폚 / sec,
Holding for 10 to 100 seconds in a temperature range satisfying the following formula (1)
Wherein the step of maintaining at least 200 seconds in a temperature range satisfying the following formula (2)
Wherein the high-strength steel sheet comprises the steel sheet in this order.
[Equation 1]
400 占 폚? T1 (占 폚)? 540 占 폚
&Quot; (2) "
200 占 폚? T2 (占 폚) <400 占 폚
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