KR20130125829A - 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.Provided are a high strength steel sheet excellent in workability with improved elongation and local deformation ability, and a method for producing the same. A steel sheet containing C, Si, Mn, Al, P, and S, wherein the balance is made of iron and unavoidable impurities, and the metal structure of the steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite, and residual austenite (1) When the metallographic structure is observed with a scanning electron microscope, the bainite is formed of hot zone-generated bainite having an average spacing of adjacent residual austenite and / or carbide of 1 µm or more, and adjacent residual austenite And / or a composite structure of low-temperature generated bainite having an average spacing of carbides of less than 1 µm, and (2) the volume fraction of the retained austenite measured by the saturation magnetization method is 5% or more with respect to the entire metal structure. 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 excellent in workability with a tensile strength of 780 MPa or more or 590 MPa or more, and a manufacturing method thereof.
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, it is urgent to respond to global environmental issues such as CO 2 emission regulations. On the other hand, from the viewpoint of securing the safety of passengers, crash safety standards of automobiles have been strengthened, and structural designs are being progressed that can sufficiently secure safety in the riding space. In order to achieve these requirements at the same time, it is effective to use a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more as a structural member of an automobile, and to further reduce the thickness of the vehicle body. However, in general, when the strength of the steel sheet is increased, workability is deteriorated. Therefore, in order to apply the high strength steel sheet to an automobile member, improvement of workability is inevitable.
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.As a steel plate having both strength and workability, a TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheet is known. As one of the TRIP steel sheets, a TBF steel sheet is known which has a mother phase as bainitic ferrite and contains residual austenite (hereinafter sometimes referred to as residual?) (Patent Documents 1 to 4). In a TBF steel sheet, high strength is obtained by hard bainitic ferrite, and good elongation EL and elongation flangeability? Are obtained by fine residual? Present 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 a technique of improving elongation and elongation flangeability and improving workability. In these, patent document 5 utilizes a martensite structure, aims at high strength of a steel plate, and improves workability by producing | generating a predetermined amount of residual austenite. In Patent Document 6, the lower bainite structure and / or martensite structure are used to increase the strength of the steel sheet, and workability is improved by generating a predetermined amount of retained austenite and tempered martensite. In these documents, in order to secure the tensile strength of 980 MPa or more, the area ratio of polygonal ferrite is suppressed to 10% or less.
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 sheet having a tensile strength of 590 MPa or more as a structural member of an automobile, and to further reduce the thickness of the vehicle body. However, as mentioned above, in general, when the strength of the steel sheet is increased, workability is deteriorated. Therefore, in order to apply the high strength steel sheet to an automobile member, improvement of workability is inevitable.
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 a steel plate having both strength and workability, a DP (Dual Phase) steel sheet composed of ferrite and martensite or a TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheet using transformed organic firing of residual austenite (residual γ) 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.Among these, the steel plate of patent document 7 is known as a TRIP steel plate provided with strength and workability. This document discloses a technique for improving the strength and workability (especially elongation) of a steel sheet by making the metal structure of the steel sheet 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.In addition, Patent Document 8 discloses a technique for improving the press formability by improving the balance of strength TS and elongation EL (specifically, TS × EL) with respect to a TRIP steel sheet. In this document, in order to improve press formability, the metal structure is a structure containing ferrite, residual γ, bainite and / or martensite. In addition, this document describes that the residual γ 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 disclosed in the above Patent Documents 7, 8, the elongation characteristics can be improved after increasing the strength of the steel sheet by making the metal structure of the steel sheet a structure containing residual γ.
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 required characteristics for the workability of steel sheets are becoming more and more strict. For example, steel sheets used for pillars, members, and the like are required to be bulged or draw formed under more stringent conditions than conventional ones. It is becoming. For this reason, it is desired to further increase elongation among workability in steel sheet. However, in general, it is known that when the elongation is increased, the local deformation ability such as the elongation flange property (λ) or the bendability (R) decreases. Therefore, it is required for a TRIP steel sheet to improve local deformability, such as stretch flange property (lambda) and bendability (R), without degrading strength and elongation. However, the above-described TRIP steel sheet has a problem that local gamma-strain, such as stretch flangeability and bendability, is inferior because residual gamma is transformed into very hard martensite during processing.
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.The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a high-strength steel sheet excellent in workability in which both elongation and local strain are improved for a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more or 590 MPa or more, and a method of manufacturing the same. It is to offer.
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 that can solve the above problems, in mass%, contains C: 0.10 to 0.3%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3%, Al: 0.005 to 3%, P: 0.1% or less, S: 0.05% or less, and remainder is a steel plate which consists of iron and an unavoidable impurity. The metal structure of the high strength steel sheet includes bainite, polygonal ferrite, residual austenite and tempered martensite, and (1) when the metal structure is observed with a scanning electron microscope, (1a) the bainite is Composed of a composite structure of hot zone-generated bainite having an average spacing of adjacent residual austenite and / or carbides of 1 μm or more and cold zone producing bainite having an average spacing of adjacent residual austenite and / or carbides of less than 1 μm The area ratio (a) of the high temperature zone generated bainite is 10 to 80% with respect to the entire metal structure, and the total area ratio (b) of the low temperature zone generated bainite and the tempered martensite with respect to the entire metal structure 10 to 80%, (1b) the area ratio (c) of the polygonal ferrite satisfies 10 to 50% of the entire metal structure, and (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, this high strength steel sheet may be referred to as a first high strength steel sheet, and the tensile strength of the first high strength steel sheet satisfies 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 metal structure of the first high-strength steel sheet is observed with an optical microscope, when there is a MA mixed phase in which quenched martensite and residual austenite are present, the first high-strength steel sheet has a circle in the observed cross section with respect to the total number of MA mixed phases. It is preferable that the ratio of the number of MA mixed phases whose equivalent diameter (d) satisfies more than 7 micrometers 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.It is preferable that the average circle equivalent diameter D of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer).
상기 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,The first high strength steel sheet is further as another element,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or Mo: 1% or less (does not contain 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: 0.15% or less (does not contain 0%), Nb: 0.15% or less (does not contain 0%) and V: 0.15% or less (does not contain 0%) One or more elements,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or Ni: 1% or less (does not contain 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (does not include 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 Ca: 0.01% or less (does not contain 0%), Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and rare earth elements: 0.01% or less (does not contain 0%) One or more elements
등을 함유하여도 좋다.Or 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 an alloyed hot dip galvanized 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 a step of heating at a temperature range of {(Ac 1 point + Ac 3 points) / 2} + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less, and held for at least 50 seconds in the temperature range. 10 to 100 at a temperature range (T1 temperature range) satisfying the following formula (1), and a step of cooling at an average cooling rate of 2 ° C / sec or more to an arbitrary temperature (T) satisfying the following formula (1) It can manufacture by the method including the process to hold for a second and the process to hold for 200 second or more in the temperature range (T2 temperature range) which satisfy | fills following Formula (2).
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
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 that can solve the above problems, in mass%, contains C: 0.10 to 0.3%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1.0 to 2.5%, Al: 0.005 to 3%, Moreover, it is steel plate which satisfy | fills P: 0.1% or less and S: 0.05% or less, and remainder consists of iron and an unavoidable impurity. The metal structure of the high strength steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and residual austenite, and (1) when the metal structure is observed with a scanning electron microscope, (1a) the polygonal ferrite The area ratio of (a) is greater than 50% with respect to the entire metal structure, and (1b) the bainite is adjacent to the hot zone generated bainite having an average spacing of adjacent residual austenite and / or carbide of 1 µm or more. It is composed of a composite structure of low temperature zone produced bainite having an average spacing of residual austenite and / or carbide of less than 1 µm, and the area ratio (b) of the high temperature zone produced bainite is 5 to 40% with respect to the entire metal structure, The total area ratio (c) of the cold zone-generated bainite and the tempered martensite satisfies 5 to 40% with respect to the entire metal structure, and (2) the saturation magnetization method. 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 the 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.In the second high strength steel sheet, when the metal structure is observed under an optical microscope, when the MA mixed phase in which quenched martensite and residual austenite are present is present, a circle in the observed cross section with respect to the total number of MA mixed phases is present. It is preferable that the ratio of the number of MA mixed phases whose equivalent diameter (d) satisfies more than 7 micrometers is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)은 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 것이 바람직하다.It is preferable that the average circle equivalent diameter (D) of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer).
상기 제 2 고강도 강판은, 또한 다른 원소로서,The second high strength steel sheet is also another element,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or Mo: 1% or less (does not contain 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: 0.15% or less (does not contain 0%), Nb: 0.15% or less (does not contain 0%) and V: 0.15% or less (does not contain 0%) One or more elements,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(c) Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or Ni: 1% or less (does not contain 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (does not include 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 Ca: 0.01% or less (does not contain 0%), Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and rare earth elements: 0.01% or less (does not contain 0%) One or more elements
등을 함유하여도 좋다.Or 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 an alloyed hot dip galvanized 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 satisfies a step of heating at a temperature range of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less, a step of maintaining the product at the temperature range for 50 seconds or more, and the following formula (1). A step of cooling at an average cooling rate of 2 to 50 ° C./sec to an arbitrary temperature (T), a step of maintaining for 10 to 100 seconds in a temperature range satisfying Equation 1 below, and a temperature range satisfying Equation 2 below It can be produced by a method comprising the step of maintaining in this order for 200 seconds or more.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
한편, 본 명세서에서 「및/또는」이란, 적어도 어느 한쪽을 포함하는 것을 의미한다.In addition, in this specification, "and / or" means including at least one.
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, as bainite, two kinds of bainite having different forms of residual γ and carbide are bainite produced in a high temperature region of 400 ° C or more and 540 ° C or less (hereinafter referred to as a high temperature generation bainite). And bainite (hereinafter sometimes referred to as low temperature generation bainite) generated in a low temperature region of 200 ° C or more and less than 400 ° C, and a predetermined amount of polygonal blades is generated. By producing ferrite, it is possible to realize a first high strength steel sheet having good elongation and local deformation ability and excellent workability even at a high strength region of 780 MPa or more. Moreover, according to this invention, the manufacturing method of the 1st high strength steel plate which made such high strength and favorable workability can be provided.
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, after producing polygonal ferrite such that the area ratio of the entire metal structure exceeds 50%, in particular, as bainite, two kinds of bainite having different forms of residual? And carbide, 400 590 MPa or more by producing both bainite (high temperature generating bainite) produced in a high temperature region of not less than 540 ° C. and bainite (low temperature generating bainite) produced in a low temperature region of 200 ° C. or more and less than 400 ° C. Even in the high strength region, the second high strength steel sheet having good elongation and local deformation ability and excellent workability can be realized. Moreover, according to this invention, the manufacturing method of the 2nd high strength steel plate which made such high strength and favorable workability can be provided.
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.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS It is a schematic diagram which shows an example of the average space | interval of adjacent residual austenite and / or carbide.
It is a figure which shows typically the distribution state of high temperature generation | generation bainite, low temperature generation generation bainite, etc. (low temperature generation generation bainite + tempering martensite).
It is a schematic diagram which shows an example of the thermal pattern in T1 temperature range and T2 temperature range.
4 is a graph showing the relationship between tensile strength TS and elongation EL.
5 is a graph showing the relationship between 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,MEANS TO SOLVE THE PROBLEM The present inventors made the examination in order to improve the workability, especially elongation and local strain of the 1st high strength steel plate whose tensile strength is 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 γ and tempered martensite, and particularly as 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) The average distance between the center positions of adjacent residual γs, adjacent carbides, or adjacent residual γ and adjacent carbides (hereinafter, collectively referred to as residual γ, etc.) is 1 High-temperature zone-generating bainite having a diameter of at least
(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) When two kinds of bainite of low-temperature generation bainite having an average interval of distances between center positions such as residual γ are less than 1 µm are produced, elongation and local deformation performance are improved to provide a first high strength steel sheet excellent in workability. That you can,
(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 zone generated bainite contributes to the improvement of elongation of the steel sheet, and the low temperature zone generated bainite contributes to the local strain improvement 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) Furthermore, when a predetermined amount of polygonal ferrite is produced as the metal structure, the elongation can be further improved without deteriorating the local strain 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 to produce a predetermined amount of polygonal ferrite, the steel sheet is subjected to the two-phase temperature range of ferrite and austenite [specifically, {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C. or more Ac 3 point + Temperature of 20 ° C. or lower] is preferable.
(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 generate | occur | produce a predetermined amount of two types of bainite, after heating to the said two-phase temperature range, arbitrary in the temperature range of 400 degreeC or more and 540 degrees C or less (Hereinafter, it may be called T1 temperature range.) The temperature T is cooled to an average cooling rate of 2 ° C./sec or more, held at this T1 temperature range for 10 to 100 seconds to generate a high temperature generation bainite, and then a temperature range of 200 ° C. or more and less than 400 ° C. (hereinafter, May be referred to as the T2 temperature range.
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.The present invention was completed by completing the present invention.
우선, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.First, the metal structure which characterizes the 1st high strength steel plate which concerns on this invention is demonstrated.
《금속 조직에 대하여》About Metal Organization
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 γ and tempered 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 most characterizes this invention is demonstrated. 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 carbides are not 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 bainite is composed of a composite structure of high-temperature region-generated bainite and low-temperature region-generated bainite with higher strength than high-temperature region-generated bainite. The high temperature zone produced bainite contributes to the improvement of the elongation of the steel sheet, and the low temperature zone produced bainite contributes to the local deformation performance improvement of the steel sheet. And by including these two kinds of bainite tissues, after ensuring a good local deformability, elongation can be raised and overall workability improves. This is considered to be attributable to the increase in work hardenability since uneven deformation occurs by complexing 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.400 degreeC in the cooling process after heating to the temperature (two-phase temperature range) of {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} +20 degreeC or more and Ac 3 point +20 degreeC or less with the said high temperature range generation bainite It is the bainite structure produced | generated at the T1 temperature range of 540 degreeC or more above. The high temperature zone produced bainite is a structure in which the average interval of residual γ or the like is 1 µm or more when the cross section of the nitrided steel sheet 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 zone generated bainite is bainite structure generated in the T2 temperature range of 200 ° C or more and less than 400 ° C in the cooling process after heating to the two-phase temperature range. The low temperature zone produced bainite is a structure in which the average interval of residual gamma and the like is less than 1 µm when the cross section of the nitrided steel sheet 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, "average spacing of residues γ" means that the distance between the center positions of adjacent residues γ, the distance between the center positions of adjacent carbides, or the carbides adjacent to the adjacent residues γ when SEM observation of the steel plate cross section. It is the average of the results of measuring the distance between the center positions. The distance between the center positions means a distance between the center positions by determining the center positions of the respective residual γ or each carbide when measured with respect to the nearest residual γ and / or carbide. The said central position determines a long diameter and a short diameter with respect to residual (gamma) or a carbide, and makes it the position where a long diameter and a short diameter cross | intersect.
