KR101891019B1

KR101891019B1 - 열처리 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101891019B1
Application number: KR1020167032769A
Authority: KR
Inventors: 신이치로 다바타; 가즈오 히키다; 노부사토 고지마
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-05-29
Filing date: 2015-05-26
Publication date: 2018-08-22
Also published as: CN106460115A; MX2016015580A; WO2015182596A1; JP6108032B2; US20170081741A1; EP3150737B1; US10662494B2; KR20160146945A; TWI558825B; EP3150737A4; TW201608039A; CN106460115B; PL3150737T3; JPWO2015182596A1; EP3150737A1; ES2752182T3

Abstract

본 발명은, 우수한 인성 및 용접성을 얻으면서 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 갖는 열처리 강재를 제공한다. 열처리 강재는, 질량％로, C: 0.05％∼0.30％, Mn: 2.0％∼10.0％, Cr: 0.01％∼1.00％, Ti: 0.010％∼0.100％, B: 0.0010％∼0.0100％, Si: 0.08％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.0500％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ni: 0％∼2.0％, Cu, Mo, V: 각각 0％∼1.0％, Al, Nb: 각각 0％∼1.00％, 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, C 함유량을 [C], Mn 함유량을 [Mn]으로 하였을 때, 「4612×[C]＋102×[Mn]＋605≥1800」이고, 또한 90체적％ 이상이 마르텐사이트로 이루어지는 마이크로 조직을 갖고, 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 이상이다.

Description

열처리 강재 및 그 제조 방법 {HEAT-TREATED STEEL MATERIAL AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차 등에 사용되는 열처리 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차용 강판에는, 연비 및 내 충돌 특성의 향상이 요청되고 있다. 이로 인해, 자동차용 강판의 고강도화가 도모되고 있다. 그러나, 일반적으로, 강도의 향상에 수반하여 프레스 성형성 등의 연성이 저하되므로, 복잡한 형상의 부품을 제조하는 것이 곤란해진다. 예를 들어, 연성의 저하에 수반하여 가공도가 높은 부위가 파단되거나, 스프링백 및 벽 휨이 커져 치수 정밀도가 열화되거나 한다. 따라서, 고강도 강판, 특히 780㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 강판을 프레스 성형함으로써 부품을 제조하는 것은 용이하지 않다.

고강도 강판에 있어서 높은 성형성을 얻는 것을 목적으로 한 핫 스탬프법이라고 불리는 성형 방법이 특허문헌 1 및 2에 기재되어 있다. 핫 스탬프법에 의하면, 고강도 강판을 높은 정밀도로 성형할 수 있고, 핫 스탬프법에 의해 얻어지는 강재도 고강도를 갖는다. 또한, 핫 스탬프법에 의해 얻어지는 강재의 마이크로 조직은 거의 마르텐사이트 단상이며, 고강도의 복상 조직 강판을 냉간 성형함으로써 얻어지는 강재에 비해, 국부 변형능 및 인성이 우수하다.

일반적으로, 자동차의 충돌 시의 압괴 강도는 재료 강도에 크게 의존한다. 이로 인해, 최근, 예를 들어 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 갖는 강재의 수요가 높아지고 있고, 2.0㎬ 이상의 인장 강도를 갖는 강재를 얻는 것을 목적으로 한 방법이 특허문헌 3에 기재되어 있다.

특허문헌 3에 기재된 방법에 의하면 소기의 목적을 달성할 수 있지만, 충분한 인성 및 용접성을 얻을 수 없다. 특허문헌 4∼6에 기재된 강판 등, 다른 종래의 기술에 의해서도, 우수한 인성 및 용접성을 얻으면서 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 얻을 수는 없다.

일본 특허 공개 제2002-102980호 공보 일본 특허 공개 제2012-180594호 공보 일본 특허 공개 제2012-1802호 공보 일본 특허 공개 제2013-104081호 공보 일본 특허 공개 제2006-152427호 공보 국제 공개 제2013/105631호

본 발명은 우수한 인성 및 용접성을 얻으면서 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 얻을 수 있는 열처리 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행한 결과, 상세는 후술하지만, 열처리 강재가 적량의 C 및 Mn을 포함하는 경우에 우수한 인성 및 용접성을 얻으면서 1.800㎬ 이상의 강도가 얻어지는 것을 발견하였다.

C 함유량이 높을수록, 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 높고, 구 오스테나이트립 내의 하부 조직(라스, 블록, 패킷)이 미세하게 되어 있다. 이것으로부터, 마르텐사이트의 강도에는, C의 고용 강화 이외의 요인도 크게 기여하고 있다고 생각된다. 마르텐사이트 중에 전위가 발생하는 기구 및 하부 조직이 미세해지는 메카니즘은 다음과 같이 추측된다. 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태에는 팽창이 수반되므로, 마르텐사이트 변태에 수반하여 주위의 미변태 오스테나이트에 변형(변태 변형)이 도입되고, 이 변태 변형을 완화하기 위해 변태 직후의 마르텐사이트가 보충 변형된다. 이때, C에 의해 강화된 오스테나이트에 있어서의 변태 변형이 크기 때문에, 변태 변형을 저감시키기 위해 미세한 라스 및 블록이 생성되고, 또한 많은 전위를 도입하면서 마르텐사이트가 보충 변형된다. 이러한 메카니즘에서, 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 높고, 구 오스테나이트립 내의 하부 조직이 미세하게 되어 있다고 추측된다.

상기한 추정에 기초하여, 본 발명자들은, C와 마찬가지로 주위의 격자에 압축 변형을 도입하는 Mn을 강판이 함유하는 경우에도, 켄칭에 수반하여 전위 밀도가 증가하고, 결정립이 미세화되고, 인장 강도가 비약적으로 증가하는 것을 발견하였다. 즉, 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 열처리 강재가 소정량의 Mn을 함유하는 경우, Mn의 고용 강화 외에, 전위 강화 및 결정립 미세화 강화에 의한 간접적인 강화를 향수하고, 원하는 인장 강도가 얻어지는 것을 발견하였다. 그리고, 본 발명자들에 의해, 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 열처리 강재에 있어서는, Mn에 상기 간접적인 강화를 포함하여 100㎫/질량％ 정도의 강화능이 있는 것이 밝혀졌다.

종래, 마르텐사이트의 강도는 주로 C의 고용 강화능에 의존하고, 합금 원소의 영향은 거의 없다고 생각되고 있고(예를 들어, 철강 재료학: 레슬리 등, 마루젠(1985)), Mn이 열처리 강재의 강도의 향상에 큰 영향을 미치는 것은 알려져 있지 않다.

그리고, 본원 발명자들은, 이들의 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 여러 양태에 상도하였다.

(1)

질량％로,

C: 0.05％∼0.30％,

Mn: 2.0％∼10.0％,

Cr: 0.01％∼1.00％,

Ti: 0.010％∼0.100％,

B: 0.0010％∼0.0100％,

Si: 0.08％ 이하,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.0500％ 이하,

N: 0.0100％ 이하,

Ni: 0.0％∼2.0％,

Cu: 0.0％∼1.0％,

Mo: 0.0％∼1.0％,

V: 0.0％∼1.0％,

Al: 0.00％∼1.00％,

Nb: 0.00％∼1.00％,

잔부: Fe 및 불순물,

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 성립되고,

마르텐사이트: 90체적％ 이상,

으로 나타내어지는 마이크로 조직을 갖고,

마르텐사이트 중의 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 이상이고,

인장 강도가 1.800㎬ 이상인 것을 특징으로 하는 열처리 강재.

(2)

상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.1％∼2.0％,

Cu: 0.1％∼1.0％,

Mo: 0.1％∼1.0％,

V: 0.1％∼1.0％,

Al: 0.01％∼1.00％, 혹은

Nb: 0.01％∼1.00％,

또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 열처리 강재.

(3)

강판을 10℃/s 이상의 평균 승온 속도로 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하는 공정과,

이어서, 상기 강판을 상기 온도 영역으로부터 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상의 속도로 냉각하는 공정과,

이어서, 상기 강판을 Ms점으로부터 100℃까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정을 갖고,

상기 강판은,

질량％로,

C: 0.05％∼0.30％,

Mn: 2.0％∼10.0％,

Cr: 0.01％∼1.00％,

Ti: 0.010％∼0.100％,

B: 0.0010％∼0.0100％,

Si: 0.08％ 이하,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.0500％ 이하,

N: 0.0100％ 이하,

Ni: 0.0％∼2.0％,

Cu: 0.0％∼1.0％,

Mo: 0.0％∼1.0％,

V: 0.0％∼1.0％,

Al: 0.00％∼1.00％,

Nb: 0.00％∼1.00％,

잔부: Fe 및 불순물,

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 성립되는 것을 특징으로 하는 열처리 강재의 제조 방법.