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, when the residual γ or carbide precipitates on the boundary of the lath, the plurality of residual γ and the carbide are connected so that their shape becomes needle-like or plate-shaped, so that the distance between the center positions is the residual γ and / or It is not the distance between the carbides, and as shown in Fig. 1, the distance between the lines (the distance between the laths) formed by the residual γ and / or carbides extending in the long-diameter direction may be referred to as the distance between the center positions.
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.In addition, tempered martensite is a structure which has a function similar to the said low-temperature area | region produced bainite, and contributes to the improvement of local deformation ability of a steel plate. On the other hand, since the said low temperature range | strength produced bainite and tempered martensite cannot be distinguished even by SEM observation, in this invention, the low temperature range produced | generated bainite and tempered martensite are collectively called "low temperature range produced bainite etc." Shall be.
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, the first high-strength steel sheet having improved overall workability can be realized by using a composite bainite structure including high-temperature zone-generated bainite, low-temperature zone-generated bainite, and the like. In other words, since the high temperature zone generated bainite is softer than the low temperature zone generated bainite or the like, it contributes to improving the workability by increasing the elongation EL of the steel sheet. On the other hand, low-temperature generated bainite and the like have small carbides and residual γ, and stress concentration is reduced in deformation, thereby increasing the stretch flangeability (λ) and the bendability (R) of the steel sheet, thereby improving local strainability and improving workability. Contribute to improvement And in this invention, since such high temperature range generation bainite and low temperature range generation bainite etc. are mixed, work hardenability improves, elongation improves, and workability improves.
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, as described above, the reason for distinguishing bainite into "high temperature generated bainite" and "low temperature generated bainite, etc." by the difference in the production temperature range and the difference in the average interval such as the residual gamma is general. In academic organizational classification, bainite is difficult to distinguish clearly. For example, bainite and bainitic ferrite on the lath are classified into upper bainite and lower bainite according to the transformation temperature. However, in the steel grade containing as much Si as 1.0% or more like this invention, since carbide precipitation accompanying bainite transformation is suppressed, it is difficult to distinguish martensite structure from a SEM observation. Therefore, in the present invention, there is a situation in which bainite is not classified based on academic organization definition, and is discriminated based on the average interval such as the difference in the production temperature range and the residual γ 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 states of the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite are not particularly limited, and both the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite may be formed in the old? Grains. The high temperature zone generation bainite, the low temperature zone generation bainite, and the like may be generated for each of the grains.
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.2 shows a distribution state of the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite. In FIG. 2, an oblique line is drawn to the high temperature range generation bainite, and a fine point is drawn to the low temperature range generation bainite and the like. FIG. 2 (a) shows a state in which both hot zone-generated bainite and low-temperature zone-generated bainite and the like are mixed and formed in the sphere gamma grains, and FIG. The form in which bainite, low-temperature generation bainite, and the like are formed, respectively. The black ring shown in FIG. 2 has shown 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, the area ratio of the hot zone generated bainite occupies the entire metal structure is a, and the total area ratio of the low temperature zone produced bainite and the like (low temperature zone produced bainite and tempering martensite) occupied in the entire metal structure is b. When it is set as the above, the area ratios a and b need to satisfy 10 to 80% in either case. The reason why the total area ratio of the low-temperature generation bainite and the tempered martensite is not defined here is not the area ratio of the low-temperature generation bainite, because these structures cannot be distinguished by 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 10 to 80%. If the amount of high-temperature zone-generated bainite is too small, the elongation of the steel sheet is lowered and workability cannot be improved. Therefore, the area ratio (a) is at least 10%, preferably at least 15%, more preferably at least 20%. However, when the amount of high-temperature zone-generated bainite is excessively large, the effect of the combination of low-temperature zone-generated bainite and the like is not exerted. Therefore, the area ratio (a) of the high temperature zone produced bainite is 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, and still more 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.In addition, the said total area ratio (b) shall be 10 to 80%. If the amount of low temperature produced bainite or the like is excessively small, the local deformation capacity of the steel sheet is lowered and workability cannot be improved. Therefore, the said total area ratio (b) is 10% or more, Preferably it is 15% or more, More preferably, it is 20% or more. However, when the amount of generation of low-temperature zone-generated bainite or the like becomes excessive, the effect of the combination of the high-temperature zone-generated bainite is not exerted. Therefore, the area ratio (b) of the low-temperature zone generated bainite or the like is 80% or less, preferably 70% or less, more preferably 60% or less, even more 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 range, and neither of a> b, a <b, and a = b. Included.
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.What is necessary is just to determine the mixing ratio of high temperature zone | generation bainite and low temperature zone generation bainite etc. according to the characteristic calculated | required by a steel plate. Specifically, in order to further improve the local strainability (especially the elongation flangeability (λ)) of the workability of the steel sheet, the ratio of the high temperature band generation bainite is made as small as possible, and the ratio of the low temperature band generation bainite or the like is as much as possible. You can increase it. On the other hand, in order to further improve the elongation in the workability of the steel sheet, the ratio of the high temperature range generation bainite may be made as large as possible, and the ratio of the low temperature region generation bainite or the like may be made as small as possible. In addition, in order to further increase the strength of the steel sheet, the ratio of the low-temperature zone produced bainite or the like may be made as large as possible, and the ratio of the high-temperature zone generated bainite may be made 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 softer than bainite and is a structure which acts to improve workability by increasing the elongation of the steel sheet. In order to exert such an effect, the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more, preferably 12% or more, and more preferably 15% or more with respect to the entire metal structure. However, when the amount of polygonal ferrite produced is excessive, the strength is lowered. Therefore, the area ratio of polygonal ferrite is 50% or less, preferably 45% or less, and 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.It is preferable that the average circle equivalent diameter (D) of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer). The elongation of a steel plate can be improved further by making the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite grain small, and disperse | distributing finely. Although its detailed mechanism is not clear, by miniaturizing polygonal ferrite, since the dispersion state of polygonal ferrite with respect to the entire metal structure becomes uniform, it is difficult for non-uniform deformation to occur, and this contributes to further improvement of elongation. I think. That is, since the metal structure of the 1st high strength steel plate of this invention is comprised from the mixed structure of bainite, polygonal ferrite, residual (gamma), and tempered martensite, when the particle diameter of a polygonal ferrite grain becomes large, the magnitude | size of an individual structure It is considered that because of the variation, non-uniform deformation occurs and deformation is concentrated locally, making it difficult to improve the workability (especially the elongation improving action due to polygonal ferrite production). Therefore, it is preferable that the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite is 10 micrometers or less, More preferably, it is 8 micrometers or less, More preferably, it is 5 micrometers or less, Especially preferably, it is 3 micrometers or less.
상기 폴리고날 페라이트의 면적률 및 평균 원 상당 직경(D)은 SEM 관찰에 의해서 측정할 수 있다.The area ratio and average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite can be measured by SEM observation.
[베이나이트 + 템퍼링 마르텐사이트 + 폴리고날 페라이트][Benite + 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 this invention, the area ratio (a) of the said high temperature range generation bainite, the total area ratio (b) of the said low temperature range generation bainite, etc. (low temperature range generation bainite + tempering martensite), and the area of the said polygonal ferrite It is preferable that the sum (a + b + c) of the ratio (c) satisfies 70% or more of the entire metal structure. When the total area ratio (a + b + c) is less than 70%, the elongation may deteriorate. Total area ratio (a + b + c) becomes like this. More preferably, it is 75% or more, More preferably, it is 80% or more. The upper limit of the total area ratio (a + b + c) is determined in consideration of the drop rate of residual γ 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.Residual γ has the effect of promoting the hardening of the deformable portion by transforming it into martensite when the steel sheet is subjected to stress deformation, thereby preventing the concentration of deformation, thereby improving the uniform deformation ability and exhibiting good elongation. Such an effect is generally called a 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 exert these effects, it is necessary to contain 5% or more of the volume fraction of residual γ with respect to the entire metal structure when measured by the saturation magnetization method. Residual gamma becomes like this. Preferably it is 8 volume% or more, More preferably, it is 10 volume% or more. However, when the amount of residual γ is excessively large, the MA mixed phase described later is also excessively produced, and the MA mixed phase is easily coarsened, thereby reducing the local strain ability (elongation flangeability and bendability). Therefore, the upper limit of residual gamma is about 30 volume%, Preferably it is 25 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.Residual gamma is mainly produced between the laths of metal structures, but may exist as a mass on the aggregate (for example, a block, a packet, etc.) of lath phase structure, or as a part of MA mixed phase mentioned later on the grain boundary of spherical gamma.
[기타][Etc]
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.The metal structure of the first high-strength steel sheet according to the present invention, as described above, contains bainite, polygonal ferrite, residual γ and tempered martensite, and may be composed only of these, but does not impair the effects of the present invention. In the range which does not exist, (a) MA mixed phase which quenched martensite and residual (gamma) combined, and (b) residual structure, such as pearlite, may exist.
(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.The MA mixed phase is generally known as a composite phase of quenched martensite and residual γ, and a part of the tissue that existed as unmodified austenite until the final cooling is transformed to martensite at the final cooling, and the rest is austenite. It is a tissue produced by remaining knight. The MA mixed phase thus produced is a very hardened structure because carbon is concentrated at a high concentration in the process of heat treatment (especially an ostempering treatment), and part of it is a martensite structure. Therefore, the hardness difference between the bainite and MA mixed phases is large, and stress is concentrated in the deformation, which tends to be a starting point of void generation. Therefore, when the MA mixed phase is excessively produced, the elongated flange property and the bendability are deteriorated and the local deformability is reduced. do. Moreover, when an MA mixed phase is produced | generated excessively, there exists a tendency for intensity | strength to become high too much. The MA mixed phase tends to be formed as the amount of residual γ increases and the Si content increases, but the amount of generation thereof 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.When the said metal mixed phase is observed with an optical microscope, it is preferable that the said MA mixed phase is 30 area% or less with respect to the whole metal structure, More preferably, it is 25 area% or less, More preferably, it is 20 area% or less.
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.It is preferable that the ratio of the number of MA mixed phases whose circular equivalent diameter d exceeds 7 micrometers of the said MA mixed phase is less than 15% (including 0%) with respect to the total number of MA mixed phases. The coarse MA mixed phase having a circular equivalent diameter (d) of more than 7 µm adversely affects local deformation ability. As for the ratio of the number of MA mixed phases with the said circular equivalent diameter (d) exceeding 7 micrometers, it is more preferable that it is less than 10% with respect to the total number of MA mixed phases, More preferably, it is less than 5%.
상기 원 상당 직경(d)이 7㎛를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율은, 압연 방향에 평행한 단면 표면을 광학 현미경으로 관찰하여 산출하면 바람직하다.It is preferable that the number ratio of MA mixed phases in which the said circle equivalent diameter (d) exceeds 7 micrometers observes and computes the cross-sectional surface parallel to a 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 experiment confirmed that the MA mixed phase tends to generate voids as the particle diameter increases, it is recommended 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.It is preferable that the said pearlite is 20 area% or less with respect to the whole metal structure, when SEM observation of a metal structure is carried out. When the area ratio of pearlite exceeds 20%, elongation deteriorates and it becomes difficult to improve workability. As for the area ratio of pearlite, it is more preferable that it is 15% or less with respect to the whole metal structure, More preferably, it is 10% or less, Especially preferably, it is 5% or less.
상기의 금속 조직은, 다음 수순으로 측정할 수 있다.Said metal structure can be measured in 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.High temperature zone produced bainite, low temperature zone produced bainite, etc. (low temperature zone generated bainite + tempering martensite), polygonal ferrite and pearlite have a quarter position of the plate thickness in the cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet. It can be identified by delamination corrosion and SEM observation at a magnification of 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 high-temperature producing bainite, the low-temperature producing bainite, and the like are mainly observed in gray, and are observed as a structure in which residual γ or the like dispersed in white or pale gray is dispersed in the crystal grains. Therefore, according to the SEM observation, since the high temperature region generated bainite, the low temperature region generated bainite, and the like also contain residual γ or carbide, it is calculated as an area ratio including residual γ and the like. Polygonal ferrite is observed as crystal grains which do not contain residual γ or the like observed in the above-mentioned white or light gray inside the grains. Perlite is observed as a structure in which carbides 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 cross section of the steel sheet is subjected to nitrial corrosion, both carbide and residual? Are observed as a white or pale gray structure, and it is difficult to distinguish between them. Among these, carbides (eg, cementite) tend to precipitate in laths as they are produced in the low temperature region as they are formed in the low temperature region. Therefore, when the spaces between the carbides are wider, it is considered that they are produced in the high temperature region. This narrow case can be considered to have been produced in the low temperature region. Residual γ is usually generated between laths, but the size of the lath becomes smaller as the tissue formation temperature decreases. Therefore, when the gap between the residual γs is wide, it is considered that the residual γs are generated in the high temperature region. In a narrow case, it can be considered that it was produced in a low temperature region. Therefore, in the present invention, SEM observation of the cross section of the nitrided corrosion is carried out, focusing on the residual γ or the like observed as white or pale gray in the observation field, and when the distance between the center positions between adjacent residual γ or the like is measured, the average value thereof ( The tissue having an average spacing) of 1 µm or more is a hot zone producing bainite, and the tissue having an average interval of less than 1 µm is a cold zone producing bainite or the like.