(4)

상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.1％∼2.0％,

Cu: 0.1％∼1.0％,

Mo: 0.1％∼1.0％,

V: 0.1％∼1.0％,

Al: 0.01％∼1.00％, 혹은

Nb: 0.01％∼1.00％,

또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (3)에 기재된 열처리 강재의 제조 방법.

(5)

상기 강판을 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하고 나서 상기 강판의 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 사이에 성형을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 (3) 또는 (4)에 기재된 열처리 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 우수한 인성 및 용접성을 얻으면서 1.800㎬ 이상의 강도를 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 열처리 강재는, 상세는 후술하지만, 소정의 열처리용 강판의 켄칭을 행함으로써 제조된다. 따라서, 열처리용 강판의 켄칭성 및 켄칭 조건은 열처리 강재에 영향을 미친다.

우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 열처리 강재 및 그 제조에 사용하는 열처리용 강판의 화학 조성에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 열처리 강재 및 그 제조에 사용되는 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 단서가 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 열처리 강재 및 그 제조에 사용되는 강판은, C: 0.05％∼0.30％, Mn: 2.0％∼10.0％, Cr: 0.01％∼1.00％, Ti: 0.010％∼0.100％, B: 0.0010％∼0.0100％, Si: 0.08％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.0500％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ni: 0.0％∼2.0％, Cu: 0.0％∼1.0％, Mo: 0.0％∼1.0％, V: 0.0％∼1.0％, Al: 0.00％∼1.00％, Nb: 0.00％∼1.00％, 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 성립된다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.05％∼0.30％)

C는, 열처리용 강판의 켄칭성을 높여, 열처리 강재의 강도를 향상시키는 원소이다. C 함유량이 0.05％ 미만에서는, 열처리 강재의 강도가 충분한 것으로 되지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.08％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.30％ 초과에서는, 열처리 강재의 강도가 지나치게 높아져, 인성 및 용접성의 열화가 현저해진다. 따라서, C 함유량은 0.30％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.28％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.25％ 이하이다.

(Mn: 2.0％∼10.0％)

Mn은, 열처리용 강판의 켄칭성을 높이는 원소이다. Mn은, 고용 강화에 추가하여, 열처리 강재를 제조할 때의 마르텐사이트 변태 시에 다량의 전위의 도입을 촉진시킴으로써, 마르텐사이트를 강화한다. 즉, Mn은 전위 강화를 촉진시키는 작용을 갖는다. Mn은, 전위의 도입을 통해 마르텐사이트 변태 후의 구 오스테나이트립 내의 하부 조직을 미세하게 하여, 마르텐사이트를 강화한다. 즉, Mn은, 결정립 미세화 강화를 촉진시키는 작용도 갖는다. 따라서, Mn은 특히 중요한 원소이다. C 함유량이 0.05％∼0.30％인 경우, Mn 함유량이 2.0％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히 얻어지지 않아, 열처리 강재의 강도가 충분한 것으로 되지 않는다. 따라서, Mn 함유량은 2.0％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.5％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 3.6％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 10.0％ 초과에서는, 열처리 강재의 강도가 지나치게 높아져, 인성 및 내 수소 취성의 열화가 현저해진다. 따라서, Mn 함유량은 10.0％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 9.0％ 이하이다. 마르텐사이트를 주 조직으로 하는 열처리 강재에 있어서의 Mn의 강화능은 약 100㎫/질량％이고, 이것은, 페라이트를 주 조직으로 하는 강재에 있어서의 Mn의 강화능(약 40㎫/질량％)의 2.5배 정도이다.

(Cr: 0.01％∼1.00％)

Cr은, 열처리용 강판의 켄칭성을 높여, 열처리 강재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이다. Cr 함유량이 0.01％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분하게는 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 1.00％ 초과에서는, Cr이 열처리용 강판 중의 탄화물에 농화되어, 켄칭성이 저하된다. 이것은, Cr의 농화에 수반하여, 탄화물이 안정화되어, 켄칭을 위한 가열 시에 탄화물의 고용이 지연되기 때문이다. 따라서, Cr 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하이다.