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 residual gamma cannot identify the structure by SEM observation, the volume ratio is measured by the saturation magnetization method. The value of this volume fraction can be read as the area ratio as it is. For the detailed measurement principle by the saturation magnetization method, see "R & D Kobe Steel Publication, Vol. 52, No. 3, 2002, p. 43-46".
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.In this way, the volume fraction (area ratio) of residual γ is measured by the saturation magnetization method, whereas the area ratio of the hot zone-generated bainite and the like is measured including the residual γ by SEM observation. It may exceed%.
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 is observed as a white structure when an optical microscope is observed at a magnification of 1000 times in a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet to repel the 1/4 position of the plate thickness.
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》 << about composition of ingredients >>
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 C: 0.10 to 0.3%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3%, Al: 0.005 to 3%, and P: 0.1% or less (0% S: 0.05% or less (0%) are not satisfied. The reasons for this range are 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 necessary for increasing the strength of the steel sheet and generating residual γ. Therefore, the amount of C is 0.10% or more, Preferably it is 0.13% or more, More preferably, it is 0.15% or more. However, when C is excessively contained, weldability will fall. Therefore, the amount of C is 0.3% or less, Preferably it is 0.25% or less, More preferably, you may be 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.Si not only contributes to the high strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element, but also suppresses the precipitation of carbides during the holding at the T1 temperature region and the T2 temperature region described below (during ostempering treatment), and is very effective in effectively generating residual?. It is an important element. Therefore, Si amount is 1.0% or more, Preferably it is 1.2% or more, More preferably, it is 1.3% or more. However, when Si is excessively contained, no reverse transformation to the γ phase occurs during heating and cracking in annealing, and a large amount of polygonal ferrite remains, resulting in insufficient strength. In addition, Si scale is generated on the surface of the steel sheet during hot rolling to deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, Si amount is 3.0% or less, Preferably it is 2.5% or less, More preferably, it is 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 to obtain bainite and tempering martensite. In addition, Mn is an element that also works effectively to stabilize γ to produce residual γ. In order to exhibit such an effect, Mn amount is 1.5% or more, Preferably it is 1.8% or more, More preferably, it is 2.0% or more. However, when Mn is excessively contained, the formation of the high temperature zone produced bainite is significantly suppressed. In addition, excessive addition of Mn leads to deterioration of weldability and workability due to segregation. Therefore, Mn amount is 3% or less, Preferably it is 2.8% or less, More preferably, you may be 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 suppresses precipitation of carbides during an ostempering treatment and contributes to generating residual γ. Al is an element that acts as a deoxidizer in the steelmaking process. Therefore, Al amount is 0.005% or more, Preferably it is 0.01% or more, More preferably, you may be 0.03% or more. However, when Al is excessively contained, the inclusions in a steel plate will increase too much and ductility will deteriorate. Therefore, Al amount is 3% or less, Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1% or less, More preferably, it is 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 contained in steel, and when P amount becomes excessive, weldability of a steel plate will deteriorate. Therefore, P amount is 0.1% or less, Preferably it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.05% or less. Although the amount of P should be as few as possible, it is industrially difficult to make it 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 inevitably contained in the steel, and is an element that degrades the weldability of the steel sheet in the same manner as in the above P. In addition, S forms a sulfide type inclusion in the steel sheet, and when this increases, workability decreases. Therefore, S amount is 0.05% or less, Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less. The amount of S should be as little as possible, but it is industrially difficult to make it 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 component composition, and the balance component is iron and inevitable impurities other than P and S. Examples of unavoidable impurities include N, O (oxygen), and trump elements (eg, Pb, Bi, Sb, Sn, etc.). It is preferable that N amount is 0.01% or less (0% is not included) and O amount is 0.01% or less (0% is not included) among unavoidable impurities.
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 that precipitates nitride in the steel sheet and contributes to reinforcing the steel sheet. However, when N is excessively contained, a large amount of nitride precipitates, causing deterioration of elongation, elongation flangeability and bendability. Therefore, it is preferable that N amount is 0.01% or less, More preferably, it is 0.008% or less, More preferably, it is 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.O (oxygen) when excessively contained is an element that causes deterioration in elongation, elongation flangeability and bendability. Therefore, it is preferable that O amount is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
본 발명의 제 1 고강도 강판은, 추가로 다른 원소로서,The first high strength steel sheet of the present invention is further provided as another element,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (a) Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or Mo: 1% or less (does not contain 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: 0.15% or less (does not contain 0%), Nb: 0.15% or less (does not contain 0%) and V: 0.15% or less (does not contain 0%) One or more elements,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or Ni: 1% or less (does not contain 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (does not include 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 Ca: 0.01% or less (does not contain 0%), Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and rare earth elements: 0.01% or less (does not contain 0%) One or more elements
등을 함유하여도 좋다.Or 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 work effectively to obtain bainite and tempered martensite similarly to Mn. These elements can be used individually or in combination. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain Cr and Mo individually 0.1% or more, More preferably, they are 0.2% or more. However, when the content of Cr and Mo exceeds 1%, respectively, the formation of high-temperature zone generated bainite is significantly suppressed. In addition, excessive addition becomes expensive. Therefore, Cr and Mo are each preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When using Cr and Mo together, it is recommended to make total amount 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 that have a function of forming precipitates such as carbides and nitrides in the steel sheet, reinforcing the steel sheet, and making the polygonal ferrite grains fine by refining the spherical? grains. In order to exhibit such an effect effectively, Ti, Nb, and V are each contained alone, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. However, when it contains excessively, carbide will precipitate in a grain boundary, and extension | stretching flange property and bendability of a steel plate will deteriorate. Therefore, Ti, Nb and V are each independently 0.15% or less, more preferably 0.12% or less, still more preferably 0.1% or less. Ti, Nb, and V may be contained alone, or may contain two or more kinds of elements selected arbitrarily.
(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 that effectively act to stabilize γ to produce residual γ. These elements can be used individually or in combination. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain Cu and Ni individually 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more. However, when Cu and Ni are contained in excess, hot workability deteriorates. Therefore, it is preferable to make Cu and Ni each 1% or less independently, More preferably, they are 0.8% or less, More preferably, they are 0.5% or less. On the other hand, when Cu is contained in excess of 1%, hot workability is deteriorated. However, when Ni is added, deterioration in hot workability is suppressed. Therefore, when Cu and Ni are used together, it is expensive, but Cu is added in excess of 1%. 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, like Mn, Cr, and Mo, is an element that effectively acts to produce bainite and tempered martensite. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain B 0.0005% or more, More preferably, it is 0.001% or more. However, when B is excessively contained, boride is formed in the steel sheet, thereby deteriorating the ductility. In addition, when B is excessively contained, the formation of high-temperature zone generated bainite 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 rare earth elements (REM) are elements that act to finely disperse the inclusions in the steel sheet. In order to exert such an effect effectively, Ca, Mg and rare earth elements are preferably contained by 0.0005% or more, respectively, more preferably 0.001% or more. However, when it contains excessively, casting property, hot workability, etc. will deteriorate and it will become difficult to manufacture. In addition, excessive addition causes the ductility of a steel plate to deteriorate. Therefore, Ca, Mg, and rare earth elements are each 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) and Sc (scandium) and Y (yttrium), and among these elements, at least 1 selected from the group consisting of La, Ce, and Y. It is preferable to contain an element of the species, 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.Since the 1st high strength steel plate which concerns on this invention is 780 Mpa or more in tensile strength, is excellent in local deformation ability, and elongation is also favorable, it is excellent in workability. This first high strength steel sheet is suitably used as a raw material for structural parts of automobiles. Examples of structural parts for automobiles include front collision parts such as front side and rear side members and crash boxes, as well as reinforcements such as fillers (for example, center pillar reinforce), roof rail reinforcements, side seals, and floors. Car body component parts, such as a member and a kick part, shock-absorbing parts, such as a reinforcement of a bumper, a door impact beam, a seat part, etc. are mentioned.
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.Moreover, since the said 1st high strength steel plate is favorable in workability at warm, it can be used suitably also as a raw material for warm shaping | molding. On the other hand, warm processing means shaping | molding in the temperature range of about 50-500 degreeC.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.In the above, the metal structure and component composition of the 1st high strength steel plate which concerns on this invention were demonstrated.
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, the method which can manufacture the said 1st high strength steel plate is demonstrated. The first high strength steel sheet heats a steel sheet that satisfies the component composition in a temperature range (two phase temperature range) of {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less. A step of maintaining at least 50 seconds in the temperature range, a step of cooling at an average cooling rate of 2 ° C / sec or more to an arbitrary temperature T satisfying the following Equation 1, and satisfying the following Equation 1. It can manufacture by including in this order the process hold | maintained for 10 to 100 second in a temperature range, and the process hold | maintained for 200 seconds or more in the temperature range which satisfy | fills following formula (2). Hereinafter, each process is demonstrated in order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
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 to a two-phase temperature range [{(Ac 1 point + Ac 3 points) / 2} + 20 ° C. or more and Ac 3 points + 20 ° C. or less], the slab is heated in accordance with a conventional method. Cold rolling of the obtained hot rolled sheet steel is prepared. Hot rolling may make finish rolling temperature into 800 degreeC or more and winding temperature, for example, 700 degrees C or less. In cold rolling, the cold rolling rate may be rolled in the range of 10 to 70%, for example.
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 is heated in a temperature range of {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C. or higher and Ac 3 point + 20 ° C. or lower in a continuous annealing line. Hold for more than a second 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 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.By setting the heating temperature to the two-phase temperature range of ferrite and austenite, a predetermined amount of polygonal ferrite can be produced. That is, when heating temperature is too high, it will become an austenite single phase region and generation | occurrence | production of a polygonal ferrite will be suppressed, and elongation of a steel plate cannot be improved and workability will deteriorate. Therefore, heating temperature is Ac 3 point + 20 degrees C or less, Preferably it is Ac 3 point + 10 degrees C or less, More preferably, you may be less than Ac 3 point. On the other hand, if it heats more than Ac 3 point, it will become the temperature range of austenite single phase, but in the crack time grade prescribed | regulated by this invention, if a heating temperature is Ac 3 point +20 degrees C or less, even if it hold | maintains a small amount of poly, Since the ferrite ferrite remains, a predetermined amount of polygonal ferrite can be generated by adjusting the average cooling rate after cracking as described later. However, when the heating temperature is less than {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C, the amount of polygonal ferrite is excessively generated, and since polygonal ferrite is generated in excess of 50 area%, The strength cannot be secured. Therefore, the heating temperature is {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 20 ° C. or more, preferably {(Ac 1 point + Ac 3 point) / 2} + 30 ° C. or more, more preferably { (Ac 1 point + Ac 3 points) / 2} +50 degreeC or more.
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.When the cracking time in the two-phase temperature range is less than 50 seconds, the steel sheet cannot be heated uniformly, so that the production of residual γ is suppressed, elongation and local deformation ability are reduced, and workability cannot be improved. Therefore, the cracking time is 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, when the crack time is too long, the austenite grain size becomes large, accompanied by coarsening of the polygonal ferrite grains, and the elongation and local strain tend to be deteriorated. Therefore, the crack time is preferably 500 seconds or less, more preferably 450 seconds or less.
한편, 상기 냉연 강판을, 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.In addition, what is necessary is just to make the average heating rate at the time of heating the said cold rolled sheet steel at the said 2-phase temperature range, for example to 1 degree-C / sec 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.Said Ac 1 point and Ac 3 point can be computed from following formula (a) and formula (b) described in "Lesley Steel Material Science" (Maruzen Co., May 31, 1985, p. 273). . In following formula (a) and (b), [] has shown content (mass%) of each element, and what is necessary is just to calculate content of the element which is not contained in a steel plate as 0 mass%.
[수학식 a][Mathematical expression a]
Ac1(℃) = 723 - 10.7×[Mn] - 16.9×[Ni] + 29.1×[Si] + 16.9×[Cr]Ac 1 (° C) = 723-10.7 x [Mn]-16.9 x [Ni] + 29.1 x [Si] + 16.9 x [Cr]
[수학식 b][Equation 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 (° C) = 910-203 x [C] 1/2 + 44.7 x [Si]-30 x [Mn]-11 x [Cr] + 31.5 x [Mo]-20 x [Cu]-15.2 x [ Ni] + 400 × [Ti] + 104 × [V] + 700 × [P] + 400 × [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 for 50 seconds or more and cracking, the mixture is cooled at an average cooling rate of 2 ° C / sec or more to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1). By cooling the range from the two-phase temperature range to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1) above a predetermined average cooling rate, a predetermined amount of polygonal ferrite can be generated, and high-temperature region generated bainite And low temperature zone generation bainite can be produced. When the average cooling rate of this temperature range is less than 2 degree-C / sec, a perlite transformation will arise, perlite will be produced excessively, elongation will fall, and workability will deteriorate. The average cooling rate of this section becomes like this. Preferably it is 5 degrees C / sec or more, More preferably, it is 10 degrees C / sec or more. Although the upper limit of the average cooling rate of the said section is not specifically limited, Since an average cooling rate becomes large and becomes excessively large, temperature control becomes difficult, An upper limit may be about 100 degree-C / sec, for example.
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 Equation 1, it is maintained for 10 to 100 seconds in the T1 temperature region satisfying Equation 1, and then 200 in the T2 temperature region satisfying Equation 2 Hold for more than a second. By appropriately controlling the time to be maintained in the T1 temperature zone and the T2 temperature zone, the high temperature zone generated bainite, the low temperature zone generated bainite, and the like can be generated in predetermined amounts. Specifically, by maintaining a predetermined time in the T1 temperature range, the amount of generation of the hot zone-generated bainite can be controlled, and an unstrained austenite is formed in the low-temperature zone bainite by an ostampering treatment maintained in the T2 temperature range for a predetermined time. In addition to transformation with or martensite, carbon can be concentrated with austenite to produce residual γ, thereby producing 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.Moreover, the effect which can suppress generation | generation of MA mixed phase is also exhibited by combining holding | maintenance in T1 temperature range and holding | maintenance in T2 temperature range. This mechanism is considered as follows. In general, when Si or Al is added, the precipitation of carbides is suppressed, so that free carbon is present in the steel, and in the ostempering treatment, a phenomenon in which carbon is concentrated with unmodified austenite with bainite transformation is confirmed. . By carbon concentrating with unmodified austenite, a large amount of residual γ can be produced.
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, a phenomenon in which carbon is concentrated with unmodified austenite will be described. It is known that the bainite transformation is also stopped because the amount of carbon enrichment is limited to the concentration indicated by the To line where the free energy of ferrite and austenite becomes equal. Since the To line is at the low carbon concentration side as the temperature is higher, the bainite transformation stops at a certain point even if the treatment time is increased when the ostempering treatment is performed at a relatively high temperature. At this time, since the stability of unmodified austenite is low, 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 allowable amount of C concentration to unmodified austenite can be increased by maintaining at the T1 temperature range and then maintaining the temperature at the T2 temperature region, the low temperature region is higher in the bainite transformation than the high temperature region. Progresses and the MA mixed phase becomes small. In addition, compared with the case where the temperature is maintained at the T1 temperature range, when the temperature is maintained at the T2 temperature region, the size of the Latsu phase structure is reduced, so that even if the MA mixed phase is present, the MA mixed phase itself is also subdivided. The mixed phase can be made small. Moreover, since it hold | maintains in T2 temperature range after hold | maintaining in T1 temperature range for a predetermined time, high temperature area | region generation bainite has already produced | generated at the time of holding | maintenance in T2 temperature range. Therefore, in the T2 temperature region, the high temperature zone generated bainite becomes an instrument, and the transformation of the low temperature zone generated bainite is promoted, so that the time of the ossampling treatment can also be shortened.
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 cooling to arbitrary temperature which satisfy | fills said Formula (2) without holding in the said T1 temperature range from the said 2-phase temperature range, and hold | maintained only in the T2 temperature range which satisfy | fills this Formula (i.e., Even in the case of simple low temperature holding and tempering treatment), the size of the lattice structure becomes small, so that the MA mixed phase can be made small. However, in this case, since it is not maintained at the above-mentioned T1 temperature range, almost no high-temperature generation bainite is produced, and the dislocation density of the known Latsu phase tissue is increased, and elongation and local deformation ability are reduced. , 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 this invention, T1 temperature range prescribed | regulated by the said Formula (1) shall specifically be 400 degreeC or more and 540 degrees C or less. By holding for a predetermined time in this temperature range, high-temperature area | region generation bainite can be produced | generated. In other words, if it is maintained at a temperature range exceeding 540 ° C., the formation of the hot zone generated bainite is suppressed, while the polygonal ferrite is excessively produced, and also similar pearlite is produced, so that the desired characteristics are not obtained. . Therefore, the upper limit of T1 temperature range is 540 degreeC, Preferably it is 520 degreeC, More preferably, it is 500 degreeC. On the other hand, when the holding temperature is lower than 400 ° C, hot zone generated bainite is not produced, and thus the elongation is lowered and workability cannot be improved. Therefore, the minimum of T1 temperature range is 400 degreeC, Preferably it is 420 degreeC.
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 maintained in the T1 temperature range is 10 to 100 seconds. If the holding time exceeds 100 seconds, the high-temperature zone-generated bainite is excessively generated, so as to be described later, the amount of generation of the low-temperature zone-generated bainite or the like cannot be ensured even if the T2 temperature range is maintained for a predetermined time. Therefore, strength and workability cannot be made compatible. In addition, if it is maintained for a long time in the T1 temperature range, carbon is excessively concentrated in the austenite, so that coarse MA mixed phase is generated even when the ostempering treatment is performed in the T2 temperature range, and 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 in the T1 temperature range is too short, the amount of generation of the high temperature zone generated bainite decreases, so the elongation is lowered and the workability cannot be improved. Therefore, the holding time in the T1 temperature range is 10 seconds or more, preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more, still more 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 in the T1 temperature range means the time until the surface temperature of the steel sheet reaches the lower limit temperature in the T1 temperature region when the surface temperature reaches the upper limit temperature in the T1 temperature region. That is, it is time until it reaches 400 degreeC when the surface temperature of a steel plate reaches 540 degreeC.
상기 수학식 1을 만족하는 T1 온도역에서 유지하기 위해서는, 예컨대 도 3의 (i) 내지 (iii)에 나타내는 열 패턴을 채용하면 좋다.In order to hold | maintain in T1 temperature range which satisfy | fills said Formula (1), the heat pattern shown to (i)-(iii) of FIG. 3 may be employ | adopted, for example.
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.FIG. 3 (i) shows an example in which the liquid crystal is kept at a predetermined time constant at this temperature T after quenching to a temperature of two phases to an arbitrary temperature T satisfying Equation 1 above. It cools to the arbitrary temperature which satisfy | fills Formula 2. Although FIG. 3 (i) shows the case where the one-step constant temperature holding is performed, it is not limited to this, If it exists in the range of T1 temperature range, you may perform the constant temperature holding of two or more stages from which a holding temperature differs.
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 that after cooling to two-phase temperature range to an arbitrary temperature T satisfying the above equation (1), the cooling rate is changed and cooled over a predetermined time within the range of T1 temperature range. In this case, the cooling rate is changed again to cool to an arbitrary temperature satisfying the above expression (2). Although FIG. 3 (ii) shows the case where it cooled over the predetermined time in the range of T1 temperature range, this invention is not limited to this, If it exists in the range of T1 temperature range, the process of heating over predetermined time is shown. It may be included and cooling and heating may be appropriately repeated. As shown in Fig. 3 (ii), two or more stages of multistage cooling with different cooling rates may be performed instead of single stage cooling. In addition, single stage heating or two or more stages of multistage 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 that the two-phase temperature range is quenched to an arbitrary temperature T satisfying the above Equation 1, and then the cooling rate is changed and the temperature up to any temperature satisfying the above Equation 2 is the same. This is an example of slow cooling at a cooling rate. Even in the case of slow cooling in this manner, 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 intended to be limited to the thermal patterns shown in FIGS. 3 (i) to (iii), and heat patterns other than the above can be appropriately 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 this invention, T2 temperature range prescribed | regulated by the said Formula (2) is specifically made into 200 degreeC or more and less than 400 degreeC. By maintaining for a predetermined time in this temperature range, the untransformed austenite that has not been transformed in the T1 temperature range can be transformed into low-temperature generated bainite or martensite. In addition, by securing a sufficient holding time, bainite transformation proceeds, finally residual γ is generated, and the MA mixed phase is also subdivided. This martensite exists 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 the same properties as the low temperature zone produced bainite produced in the temperature range where the martensite transformation occurs. However, if it maintains at 400 degreeC or more, coarse MA mixed phase will generate | occur | produce, and elongation and local strain will fall, and workability cannot be improved. Therefore, the T2 temperature range is less than 400 ° C, preferably 390 ° C or less, and more preferably 380 ° C or less. On the other hand, even if it is maintained at a temperature lower than 200 ° C, low-temperature generation bainite is not produced, so that the carbon concentration in γ is lowered, the amount of residual γ cannot be secured, and a large amount of quenched martensite is produced. Increases, and elongation and local deformation ability deteriorate. Moreover, since the carbon concentration in (gamma) becomes low and the amount of residual (gamma) cannot be ensured, elongation cannot be raised. Therefore, the minimum of T2 temperature range is 200 degreeC, Preferably it is 250 degreeC, More preferably, it is 280 degreeC.
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 maintained in the T2 temperature range that satisfies Equation 2 is set to 200 seconds or more. When the holding time is less than 200 seconds, the amount of low-temperature generation bainite or the like is reduced, the carbon concentration in γ is lowered, the amount of residual γ cannot be ensured, and a large amount of quenched martensite is produced. Elongation and local strain deteriorate. In addition, since carbon concentration is not promoted, the amount of residual γ is reduced, and elongation cannot be improved. In addition, since the MA mixed phase generated in the T1 temperature range cannot be refined, local deformation cannot be improved. Therefore, the holding time is 200 seconds or more, preferably 250 seconds or more, and more preferably 300 seconds or more. Although the upper limit of the holding time is not particularly limited, if the holding is performed for a long time, the productivity is lowered, and the concentrated carbon precipitates as a carbide and cannot generate residual γ, resulting in a decrease in elongation and deterioration in 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 in the T2 temperature range means a time from when the surface temperature of the steel sheet reaches the upper limit temperature of the T2 temperature region to reach the lower limit temperature of the T2 temperature region. That is, when it reaches below 400 degreeC, it is time to reach 200 degreeC.
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 holding in the T2 temperature range is not particularly limited as long as the residence time in the T2 temperature range is 200 seconds or more, and may be kept constant temperature as in the heat pattern in the T1 temperature range, and in the T2 temperature range. May be cooled or heated. In addition, multistage 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 produced 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 an alloyed 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 at the time of forming a hot dip galvanizing layer and an alloying hot dip galvanizing layer are not specifically limited, Well-known conditions can be employ | adopted.
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 a hot dip galvanizing layer by making a plating bath temperature 400-500 degreeC, More preferably, it is 440-470 degreeC. 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.An alloying hot dip galvanized steel sheet can be manufactured by performing the alloying process of a conventional method to the hot dip galvanized steel sheet which provided the hot dip galvanized layer. The alloying treatment may be performed at, for example, about 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 performed using, for example, a heating furnace, a direct flame, or an infrared heating furnace. A heating means is not specifically limited, either, For example, conventional means, such as gas heating and induction heater heating (heating by a high frequency induction heating apparatus), can be employ | adopted.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.The technique of this invention can be suitably employ | adopted especially for the thin steel plate whose plate | board thickness is 3 mm or less.
이상, 본 발명에 따른 제 1 고강도 강판에 대하여 설명했다.In the above, the 1st high strength steel plate which concerns on this invention was demonstrated.
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,MEANS TO SOLVE THE PROBLEM The present inventors made the examination in order to improve the workability, especially elongation and local strain of the 2nd high strength steel plate whose tensile strength is 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) After the metal structure of the steel sheet is made of polygonal ferrite main body (specifically, the area ratio of the entire metal structure is more than 50%), a mixed structure containing bainite, tempering martensite and residual γ is used. , Especially as 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) The average distance between the center positions of adjacent residual γs, adjacent carbides, or adjacent residual γ and adjacent carbides (hereinafter, collectively referred to as residual γ, etc.) is 1 High-temperature zone-generating bainite having a diameter of at least
(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) When two kinds of bainite of low-temperature generation bainite are produced when the average spacing between center positions such as residual gamma is less than 1 µm, the second workability having improved workability without deterioration of elongation is improved; Can provide high strength steel sheet,
(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 zone generated bainite contributes to the improvement of elongation of the steel sheet, and the low temperature zone generated bainite contributes to the local strain improvement 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 generate | occur | produce a predetermined amount of two types of bainite, after heating to the said two-phase temperature range, arbitrary in the temperature range of 400 degreeC or more and 540 degrees C or less (henceforth a T1 temperature range). The temperature T is cooled to an average cooling rate of 2 ° C./sec or more, held at this T1 temperature range for 10 to 100 seconds to generate a high temperature generation bainite, and then a temperature range of 200 ° C. or more and less than 400 ° C. (hereinafter, May be referred to as the T2 temperature range.), And it is preferable to hold the T2 temperature region for 200 seconds or more.
을 발견해내어, 본 발명을 완성하였다.The present invention was completed by completing the present invention.
우선, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판을 특징짓는 금속 조직에 대하여 설명한다.First, the metal structure which characterizes the 2nd high strength steel plate which concerns on this invention is demonstrated.
《금속 조직에 대하여》About Metal Organization
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 γ.
[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 consists of polygonal ferrite. A subject means that the area ratio with respect to the whole metal structure is more than 50%. Polygonal ferrite is softer than bainite and is a structure which acts to improve workability by increasing the elongation of the steel sheet. In order to exert such an effect, the area ratio of polygonal ferrite is more than 50%, preferably 55% or more, and more preferably 60% or more with respect to the entire metal structure. The upper limit of the area ratio of polygonal ferrite is determined in consideration of the spot ratio of residual γ 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.It is preferable that the average circle equivalent diameter (D) of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer). The elongation of a steel plate can be improved further by making the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite grain small, and disperse | distributing finely. Although its detailed mechanism is not clear, by miniaturizing polygonal ferrite, the dispersion state of polygonal ferrite with respect to the entire metal structure becomes uniform, so that non-uniform deformation is less likely to occur, which contributes to further improvement in elongation. I think. That is, since the metal structure of the 2nd high strength steel plate of this invention consists of mixed structure of polygonal ferrite, bainite, tempering martensite, and residual (gamma), when the particle diameter of a polygonal ferrite grain becomes large, the magnitude | size of an individual structure It is considered that because of the variation, non-uniform deformation occurs and deformation is concentrated locally, making it difficult to improve the workability (especially the elongation improving action due to polygonal ferrite production). Therefore, it is preferable that the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite is 10 micrometers or less, More preferably, it is 8 micrometers or less, More preferably, it is 5 micrometers or less, Especially preferably, it is 4 micrometers 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 and average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite 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 bainite is composed of a composite structure of high-temperature region-generated bainite and low-temperature region-generated bainite having a higher strength than that of the high-temperature region-generated bainite. The high temperature zone produced bainite contributes to the improvement of elongation of the steel sheet, and the low temperature zone produced bainite contributes to the local strain improvement of the steel sheet. And by including these two kinds of bainite structure, local deformation ability can be improved, without deteriorating the elongation of a steel plate, and the overall workability of a steel plate can be improved. This is considered to be attributable to the increase in work hardenability since uneven deformation occurs by complexing 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 above-mentioned high temperature generation bainite is produced in a T1 temperature range of 400 ° C or more and 540 ° C or less in the cooling process after heating at a temperature of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less (two-phase temperature range). It is a bainite organization. The high temperature zone produced bainite is a structure in which an average interval of residual γ or the like is 1 µm or more when SEM observation of a cross section of a nitrided steel sheet is performed.