(Ti: 0.010％∼0.100％)

Ti는, 열처리 강재의 인성을 크게 향상시키는 작용을 갖는다. 즉, Ti는, 켄칭을 위한 Ac₃점 이상의 온도에서의 열처리 시에, 재결정을 억제하고, 더욱 미세한 탄화물을 형성하여 오스테나이트의 입성장을 억제한다. 입성장의 억제에 의해, 미세한 오스테나이트립이 얻어져, 인성이 크게 향상된다. Ti는, 열처리용 강판 중의 N과 우선적으로 결합함으로써 BN의 석출에 의해 B가 소비되는 것을 억제한다고 하는 작용도 갖는다. 후술하는 바와 같이, B는 켄칭성을 향상시키는 작용을 가지므로, B의 소비의 억제에 의해, B에 의한 켄칭성의 향상의 효과를 확실하게 얻을 수 있다. Ti 함유량이 0.010％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분하게는 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.100％ 초과에서는, TiC의 석출량이 증가하여 C가 소비되므로, 열처리 강재에 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이하이다.

(B: 0.0010％∼0.0100％)

B는, 열처리용 강판의 켄칭성을 현저하게 높이는 작용을 갖는 매우 중요한 원소이다. B는 입계에 편석됨으로써 입계를 강화하여 인성을 높이는 작용도 갖는다. B는, 열처리용 강판의 가열 시에 오스테나이트의 입성장을 억제하여 인성을 향상시키는 작용도 갖는다. B 함유량이 0.0010％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히는 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0010％ 이상으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0012％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0100％ 초과에서는, 조대한 화합물이 많이 석출되어, 열처리 강재의 인성이 열화된다. 따라서, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하이다.

(Si: 0.08％ 이하)

Si는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. Si 함유량이 높을수록, 오스테나이트 변태가 발생하는 온도가 높아진다. 이 온도가 높을수록, 켄칭을 위한 가열에 필요로 하는 비용이 상승하거나, 가열 부족에 수반되는 켄칭 부족이 발생하기 쉬워지거나 한다. 또한, Si 함유량이 높을수록, 열처리용 강판의 습윤성 및 합금화 처리성이 저하되므로, 용융 도금 처리 및 합금화 처리의 안정성이 저하된다. 이로 인해, Si 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 Si 함유량이 0.08％ 초과에서, 오스테나이트 변태가 발생하는 온도가 현저하게 높아진다. 따라서, Si 함유량은 0.08％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

(P: 0.050％ 이하)

P는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 열처리 강재의 인성을 열화시킨다. 이로 인해, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 P 함유량이 0.050％ 초과에서, 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.050％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이다. P 함유량을 0.001％ 미만까지 저하시키기 위해서는 상당한 비용을 필요로 하고, 0.001％ 미만까지 저하시키기 위해서는 더욱 막대한 비용을 필요로 하는 경우가 있다. 따라서, P 함유량을 0.001％ 미만까지 저하시키지 않아도 된다.

(S: 0.0500％ 이하)

S는, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 열처리 강재의 인성을 열화시킨다. 이로 인해, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.0500％ 초과에서, 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.0500％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0300％ 이하이다. S 함유량을 0.0002％ 미만까지 저하시키기 위해서는 상당한 비용을 필요로 하고, 0.0002％ 미만까지 저하시키기 위해서는 더욱 막대한 비용을 필요로 하는 경우가 있다. 따라서, S 함유량을 0.0002％ 미만까지 저하시키지 않아도 된다.

(N: 0.0100％ 이하)

N은, 필수 원소는 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 조대한 질화물의 형성에 기여하여, 열처리 강재의 국부 변형능 및 인성을 열화시킨다. 이로 인해, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 N 함유량이 0.0100％ 초과에서, 국부 변형능 및 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량을 0.0008％ 미만까지 저하시키기 위해서는 상당한 비용을 필요로 한다. 따라서, N 함유량을 0.0008％ 미만까지 저하시키지 않아도 된다. N 함유량을 0.0002％ 미만까지 저하시키기 위해서는 더욱 막대한 비용을 필요로 하는 경우가 있다.