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 zone generated bainite is bainite structure generated in the T2 temperature range of 200 ° C or more and less than 400 ° C in the cooling process after heating to the two-phase temperature range. The low temperature zone produced bainite is a structure in which the average interval of residual γ or the like is less than 1 µm when SEM observation of the cross section of the nitrided steel sheet is performed.
여기서 「잔류 γ 등의 평균 간격」의 의미는 상기 제 1 고강도 강판의 경우와 같다.The meaning of "average interval, such as the residual (gamma)" is the same as that of the said 1st high strength steel plate.
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.In addition, tempered martensite is a structure which has a function similar to the said low-temperature area | region produced bainite, and contributes to the improvement of local deformation ability of a steel plate. On the other hand, since the said low temperature range | strength produced bainite and tempered martensite cannot be distinguished even by SEM observation, in this invention, the low temperature range produced | generated bainite and tempered martensite are collectively called "low temperature range produced bainite etc." Shall be.
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, the second high-strength steel sheet having improved overall workability can be realized by using bainite as a composite bainite structure including high-temperature zone-generated bainite, low-temperature zone-generated bainite, and the like. In other words, since the high temperature zone generated bainite is softer than the low temperature zone generated bainite or the like, it contributes to improving the workability by increasing the elongation EL of the steel sheet. On the other hand, low temperature zone produced bainite and the like have small carbides and residual γ, and stress concentration is reduced in deformation, thereby increasing the stretch flangeability (λ) and the bendability (R) of the steel sheet, thereby improving local strainability and improving workability. Contribute to improvement In the present invention, since such high-temperature zone-generated bainite and low-temperature zone-generated bainite and the like are mixed, work hardenability is improved, and local strain capacity can be improved without deteriorating 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, as described above, the reason for distinguishing bainite into "high temperature generated bainite" and "low temperature generated bainite, etc." by the difference in the production temperature range and the difference in the average interval such as the residual gamma is general. This is because it is difficult to clearly distinguish bainite in academic organization classification. For example, bainite and bainitic ferrite on the lath are classified into upper bainite and lower bainite according to the transformation temperature. However, in the steel grade containing as much Si as 1.0% or more like this invention, since the precipitation of the carbide accompanying a bainite transformation is suppressed, it is difficult to include martensite structure and distinguish them by SEM observation. Therefore, in the present invention, there is a situation in which bainite is not classified based on academic organization definition, and is discriminated based on the average interval such as the difference in the production temperature range and the residual γ 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 states of the high-temperature zone-generated bainite and the low-temperature zone-generated bainite are not particularly limited, and both high-temperature zone-generated bainite and low-temperature zone-generated bainite may be formed in the old? Inversely generated bainite and low-temperature inversely generated bainite may be produced respectively.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는, 모식적으로 상기 도 2에 나타낸 대로이다.The distribution states of the high temperature zone generated bainite and the low temperature zone generated bainite are as shown in FIG. 2.
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, the area ratio of the hot zone generated bainite occupied in the entire metal structure is b, and the total area ratio of the low temperature zone produced bainite or the like (low temperature zone produced bainite and tempering martensite) occupied in the entire metal structure is c. When it is set as the above, the area ratios b and c need to satisfy 5 to 40% in either case. The reason why the total area ratio of the low-temperature generation bainite and the tempered martensite is not defined here is not the area ratio of the low-temperature generation bainite, because these structures cannot be distinguished by 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 5 to 40%. If the amount of high-temperature zone-generated bainite is too small, the elongation of the steel sheet is lowered and workability cannot be improved. Therefore, the said area ratio (b) is 5% or more, Preferably it is 8% or more, More preferably, it is 10% or more. However, when the amount of generated high-temperature generating bainite becomes excessive, the balance of the production amount of the low-temperature generating bainite or the like becomes poor, and the effect of the combination of the high-temperature producing bainite and the low-temperature producing bainite is not exerted. Therefore, the area ratio (b) of the high temperature zone produced bainite is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, even more 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.In addition, the said total area ratio (c) shall be 5 to 40%. If the amount of low temperature produced bainite or the like is excessively small, the local deformation capacity of the steel sheet is lowered and workability cannot be improved. Therefore, the said total area ratio (c) is 5% or more, Preferably it is 8% or more, More preferably, it is 10% or more. However, when the amount of generation of low-temperature zone-generated bainite or the like becomes excessive, the balance of the amount of production with the high-temperature zone-generated bainite becomes poor, and the effect of the combination of the low-temperature zone-generated bainite and the high-temperature zone-generated bainite is not exerted. Therefore, the area ratio (c) of the low-temperature zone produced bainite or the like is 40% or less, preferably 35% or less, more preferably 30% or less, even more 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 range, and neither of b> c, b <c, and b = c. Included.
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.What is necessary is just to determine the mixing ratio of high temperature zone | generation bainite and low temperature zone generation bainite etc. according to the characteristic calculated | required by a steel plate. Specifically, in order to further improve the local strainability (especially the elongation flangeability (λ)) of the workability of the steel sheet, the ratio of the high temperature band generation bainite is made as small as possible, and the ratio of the low temperature band generation bainite or the like is as much as possible. You can increase it. On the other hand, in order to further improve the elongation in the workability of the steel sheet, the ratio of the high temperature range generation bainite may be made as large as possible, and the ratio of the low temperature region generation bainite or the like may be made as small as possible. In addition, in order to further increase the strength of the steel sheet, the ratio of the low-temperature zone produced bainite or the like may be made as large as possible, and the ratio of the high-temperature zone generated bainite may be made as small as possible.
한편, 본 발명에서, 베이나이트에는, 베이니틱 페라이트도 포함된다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이며, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되어 있지 않은 조직이다.In the present invention, bainite also includes bainitic ferrite. Bainite is a carbide-deposited tissue, and bainitic ferrite is a carbide-deposited tissue.
[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 zone generation bainite, and the low temperature zone generation bainite and the like (low temperature zone generation bainite + tempering martensite) It is preferable that the sum (a + b + c) of the ratio (c) satisfies 70% or more of the entire metal structure. When the total area ratio (a + b + c) is less than 70%, the elongation may deteriorate. Total area ratio (a + b + c) becomes like this. More preferably, it is 75% or more, More preferably, it is 80% or more. The upper limit of the total area ratio (a + b + c) is determined in consideration of the drop rate of residual γ 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.Since the content of the regulation for the residual γ is the same as that of the first high strength steel sheet, the description is omitted.
[기타][Etc]
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.As described above, the metal structure of the second high strength steel sheet includes polygonal ferrite, bainite, tempered martensite and residual γ, and may be composed only of these, but does not impair the effects of the present invention. In the range which does not exist, (a) MA mixed phase which quenched martensite and residual (gamma) combined, and (b) residual structure, such as pearlite, may exist.
(a) MA 혼합상 및 (b) 펄라이트에 대한 규정 내용은, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.Since the contents of (a) MA mixed phase and (b) pearlite are the same as those of the first high strength steel sheet, description thereof is omitted.
상기 금속 조직의 측정 순서는, 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 순서와 같기 때문에 설명은 생략한다.Since the measurement order of the said metal structure is the same as the procedure demonstrated by the said 1st high strength steel plate, description is abbreviate | 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》<< about composition of ingredients >>
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 C: 0.10 to 0.3%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1.0 to 2.5%, Al: 0.005 to 3%, and P: 0.1% or less (0% S: 0.05% or less (0%) are not satisfied. The reason for determining such a range is the same as that of the first high-strength steel sheet except for Si and Mn, and thus description thereof will be omitted. 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.Si not only contributes to the high strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element, but also suppresses the precipitation of carbides during the holding at the T1 temperature region and the T2 temperature region described below (during ostempering treatment), and is very effective in effectively generating residual?. It is an important element. Therefore, Si amount is 1.0% or more, Preferably it is 1.2% or more, More preferably, it is 1.3% or more. However, when Si is excessively contained, reverse transformation to the γ phase does not occur during heating and cracking in annealing, and a large amount of polygonal ferrite remains, resulting in insufficient strength. In addition, Si scale is generated on the surface of the steel sheet during hot rolling to deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, Si amount is 3% or less, Preferably it is 2.50% or less, More preferably, it is 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 to obtain bainite and tempering martensite. In addition, Mn is an element that also works effectively to stabilize γ to produce residual γ. In order to exert such an effect, the Mn amount is 1.0% or more, preferably 1.5% or more, and more preferably 1.8% or more. However, when Mn is excessively contained, the formation of the high temperature zone produced bainite is significantly suppressed. In addition, excessive addition of Mn leads to deterioration of weldability and workability due to segregation. Therefore, Mn amount is 2.5% or less, Preferably it is 2.4% or less, More preferably, it is 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, similarly to the first high strength steel sheet, as another element,
(a) Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다),(a) Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or Mo: 1% or less (does not contain 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: 0.15% or less (does not contain 0%), Nb: 0.15% or less (does not contain 0%) and V: 0.15% or less (does not contain 0%) One or more elements,
(c) Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or Ni: 1% or less (does not contain 0%),
(d) B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다), (d) B: 0.005% or less (does not include 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 Ca: 0.01% or less (does not contain 0%), Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and rare earth elements: 0.01% or less (does not contain 0%) One or more elements
등을 함유하여도 좋다. 이러한 범위를 정한 이유는, 상기 제 1 고강도 강판과 같기 때문에 설명은 생략한다.Or the like. The reason for determining such a range is the same as that of the first high strength steel sheet, and thus description thereof is 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 a tensile strength of 590 MPa or more, is excellent in elongation, and also has good local deformation ability, and thus is excellent in workability. This 2nd high strength steel plate is used suitably as a raw material of structural parts of an automobile similarly to the said 1st high strength steel plate.
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.Moreover, since the said 2nd high strength steel plate is favorable in workability at warm, it can be used suitably also as a raw material for warm shaping | molding. On the other hand, warm processing means shaping | molding in the temperature range of about 50-500 degreeC.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판의 금속 조직과 성분 조성에 대하여 설명했다.In the above, the metal structure and component composition of the 2nd high strength steel plate which concerns on this invention were demonstrated.
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, the method which can manufacture the said 2nd high strength steel plate is demonstrated. The second high-strength steel sheet is a step of heating a steel sheet that satisfies the component composition in a temperature range (two phase temperature range) of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less, and for 50 seconds or more in the temperature area. A step of holding, a step of cooling at an average cooling rate of 2 to 50 ° C./sec to an arbitrary temperature T satisfying the following formula 1, and a step of holding for 10 to 100 seconds at a temperature range satisfying the following formula (1) And it can manufacture by including in this order the process hold | maintained for 200 second or more in the temperature range which satisfy | fills following formula (2). Hereinafter, each process is demonstrated in order.
[수학식 1][Equation 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
[수학식 2]&Quot; (2) "
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
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 to a two-phase temperature range [temperature range of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less], the hot rolled steel sheet obtained by hot rolling the slab according to a conventional method is cold rolled. Prepare something. Hot rolling may make finish rolling temperature into 800 degreeC or more and winding temperature, for example, 700 degrees C or less. In cold rolling, the cold rolling rate may be rolled in the range of 10 to 70%, for example.
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 range of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less in a continuous annealing line, and is maintained at this temperature range for 50 seconds or more 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.By setting the heating temperature to the two-phase temperature range of ferrite and austenite, a predetermined amount of polygonal ferrite can be produced. That is, when heating temperature is too high, it will become an austenite single phase region and generation | occurrence | production of a polygonal ferrite will be suppressed, and elongation of a steel plate cannot be improved and workability will deteriorate. Therefore, heating temperature is Ac 3 points + 20 degrees C or less, Preferably it is Ac 3 points + 10 degrees C or less, More preferably, you may be less than Ac 3 points. On the other hand, when heating at the Ac 3 point or more, it becomes the temperature range of the austenite single phase, but at the crack time degree prescribed | regulated by this invention, if a heating temperature is Ac 3 point +20 degrees C or less, even if it carries out crack retention, a small amount of poly Since the ferrite ferrite remains, a predetermined amount of polygonal ferrite can be generated 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 generated, so that a predetermined amount of hot zone-generated bainite, low-temperature zone-generated bainite, and the like are not obtained, and thus workability is achieved. This is deteriorated. Therefore, heating temperature is Ac 1 point + 20 degreeC or more, Preferably Ac 1 point + 30 degreeC or more, More preferably, Ac 1 point + 50 degreeC or more.
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 crack time in the two-phase temperature range is less than 50 seconds, the steel sheet cannot be uniformly heated, so that the production of residual γ is suppressed, elongation and local deformation capacity are reduced, and workability cannot be improved. Therefore, the cracking time is 50 seconds or more, preferably 100 seconds or more. However, when the crack time is too long, the austenite grain size becomes large, accompanied by coarsening of the polygonal ferrite grains, and the elongation and local strain tend to be deteriorated. Therefore, the crack time is preferably 500 seconds or less, more preferably 450 seconds or less.
한편, 상기 냉연 강판을 상기 2상 온도역으로 가열할 때의 평균 가열 속도는, 예컨대 1℃/초 이상으로 하면 좋다.In addition, what is necessary is just to make the average heating rate at the time of heating the said cold rolled sheet steel at the said two phase temperature range, for example to 1 degree-C / sec or more.
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. One point of Ac and three points of Ac are the same as those of the first high-strength steel sheet, and are represented by "Lesley Steel Material Science" (Maruzen Co., May 31, 1985, p. 273). It can calculate from b.
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 for 50 seconds or more and cracking, the mixture is cooled at an average cooling rate of 2 to 50 ° C./second up to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1). By cooling the range from the two-phase temperature range to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1) above a predetermined average cooling rate, a predetermined amount of polygonal ferrite can be generated, and high-temperature region generated bainite And low temperature zone generation bainite can be produced. When the average cooling rate of this temperature range is less than 2 degree-C / sec, a perlite transformation will arise, perlite will be produced excessively, elongation will fall, and workability will deteriorate. The average cooling rate of this section becomes like this. Preferably it is 5 degrees C / sec or more, More preferably, it is 10 degrees C / sec or more. However, if the average cooling rate of the section is too large, a predetermined amount of polygonal ferrite cannot be secured. Therefore, an average cooling rate is 50 degrees C / sec or less, Preferably it is 40 degrees C / sec or less, More preferably, it is 30 degrees C / sec 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 Equation 1, it is maintained for 10 to 100 seconds in the T1 temperature region satisfying Equation 1, and then 200 in the T2 temperature region satisfying Equation 2 Hold for more than a second By appropriately controlling the time to be maintained in the T1 temperature zone and the T2 temperature zone, the high temperature zone generated bainite, the low temperature zone generated bainite, and the like can be generated in predetermined amounts.
T1 온도역과 T2 온도역으로 유지하는 때의 구체적인 조건에 대해서는 상기 제 1 고강도 강판에서 설명한 조건과 같기 때문에, 설명은 생략한다.Since specific conditions at the time of holding | maintaining in T1 temperature range and T2 temperature range are the same as the conditions demonstrated by the said 1st high strength steel plate, description is abbreviate | 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 produced 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 an alloyed hot dip galvanized layer may be formed on the surface of the second high strength steel sheet similarly to 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 at the time of forming a hot dip galvanizing layer and an alloying hot dip galvanizing layer are not specifically limited, Well-known conditions can be employ | adopted. Since specific conditions are the same as the said 1st high strength steel plate, description is abbreviate | omitted.
본 발명의 기술은, 특히 판 두께가 3mm 이하인 박강판에 적합하게 채용할 수 있다.The technique of this invention can be suitably employ | adopted especially for the thin steel plate whose plate | board thickness is 3 mm or less.
이상, 본 발명에 따른 제 2 고강도 강판에 대하여 설명했다.In the above, the 2nd high strength steel plate which concerns on this invention was demonstrated.
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.This application is Japanese Patent Application No. 2011-080953 for which it applied on March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011-080954 for which it applied for March 31, 2011, and Japanese patent application for September 9, 2011. It claims the benefit of priority based on the application 2011-197670, and the Japan patent application 2011-197671 for which it applied on September 9, 2011. Japanese Patent Application No. 2011-080953, filed March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011-080954, filed March 31, 2011, Japanese Patent Application No. 2011, filed September 9, 2011 -197670, and the entire contents of the specification of Japanese Patent Application No. 2011-197671, filed September 9, 2011, are incorporated herein by reference.
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, although an Example is given and this invention is demonstrated further more concretely, this invention is not restrict | limited by the following example, Of course, it is also possible to change and implement suitably in the range which may be suitable for the purpose of the previous and the later. And any of them are included in the technical scope of the present invention. Meanwhile, Example 1 below is an example of the first high strength steel sheet, and Example 2 below 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.Steel of the chemical composition shown in Table 1 or Table 2 below (residual iron and unavoidable impurities other than P, S, N, and O) was vacuumed to prepare an experimental slab. In the following Table 1 or Table 2, REM used the mesh metal which contains 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.Based on the chemical component shown in Table 1 or Table 2, and Ac 1 point based on the above formula (a), Ac 3 point based on the above formula (b) was calculated, 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 experimental slab was hot rolled and then cold rolled, followed by continuous annealing to prepare a sample. 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.After heating and maintaining the experimental slab at 1250 ° C. for 30 minutes, the reduction ratio was about 90% and hot rolling so that the finish rolling temperature was 920 ° C., and the temperature was cooled to a winding temperature of 500 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./sec. Wound up. After winding up, it was hold | maintained at this winding temperature (500 degreeC) for 30 minutes, and then it was furnace-cooled to room temperature, and the hot rolled steel plate of 2.6 mm of sheet thickness was manufactured.
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 and the surface scale was removed, followed by cold rolling at a cold rolling rate of 46% to produce a cold rolled steel sheet having a sheet 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 cold rolled steel sheet thus obtained was heated to a temperature (° C) shown in Tables 3 to 5 below, held for a period of time shown in Tables 3 to 5, cracked, and then cooled according to any of four patterns shown below. The sample was prepared by continuous annealing.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)(Cooling pattern i; corresponds to FIG. 3 (i) above)
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 cracking, after cooling to the starting temperature (T) (° C) shown in the following Tables 3 to 5 at the average cooling rate (° C / sec) shown in the following Tables 3 to 5, this starting temperature (T) (° C) It hold | maintained at and then cooled to the starting temperature (degreeC) in T2 temperature range shown in following Table 3-Table 5, and hold | maintained at this starting temperature. Tables 3 to 5 show the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range. In addition, the time (second) until reaching the start temperature in T2 temperature range was shown at the time of completion of maintenance in T1 temperature range.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)(Cooling pattern ii; corresponds to (ii) of FIG. 3 above)
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 cracking, after cooling to the starting temperature (T) (° C) shown in the following Tables 3 to 5 at the average cooling rate (° C / sec) shown in the following Tables 3 to 5, the end shown in the following Tables 3 to 5 It cooled to temperature (degreeC), and then cooled to the starting temperature (degreeC) in T2 temperature range shown in following Table 3-Table 5, and hold | maintained the time (second) shown in following Table 3-Table 5 at this starting temperature. Tables 3 to 5 show the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range. In addition, the time (second) until reaching the start temperature in T2 temperature range was shown at the time of completion of maintenance in T1 temperature range.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)(Cooling pattern iii; corresponds to (iii) of FIG. 3 above)
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 a crack, after cooling to the starting temperature (T) (degreeC) shown in following Table 3 and Table 4 at the average cooling rate (degreeC / sec) shown in following Table 3 and Table 4, T2 shown in following Table 3 and Table 4 It cooled to the start temperature (degreeC) in a temperature range, and hold | maintained at this start temperature. Table 3 and Table 4 show the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay 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 a crack, it cooled to the starting temperature (degreeC) in the T1 temperature range or the starting temperature (degreeC) in T2 temperature range shown in following Table 3, and hold | maintained at some starting temperature. That is, No. 8 of the following Table 3 is an example of cooling at an instant without cracking and holding at 420 ° C for 450 seconds and then maintaining at room temperature (average cooling rate is 5 ° C / sec), and the T2 temperature shown in Table 3 below. The stay time in the station represents the time required to pass through the T2 temperature range. No. 15 in the following Table 3 is an example of cooling at an instant without cracking and holding at 380 ° C. for 450 seconds (with an average cooling rate of 5 ° C./sec) without maintaining the temperature at room temperature, and in the T1 temperature range shown in Table 3 below. The residence time of represents the time required to pass through the T1 temperature range. In Table 3 below, the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range are shown.
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, of the start temperature in the T1 temperature range, the end temperature, and the start temperature in the T2 temperature range shown in Tables 3 to 5, the values marked with * are from the T1 temperature range or the T2 temperature range defined in the present invention. Although out of order, for convenience of explanation, in order to show a thermal pattern, the temperature was described in each column.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.About the obtained sample, observation of metal structure and evaluation of a mechanical characteristic were performed in the following procedure.
《금속 조직의 관찰》<< 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.The area ratios of the high-temperature generated bainite, low-temperature generated bainite, and the like (ie, low-temperature generated bainite + tempering martensite) and polygonal ferrite in the metal structure were determined based on the scanning electron microscope (SEM) observations. It calculated and the volume fraction of residual (gamma) was measured by the saturation magnetization method.
[(1) 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트의 면적률][(1) Area ratio of polygonal ferrite, such as high-temperature zone-generating bainite and low-temperature zone-generating bainite, etc.]
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.About the cross section parallel to the rolling direction of the sample, the surface was polished and further electrolytically polished, and then nitrided to corrode, and the 1/4 position of the plate thickness was observed at 5 times at 3000 magnification by SEM. The observation visual field was about 50 micrometers x about 50 micrometers.
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, within the observation visual field, the average interval between the residual γ and the carbide observed as white or pale gray was measured based on the above-described method. The area ratios of the high temperature range | generated bainite and low temperature range | mold produced | generated bainite etc. distinguished by these average space | intervals were measured by the point scattering 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.The area ratio (a) (%) of high temperature zone produced bainite, the total area ratio (b) (%) of low temperature zone produced bainite and tempered martensite, and the area ratio (c) (%) of polygonal ferrite are shown in the following table. 6 to Table 8. Moreover, the sum total area ratio (a + b + c) of the said 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.Moreover, the equivalent circular diameter of the polygonal ferrite lip confirmed in the observation visual field was measured, and the average value was calculated | required. The results are shown in Tables 6 to 8 below. In addition, the evaluation result is shown to the following table | surfaces as evaluation (circle) and the case where it is more than 10 micrometers as evaluation (triangle | delta) for the case where the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less.
[(2) 잔류 γ의 체적률][(2) Volume fraction of residual γ]
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 fraction 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 the standard sample heat-treated at 400 ° C. for 15 hours were measured, and the volume fraction Vγr of the residual γ was obtained from the following equation. The measurement of saturation magnetization was measured at room temperature using the direct current magnetization B-H characteristic automatic recording apparatus "model BHS-40" made from Rigendene as 5000 (Oe).
Vγr = (1 - I/Is)×100 Vγr = (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.In addition, the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the sample was polished, and the circular equivalent diameter (d) of the MA mixed phase in which residual gamma and quenched martensite was combined was observed for 5 fields at an observation magnification of 1000 times using an optical microscope. Was measured. About the total number of MA mixed phases, the ratio of the number of MA mixed phases whose circular equivalent diameter (d) in an observation cross section exceeds 7 micrometers was computed. The evaluation result is shown to the following table | surfaces as the case where the number ratio is less than 15% as pass ((circle)) and the case where it is 15% or more as reject (x).
《기계적 특성의 평가》<< Evaluation of mechanical characteristics >>
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.The mechanical properties of the sample were evaluated according to the tensile strength TS, the elongation EL, the hole enlargement ratio λ, the limit bending radius R, and the Eriksen value.
(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) Tensile strength (TS) and elongation (EL) were measured by carrying out a tensile test based on JIS Z2241. The test piece used what cut out the 5 test piece prescribed | regulated to JISZ2201 from the sample so that a perpendicular direction may become a longitudinal direction with respect to the rolling direction of a sample. 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 expansion ratio. The hole enlargement ratio (λ) was measured by performing a hole enlargement test based on the steel federation standard 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 limit bending radius R was measured by performing a V bending test based on JIS Z2248. The test piece used what cut out the 1st test piece (plate thickness: 1.4 mm) prescribed | regulated to JISZ2204 from the sample so that a perpendicular direction may become a longitudinal direction (bending ridge line coincides with a rolling direction) with respect to the rolling direction of a sample. In addition, the V bending test was performed after performing mechanical grinding to the cross section of the longitudinal direction of a test piece so that a crack might not arise.
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 between the die and the punch was set to 90 °, the V bend test was performed by changing the tip radius of the punch in 0.5 mm units, and the punch tip radius that could be bent without cracking was determined 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 crack generation was observed using Loupe, and it judged on the basis of no hair crack generation.
(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 Ericsen value was measured by performing an Eriksen test based on JIS Z2247. The test piece used what cut out from the sample so that it might become 90 mm x 90 mm x thickness 1.4 mm. The Eriksen test was performed using the thing whose punch diameter is 20 mm. The measurement results are shown in Tables 6 to 8 below. On the other hand, according to the Eriksen test, the composite effect by both the total elongation characteristic of a steel plate and local ductility can be evaluated.
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 samples were evaluated according to the criteria of elongation EL, hole enlargement ratio (λ), limit bending radius (R) and Ericsen value corresponding to tensile strength (TS). In other words, the required EL, λ, R, and Ericsen values differ depending on the TS of the steel sheet. Therefore, the mechanical properties were evaluated according to the following criteria according to the TS level.
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.According to the following evaluation criteria, the case where all the characteristics of EL, λ, R, and Ericsen values are satisfied is passed (○), and the case where any characteristic is not satisfied with the reference value is rejected (x). 6 to Table 8.
(1) 780MPa 급의 경우 (1) 780 MPa class
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만TS: 780MPa or more and less than 980MPa
EL : 25% 이상EL: 25% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 1.0mm 이하R: 1.0mm or less
에릭센값 : 10.4mm 이상 Ericsen value: 10.4mm or more
(2) 980MPa 급의 경우 (2) 980 MPa class
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만 TS: 980MPa or more and less than 1180MPa
EL : 19% 이상EL: 19% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 3.0mm 이하R: 3.0mm or less
에릭센값 : 10.0mm 이상 Ericsen value: 10.0mm or more
(3) 1180MPa 급의 경우 (3) 1180 MPa class
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만 TS: 1180MPa or more and less than 1270MPa
EL : 15% 이상EL: 15% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 4.5mm 이하R: 4.5mm or less
에릭센값 : 9.6mm 이상 Ericsen value: 9.6mm or more
(4) 1270MPa 급의 경우 (4) 1270 MPa class
TS : 1270MPa 이상 1370MPa 미만 TS: 1270MPa or more and less than 1370MPa
EL : 14% 이상EL: 14% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 5.5mm 이하R: 5.5mm or less
에릭센값 : 9.4mm 이상 Ericsen value: 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 first high strength steel sheet, it is assumed that TS is 780 MPa or more and less than 1370 MPa, and when TS is less than 780 MPa or 1370 MPa or more, the EL, λ, R, and ericsen values are treated out of the object.
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.From Table 1 to Table 8, it can be considered as follows. Nos. 4, 29, 31, 38, 55, 65, and 67 in Nos. 1 to 70 shown in Tables 6 to 8 below are examples cooled by the pattern i, and Nos. 7, 11, 14, and 33 are It is an example cooled by the said pattern iii, No. 8 and 15 are examples cooled by the said pattern iv, and the remainder is the example cooled by the said 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, examples in which ○ is indicated in the comprehensive evaluation are steel sheets which satisfy the requirements specified in the present invention, and mechanical properties (EL, λ, R, Eric) determined according to each TS. Satisfactory value). Therefore, it turns out that the high strength steel plate of this invention is favorable over 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.In addition, the example (No.8, 13, 15, 29, 31, 34, 37, 41, 46, 48, 52, 60-63 shown in which X is shown by comprehensive evaluation) is this example. The steel sheet does not satisfy any of the requirements specified in the present 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 in the T1 temperature range is too long, and the cooling is performed without holding in the T2 temperature range, and generation of low-temperature generated bainite and the like is suppressed. In addition, many coarse MA mixed phases were produced. Therefore, lambda becomes small and workability is deteriorated. No. 13 in Table 6 is an example in which the average cooling rate to an arbitrary temperature T satisfying the above expression (1) after heating and holding in a two-phase temperature range is too small, and a perlite transformation occurs, and the amount of residual γ It is not secured but elongation falls and workability deteriorates. No. 15 of Table 6 is an example of cooling to a T2 temperature range at once without retaining it in the T1 temperature region after the cracking treatment, and retaining it at this temperature region. Since it is maintained only in the T2 temperature range, hardly generated high temperature zone bainite is generated, and elongation and local deformation ability (ericsen value) are reduced, and workability is deteriorated. No. 29 of Table 6 is an example in which, after the cracking treatment, the cooling was performed at once in the T2 temperature range without being maintained in the T1 temperature range and held at two kinds of temperatures in this temperature range. Since it is maintained only in the T2 temperature range, hardly generated high temperature zone bainite is generated, elongation is lowered, and 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 of Table 6 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too short, and since the amount of generation of the high-temperature generating bainite is too small, the elongation is lowered and the workability is deteriorated. No. 34 in Table 7 is an example in which the holding time in the T1 temperature region is long and is not maintained in the T2 temperature region, and generation of low-temperature generated bainite or the like is suppressed. In addition, many coarse MA mixed phases are generated. Accordingly, the Ericsen value decreases, and the local deformability decreases, so that the workability is not improved. Since No. 37 of Table 7 has too high heating temperature, polygonal ferrite is not produced | generated and elongation is falling. Therefore, workability of the steel sheet is not improved. Since No. 41 of Table 7 has too low heating temperature, polygonal ferrite is produced | generated excessively and the intensity | strength is falling.
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 in Table 7 is an example in which the holding time in the two-phase temperature range is too short, and since the generation of residual γ is suppressed, elongation is reduced. In addition, the ericsen value is small and the local strain ability is reduced. Therefore, workability of the steel sheet is not improved. No. 48 in Table 7 is maintained at a temperature exceeding the temperature in the T1 temperature range specified in the present invention after the cracking treatment, and is maintained at this temperature range without cooling the temperature in the T1 temperature range. One example. Polygonal ferrite is excessively produced, and since the amount of high-temperature zone-generated bainite is small, elongation is lowered and workability is not improved. No. 52 in Table 7 is an example in which after cooling at a temperature range of T1 and then cooling to a temperature below the T2 temperature range and not maintained at a temperature range of T2, low-temperature generated bainite is hardly generated. As a result, it was confirmed that a large amount of the coarse MA mixed phase was present, and the strength was too high because a lot of quenched martensite was present.
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 is an example where the amount of C is too small, and the amount of generation of residual γ is too small, so that the elongation and the ericsen value are small, and workability is deteriorated. No. 61 in Table 8 is an example in which the amount of Si is excessively large, and polygonal ferrite is excessively generated to suppress the generation of high-temperature zone bainite and low-temperature zone bainite. Therefore, the desired strength is not secured. No. 62 in Table 8 is an example in which the amount of Si is too small and the amount of generation of residual γ is not secured. Therefore, elongation falls and workability deteriorates. No. 63 in Table 8 is an example in which the amount of Mn is too small, and since quenching is not sufficiently performed, polygonal ferrite is excessively generated during cooling, while formation of low-temperature zone generated bainite and the like is suppressed. Therefore, elongation and hole enlargement rate are small, the Ericsen value is also small, and workability is inferior.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.From the above result, it turns out that according to this invention, the high strength steel plate which improved workability can be provided.
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, among the 980 MPa grade steel sheets shown in Table 6 and Table 7, examples satisfying the requirements specified in the present invention (Nos. 3 to 7, 9 to 12, 14, 16 to 27, 30, 32, 33 , 35, 36, 38 to 40, 42 show the relationship between the tensile strength TS and the elongation EL. In Fig. 4,? Indicates that the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains is 10 µm or less, and ■ indicates the result of the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains exceeding 10 µm.
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 is apparent from FIG. 4, even when the tensile strength TS is the same, the elongation EL can be increased by suppressing the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains to 10 μm or less, thereby further improving workability. It can be seen that there is.
[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.The steel of the chemical composition shown in Table 9 (the remainder is iron and unavoidable impurities other than P, S, N, and O) was vacuum-solvented to manufacture an experimental slab. In the following Table 9, REM used about 50% of La and about 30% of Ce containing 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.Based on the chemical component shown in Table 9 and the above formula (a), Ac 1 point, based on the above equation b was calculated to Ac 3 points, the results are shown in Table 10 and Table 11.
수득된 실험용 슬래브를 열간 압연한 후에 냉간 압연하고, 이어서 연속 소둔하여 샘플을 제조했다. 구체적인 조건은 다음과 같다.The obtained experimental slab was hot rolled and then cold rolled, followed by continuous annealing to prepare a sample. 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.After heating and maintaining the experimental slab at 1250 ° C. for 30 minutes, the rolling reduction was set to about 90% and hot-rolled so that the finish rolling temperature was 920 ° C., and then cooled from this temperature to a winding temperature of 500 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./sec. Wound up. After winding up, it was hold | maintained at this winding temperature (500 degreeC) for 30 minutes, and then it was quenched to room temperature, and the hot rolled sheet steel of 2.6 mm of sheet thickness was produced.
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 and the surface scale was removed, followed by cold rolling at a cold rolling rate of 46% to produce a cold rolled steel sheet having a sheet 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 cold rolled steel sheet thus obtained was heated to a temperature (° C) shown in Tables 10 and 11 below, held for a period of time shown in Tables 10 and 11, cracked, and then cooled according to any of four patterns shown below. The sample was prepared by continuous annealing.
(냉각 패턴 i; 상기 도 3의 (i)에 대응)(Cooling pattern i; corresponds to FIG. 3 (i) above)
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 cracking, after cooling to the starting temperature (T) (° C.) shown in the following Table 10 and Table 11 at the average cooling rates (° C./sec) shown in Table 10 and Table 11, this starting temperature (T) (° C.) It hold | maintained at and then cooled to the start temperature (degreeC) in T2 temperature range shown in following Table 10, Table 11, and hold | maintained at this start temperature. In Table 10 and Table 11 below, the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range are shown. In addition, the time (second) until reaching the start temperature in T2 temperature range was shown at the time of completion of maintenance in T1 temperature range.
(냉각 패턴 ii; 상기 도 3의 (ii)에 대응)(Cooling pattern ii; corresponds to (ii) of FIG. 3 above)
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 a crack, after cooling by the starting temperature (T) (degreeC) shown in following Table 10 and Table 11 by the average cooling rate (degreeC / sec) shown in following Table 10 and Table 11, the completion | finish shown in following Table 10 and Table 11 It cooled to temperature (degreeC), and then cooled to the starting temperature (degreeC) in T2 temperature range shown in following Table 10 and Table 11, and hold | maintained the time (second) shown in following Table 10 and Table 11 at this starting temperature. In Table 10 and Table 11 below, the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range are shown. In addition, the time (second) until reaching the start temperature in T2 temperature range was shown at the time of completion of maintenance in T1 temperature range.
(냉각 패턴 iii; 상기 도 3의 (iii)에 대응)(Cooling pattern iii; corresponds to (iii) of FIG. 3 above)
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 a crack, after cooling to the starting temperature (T) (degreeC) shown in following Table 10 and Table 11 by the average cooling rate (degreeC / sec) shown in following Table 10 and Table 11, T2 shown in following Table 10 and Table 11 It cooled to the start temperature (degreeC) in a temperature range, and hold | maintained at this start temperature. In Table 10 and Table 11 below, the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range are shown.
(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 a crack, it cooled to the start temperature (degreeC) in T1 temperature range shown in following Table 10, and hold | maintained at this start temperature. That is, No. 19 of the following Table 10 is an example in which cooling (at an average cooling rate of 5 ° C / sec) is performed at once without cracking and holding at 420 ° C for 450 seconds, and then at room temperature, and the T2 temperature shown in Table 10 below. The stay time in the station represents the time required to pass through the T2 temperature range. In Table 10 below, the stay time (seconds) in the T1 temperature range and the stay time (seconds) in the T2 temperature range are shown.
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 in the T1 temperature range, the end temperature, and the start temperature in the T2 temperature range shown in Table 10, the values marked with * deviate 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 was described in each column.
수득된 샘플에 대하여, 금속 조직의 관찰과 기계적 특성의 평가를 다음 수순으로 행했다.About the obtained sample, observation of metal structure and evaluation of a mechanical characteristic were performed in the following procedure.
《금속 조직의 관찰》<< 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 ratios of polygonal ferrite, high temperature generating bainite, and low temperature generating bainite, etc. (ie, low temperature generating bainite + tempering martensite) among metal structures are based on scanning electron microscope (SEM) observations. It calculated and the volume fraction of residual (gamma) was measured by the saturation magnetization method.
[(1) 폴리고날 페라이트, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률][(1) Area ratio of polygonal ferrite, high-temperature band bainite, and low-temperature band bainite, etc.]
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.About the cross section parallel to the rolling direction of the sample, the surface was polished and further electrolytically polished, and then nitrided to corrode, and the 1/4 position of the plate thickness was observed at 5 times at 3000 magnification by SEM. The observation visual field was about 50 micrometers x about 50 micrometers.
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, within the observation visual field, the average interval between the residual γ and the carbide observed as white or pale gray was measured based on the above-described method. The area ratios of the high temperature range | generated bainite and low temperature range | mold produced | generated bainite etc. distinguished by these average space | intervals were measured by the point scattering 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 (a) (%) of polygonal ferrite, the area ratio (b) (%) of high temperature generation bainite, and the total area ratio (c) (%) of low temperature generation bainite and tempering martensite are shown in the following table. 12 and Table 13. Moreover, the total area ratio (a + b + c) of said area ratio (a), area ratio (b), and 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.Moreover, the equivalent circular diameter of the polygonal ferrite lip confirmed in the observation visual field was measured, and the average value was calculated | required. The results are shown in Tables 12 and 13 below. In addition, the evaluation result is shown in following Table 12 and Table 13 by making evaluation (circle) and the case of more than 10 micrometers into evaluation (triangle | delta) as the case where the average circle equivalent diameter (D) of polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less.
[(2) 잔류 γ의 체적률][(2) Volume fraction of residual γ]
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 fraction 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 the standard sample heat-treated at 400 ° C. for 15 hours were measured, and the volume fraction Vγr of the residual γ was obtained from the following equation. The measurement of saturation magnetization was measured at room temperature using the direct current magnetization B-H characteristic automatic recording apparatus "model BHS-40" made from Rigendene as 5000 (Oe).
Vγr = (1 - I/Is)×100Vγr = (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.In addition, the surface of the cross section parallel to the rolling direction of the sample was polished, and the circular equivalent diameter (d) of the MA mixed phase in which residual gamma and quenched martensite was combined was observed for 5 fields at an observation magnification of 1000 times using an optical microscope. Was measured. About the total number of MA mixed phases, the ratio of the number of MA mixed phases whose circular equivalent diameter (d) in an observation cross section exceeds 7 micrometers was computed. The evaluation result is shown in following Table 12 and Table 13 by making pass ((circle)) and case where it is 15% or more into the case where the number ratio is less than 15% fail (x).
《기계적 특성의 평가》<< Evaluation of mechanical characteristics >>
샘플의 기계적 특성은, 인장 강도(TS), 신도(EL), 구멍 확대율(λ), 한계 굽힘 반경(R), 에릭센값에 따라서 평가했다.The mechanical properties of the sample were evaluated according to the tensile strength TS, the elongation EL, the hole enlargement ratio λ, the limit bending radius R, and the Eriksen value.
(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) Tensile strength (TS) and elongation (EL) were measured by carrying out a tensile test based on JIS Z2241. The test piece used what cut out the 5 test piece prescribed | regulated to JISZ2201 from the sample so that a perpendicular direction may become a longitudinal direction with respect to the rolling direction of a sample. 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 expansion ratio. The hole enlargement ratio (λ) was measured by performing a hole enlargement test based on the Steel Federation Standard 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 limit bending radius R was measured by performing a V bending test based on JIS Z2248. The test piece used what cut out the 1st test piece (plate thickness: 1.4 mm) prescribed | regulated to JISZ2204 from the sample so that a perpendicular direction may become a longitudinal direction (bending ridge line coincides with a rolling direction) with respect to the rolling direction of a sample. In addition, the V bending test was performed after performing mechanical grinding to the cross section of the longitudinal direction of a test piece so that a crack might not arise.
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 between the die and the punch was set to 90 °, the V bend test was performed by changing the tip radius of the punch in 0.5 mm units, and the punch tip radius that could be bent without cracking was determined 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 the crack generation was observed using the loupe, and it judged on the basis of no hair crack generation.
(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 Ericsen value was measured by performing an Eriksen test based on JIS Z2247. The test piece used what cut out from the sample so that it might become 90 mm x 90 mm x thickness 1.4 mm. The Eriksen test was performed using the thing whose punch diameter is 20 mm. The measurement results are shown in Tables 12 and 13 below. On the other hand, according to the Eriksen test, the composite effect by both the total elongation characteristic of a steel plate and local ductility can be evaluated.
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 samples were evaluated according to the criteria of elongation EL, hole enlargement ratio (λ), limit bending radius (R) and Ericsen value corresponding to tensile strength (TS). In other words, the required EL, λ, R, and Ericsen values differ depending on the TS of the steel sheet. Therefore, the mechanical properties were evaluated according to the following criteria according to the TS level.
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.According to the following evaluation criteria, the case where all the characteristics of EL, λ, R, and Ericsen values are satisfied is passed (○), and the case where any characteristic is not satisfied with the reference value is rejected (x). 12 and Table 13.
(1) 590MPa 급의 경우 (1) 590 MPa class
TS : 590MPa 이상 780MPa 미만TS: 590MPa or more and less than 780MPa
EL : 34% 이상EL: 34% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 0.5mm 이하R: 0.5mm or less
에릭센값 : 10.8mm 이상 Ericsen value: 10.8mm or more
(2) 780MPa 급의 경우 (2) 780 MPa class
TS : 780MPa 이상 980MPa 미만TS: 780MPa or more and less than 980MPa
EL : 25% 이상EL: 25% or more
λ : 30% 이상 λ: 30% or more
R : 1.0mm 이하R: 1.0mm or less
에릭센값 : 10.4mm 이상 Ericsen value: 10.4mm or more
(3) 980MPa 급의 경우 (3) 980 MPa class
TS : 980MPa 이상 1180MPa 미만TS: 980MPa or more and less than 1180MPa
EL : 19% 이상EL: 19% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 3.0mm 이하R: 3.0mm or less
에릭센값 : 10.0mm 이상 Ericsen value: 10.0mm or more
(4) 1180MPa 급의 경우 (4) 1180 MPa class
TS : 1180MPa 이상 1270MPa 미만TS: 1180MPa or more and less than 1270MPa
EL : 15% 이상EL: 15% or more
λ : 20% 이상 λ: 20% or more
R : 4.5mm 이하R: 4.5mm or less
에릭센값 : 9.6mm 이상 Ericsen value: 9.6mm 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 assumed that TS is 590 MPa or more and less than 1270 MPa, and when TS is less than 590 MPa or 1270 MPa or more, the EL, λ, R, and ericsen values are treated out of the object.
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 Tables 9 to 13, the following can be considered. Nos. 1, 3, 4, 11, 14, 15, 20, and 28 are examples cooled by the pattern i, among Nos. 1 to 43 shown in Tables 12 and 13, and Nos. 2 and 6 are the patterns. It is an example cooled by iii, No.19 is an example cooled by the said pattern iv, and the remainder is an example cooled by the said 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, examples in which ○ is indicated in the comprehensive evaluation are steel sheets that satisfy the requirements specified in the present invention, and mechanical properties (EL, λ, R, Eric) determined according to TS. Satisfactory value). Therefore, it turns out that the high strength steel plate of this invention is excellent in elongation and local deformation ability, and is favorable over 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.In addition, the example (No.4, 8, 9, 12, 15, 18-20, 31, 34-36 shown in Table 12, Table 13) in which x is indicated by comprehensive evaluation has any requirements prescribed | regulated by this invention. It is a steel sheet that does not satisfy. 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 is too low when cooling to an arbitrary temperature T satisfying the above formula 1 after heating and holding in a two-phase temperature range, causing perlite transformation, The desired residual gamma amount is not obtained. Therefore, the strength is insufficient. No. 8 of Table 12 is an example in which the holding time in the two-phase temperature range is too short, and since the amount of generation of residual γ cannot be secured, the strength is insufficient. No. 9 in Table 12 is maintained at a temperature exceeding the temperature in the T1 temperature range specified in the present invention after the cracking treatment, and is maintained at this temperature range without cooling the temperature in the T1 temperature range. One example. Since a large amount of polygonal ferrite is produced, the amount of generated high-temperature generated bainite is small and the amount of residual γ is also reduced, so that the elongation and ericsen values are lowered and 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 of Table 12 is an example which was not maintained in the T2 temperature range because it was cooled to a temperature lower than the T2 temperature range after holding in the T1 temperature range. It was confirmed by observation that a large amount of coarse MA mixed phase existed, and there existed many quenching martensite. Therefore, all of elongation, a hole enlargement ratio, a limit bending radius, and an Eriksen value do not satisfy | fill the acceptance criteria prescribed | regulated by this invention, and workability is not improved. No. 15 of Table 12 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is long and is not maintained in the T2 temperature range, and generation of low-temperature generated bainite or the like is suppressed. In addition, many coarse MA mixed phases are generated. Therefore, the hole enlargement ratio and the limit bending radius are small, the Ericsen value is also small, and the local deformation ability is reduced, and the workability of a steel plate 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 too high, almost no polygonal ferrite is produced, and the amount of generated high temperature generated bainite and low temperature generated bainite is excessive. Therefore, elongation falls and the workability of a steel plate is not improved. No. 19 of Table 12 is an example where the holding time in the T1 temperature range is too long, and the cooling is carried out without holding in the T2 temperature range, and generation of low-temperature generated bainite or the like is suppressed. In addition, many coarse MA mixed phases were produced. Therefore, the hole enlargement ratio is small, the Ericsen value is small, the local deformation ability is lowered, and the workability is deteriorated. No. 20 of Table 12 is an example in which, after the cracking treatment, the cooling was performed at once in the T2 temperature range without being held in the T1 temperature range and held at two kinds of temperatures in this temperature range. Since it is maintained only in the T2 temperature range, hardly generated hot zone generated bainite is generated and little residual? Is generated. Therefore, elongation and ericsen value fall and workability deteriorates. No. 31 of Table 13 is an example in which the heating temperature is too low, and the amount of polygonal ferrite is increased, and no high-temperature generation bainite, low-temperature generation bainite, etc. and no residual γ are produced at all. Therefore, elongation is falling and 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 in Table 13 is an example in which the amount of C is too small, and the amount of generation of residual γ is too small, so that the elongation and the ericsen value are small, and the workability is deteriorated. No. 35 of Table 13 is an example in which the amount of Si is too small, since the amount of generation of residual gamma is too small, elongation falls and workability deteriorates. No. 36 in Table 13 is an example in which the amount of Mn is too small, and since hardening is not sufficiently performed, the production of polygonal ferrite is promoted during cooling, while the production of low-temperature zone generated bainite and the like is suppressed. Therefore, elongation, hole enlargement ratio, and limit bending radius become small, and workability deteriorates.
이상의 결과로부터, 본 발명에 의하면, 가공성을 개선한 고강도 강판을 제공할 수 있다는 것을 알 수 있다.From the above result, it turns out that according to this invention, the high strength steel plate which improved workability can be provided.
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, among the 780 MPa grade steel sheets shown in Tables 12 and 13 above, examples satisfying the requirements specified in the present invention (Nos. 3, 5 to 7, 11, 14, 16, 17, 23 to 26, 30) , 32, 37 to 43, the relationship between the tensile strength TS and the elongation EL is shown in FIG. In Fig. 5,? Indicates that the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains is 10 µm or less, and ■ indicates the result of the average circle equivalent diameter (D) of the polygonal ferrite grains exceeding 10 µm.
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.As is apparent from FIG. 5, even when the tensile strength TS is the same, the elongation EL can be increased by suppressing the average circle equivalent diameter D of the polygonal ferrite grains to 10 μm or less, thereby further improving workability. It can be seen that there is.
Claims (20)
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 강판이며,
당해 강판의 금속 조직은, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고,
(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 만족하며,
(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% 이상
인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판.In terms of% by mass,
C: 0.10 to 0.3%,
Si: 1.0 to 3.0%,
Mn: 1.5 to 3%,
Al: 0.005 to 3%, and further
P: 0.1% or less,
S: 0.05% or less is satisfied
The balance is a steel plate composed of iron and unavoidable impurities,
The metal structure of the steel sheet contains bainite, polygonal ferrite, residual austenite and tempered martensite,
(1) When observing a metal structure with a scanning electron microscope,
(1a) The bainite,
Temperature inversely generated bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of 1 mu m or more,
And a composite structure of low temperature inversely generated bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of less than 1 탆,
The area ratio (a) of the hot zone-generated bainite is 10 to 80% with respect to the entire metal structure,
The total area ratio (b) of the cold zone-generated bainite and the tempered martensite satisfies 10 to 80% of the entire metal structure,
(1b) while the area ratio (c) of the polygonal ferrite satisfies 10 to 50% of the entire metal structure,
(2) The volume fraction of the retained austenite measured by the saturation magnetization method is 5% or more with respect to the entire metal structure.
High strength steel sheet excellent in workability, characterized by the above-mentioned.
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 of claim 1,
When the metal structure was observed under an optical microscope, when a MA mixed phase in which quenched martensite and residual austenite were present is present, the equivalent circle diameter (d) at the observation cross section was 7 for the total number of MA mixed phases. The high strength steel sheet whose ratio of the number of MA mixed phases satisfying more than micrometer is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립(粒)의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 고강도 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
The high strength steel sheet whose average circle equivalent diameter D of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는 Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 1,
The steel sheet is further as another element,
High strength steel sheet containing Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or Mo: 1% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
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 원소를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 1,
The steel sheet is further as another element,
Ti: 0.15% or less (does not contain 0%),
Nb: 0.15% or less (not including 0%) and
V: A high strength steel sheet containing at least one element selected from the group consisting of 0.15% or less (not containing 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는
Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 1,
The steel sheet is further as another element,
Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or
Ni: A high strength steel sheet containing 1% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 1,
The steel sheet is further as another element,
B: A high strength steel sheet containing 0.005% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
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 원소를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 1,
The steel sheet is further as another element,
Ca: 0.01% or less (does not contain 0%),
Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and
Rare Earth Element: A high strength steel sheet containing at least one element selected from the group consisting of 0.01% or less (not containing 0%).
상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 강판.The method of claim 1,
A high strength steel sheet having a hot dip galvanizing layer or an alloyed hot dip galvanizing layer on the surface of the steel sheet.
{(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 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℃As a method of manufacturing the high strength steel sheet according to claim 1,
A process of heating at a temperature range of {(Ac 1 point + Ac 3 points) / 2} + 20 ° C. or more and Ac 3 points + 20 ° C.,
Maintaining for at least 50 seconds in the temperature range;
Cooling to an average cooling rate of 2 ° C./sec or more to an arbitrary temperature T satisfying the following Equation 1,
Maintaining the temperature for 10 to 100 seconds at a temperature range that satisfies Equation 1 below;
The process of maintaining for at least 200 seconds in the temperature range satisfying the following formula (2),
It comprises in this order, The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in workability.
[Equation 1]
400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
&Quot; (2) "
200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
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% 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 만족하며,
(2) 포화 자화법으로 측정한 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 금속 조직 전체에 대하여 5% 이상
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: 1.0-2.5%,
Al: 0.005 to 3%, and further
P: 0.1% or less,
S: 0.05% or less is satisfied
The balance is a steel plate composed of iron and unavoidable impurities,
The metal structure of the steel sheet contains polygonal ferrite, bainite, tempering martensite and residual austenite,
(1) When observing a metal structure with a scanning electron microscope,
(1a) The area ratio (a) of the polygonal ferrite is greater than 50% with respect to the entire metal structure,
(1b) the bainite,
Temperature inversely generated bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of 1 mu m or more,
And a composite structure of low temperature inversely generated bainite having an average interval of adjacent retained austenite and / or carbide of less than 1 탆,
The area ratio (b) of the hot zone-generated bainite is 5 to 40% with respect to the entire metal structure,
The total area ratio (c) of the low-temperature zone produced bainite and the tempered martensite satisfies 5 to 40% of the entire metal structure,
(2) The volume fraction of the retained austenite measured by the saturation magnetization method is 5% or more with respect to the entire metal structure.
High strength steel sheet excellent in workability, characterized by the above-mentioned.
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 of claim 11,
When the metal structure was observed under an optical microscope, when a MA mixed phase in which quenched martensite and residual austenite were present is present, the equivalent circle diameter (d) at the observation cross section was 7 for the total number of MA mixed phases. The high strength steel sheet whose ratio of the number of MA mixed phases satisfying more than micrometer is less than 15% (including 0%).
상기 폴리고날 페라이트립의 평균 원 상당 직경(D)이 10㎛ 이하(0㎛를 포함하지 않는다)인 고강도 강판.13. The method according to claim 11 or 12,
The high strength steel sheet whose average circle equivalent diameter (D) of the said polygonal ferrite grain is 10 micrometers or less (it does not contain 0 micrometer).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는
Mo: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 11,
The steel sheet is further as another element,
Cr: 1% or less (does not contain 0%) and / or
Mo: A high strength steel sheet containing 1% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
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 원소를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 11,
The steel sheet is further as another element,
Ti: 0.15% or less (does not contain 0%),
Nb: 0.15% or less (not including 0%) and
V: A high strength steel sheet containing at least one element selected from the group consisting of 0.15% or less (not containing 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
Cu: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다) 및/또는
Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 11,
The steel sheet is further as another element,
Cu: 1% or less (does not contain 0%) and / or
Ni: A high strength steel sheet containing 1% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 11,
The steel sheet is further as another element,
B: A high strength steel sheet containing 0.005% or less (does not contain 0%).
상기 강판은, 추가로 다른 원소로서,
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 원소를 함유하는 고강도 강판.The method of claim 11,
The steel sheet is further as another element,
Ca: 0.01% or less (does not contain 0%),
Mg: 0.01% or less (does not contain 0%) and
Rare Earth Element: A high strength steel sheet containing at least one element selected from the group consisting of 0.01% or less (not containing 0%).
상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있는 고강도 강판.The method of claim 11,
A high strength steel sheet having a hot dip galvanizing layer or an alloyed hot dip galvanizing layer on the surface of the steel sheet.
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 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
400℃ ≤ T1(℃) ≤ 540℃
[수학식 2]
200℃ ≤ T2(℃) < 400℃As a method of manufacturing the high strength steel sheet according to claim 11,
Heating at a temperature range of Ac 1 point + 20 ° C or more and Ac 3 point + 20 ° C or less,
Maintaining for at least 50 seconds in the temperature range;
Cooling to an average cooling rate of 2 to 50 ° C./sec to an arbitrary temperature T satisfying the following equation 1,
Maintaining the temperature for 10 to 100 seconds at a temperature range that satisfies Equation 1 below;
The process of maintaining for at least 200 seconds in the temperature range satisfying the following formula (2),
It comprises in this order, The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in workability.
[Equation 1]
400 ° C ≤ T1 (° C) ≤ 540 ° C
&Quot; (2) "
200 ° C ≤ T2 (° C) <400 ° C
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