Ni, Cu, Mo, V, Al 및 Nb는, 필수 원소는 아니며, 열처리용 강판 및 열처리 강재에 소정량을 한도로 적절하게 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Ni: 0.0％∼2.0％, Cu: 0.0％∼1.0％, Mo: 0.0％∼1.0％, V: 0.0％∼1.0％, Al: 0.00％∼1.00％, Nb: 0.00％∼1.00％)

Ni, Cu, Mo, V, Al 및 Nb는, 열처리용 강판의 켄칭성을 높여, 열처리 강재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이다. 따라서, 이들 원소로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ni 함유량이 2.0％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, Ni 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Cu 함유량이 1.0％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, Cu 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Mo 함유량이 1.0％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다. V 함유량이 1.0％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, V 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Al 함유량이 1.00％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, Al 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Nb 함유량이 1.00％ 초과에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 헛되이 비용이 상승할 뿐이다. 따라서, Nb 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위해, Ni 함유량, Cu 함유량, Mo 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.1％ 이상이고, Al 함유량 및 Nb 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 즉, 「Ni: 0.1％∼2.0％」, 「Cu: 0.1％∼1.0％」, 「Mo: 0.1％∼1.0％」, 「V: 0.1％∼1.0％」, 「Al: 0.01％∼1.00％」, 혹은 「Nb: 0.01％∼1.00％」, 또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같이, C 및 Mn은 주로 마르텐사이트의 강도를 높임으로써 열처리 강재의 강도를 높인다. 그러나, C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 만족되지 않는 경우에는, 1.800㎬ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 이로 인해, (식 1)이 만족될 필요가 있다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열처리 강재의 마이크로 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 열처리 강재는, 마르텐사이트: 90체적％ 이상으로 나타내어지는 마이크로 조직을 갖는다. 마이크로 조직의 잔부는, 예를 들어 잔류 오스테나이트이다. 마이크로 조직이 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되는 경우, 마르텐사이트의 체적률(체적％)은 X선 회절법에 의해 고정밀도로 측정할 수 있다. 즉, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트에 의한 회절 X선을 검출하고, 그 회절 곡선의 면적비로부터 체적률을 측정할 수 있다. 마이크로 조직에 페라이트 등의 다른 상이 포함되는 경우는, 예를 들어 현미경 관찰에 의해 당해 다른 상의 면적률(면적％)을 측정한다. 열처리 강재의 조직은 등방적이므로, 어느 단면에서 얻어지는 상의 면적률의 값은 당해 열처리 강재에 있어서의 체적률과 등가라고 간주할 수 있다. 따라서, 현미경 관찰에 의해 측정된 면적률의 값을 체적률(체적％)이라고 간주할 수 있다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열처리 강재에 있어서의 마르텐사이트 중의 전위 밀도에 대해 설명한다. 마르텐사이트 중의 전위 밀도는 인장 강도의 향상에 기여한다. 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 미만에서는, 1.800㎬ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 마르텐사이트 중의 전위 밀도는 9.0×10¹⁵m^-2 이상으로 한다.

전위 밀도는, 예를 들어 윌리암슨-홀법에 기초하는 평가법에 의해 산출할 수 있다. 윌리암슨-홀법은, 예를 들어 「G. K. Williamson and W. H. Hall: Acta Metallurgica, 1(1953), 22」 및 「G. K. Williamson and R. E. Smallman: Philosophical Magazine, 8(1956), 34」 등에 기재되어 있다. 구체적으로는, 체심입방 결정 구조의 {200}면, {211}면 및 {220}면의 각 회절 스펙트럼의 피크 피팅을 행하고, 각 피크 위치(θ) 및 반가폭(β)으로부터 β×cosθ/λ를 횡축으로, sinθ/λ를 종축으로 플롯한다. 그 플롯으로부터 얻어지는 기울기가 국소 변형 ε에 대응하고, Williamson, Smallman 등이 제안한 하기의 (식 2)로부터, 전위 밀도 ρ(m^-2)가 구해진다. 여기서, b는 버거스 벡터의 크기(㎚)를 나타낸다.

그리고, 본 실시 형태에 관한 열처리 강재는, 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 갖고 있다. 인장 강도는, 예를 들어 ASTM 규격 E8의 규정에 준거하여 행할 수 있다. 이 경우, 시험편의 제작에서는, 균열 부위를 두께가 1.2㎜로 될 때까지 연삭하고, 인장 방향이 압연 방향과 평행하게 되도록, ASTM 규격 E8의 하프 사이즈 판상 시험편으로 가공한다. 이 하프 사이즈 판상 시험편의 평행부의 길이는 32㎜이고, 평행부의 폭은 6.25㎜이다. 그리고, 각 시험편에 변형 게이지를 부착하고, 3㎜/min의 변형 속도로 실온 인장 시험을 행한다.

다음으로, 열처리 강재의 제조 방법, 즉, 열처리용 강판을 처리하는 방법에 대해 설명한다. 열처리용 강판의 처리에서는, 열처리용 강판을 10℃/s 이상의 평균 승온 속도로 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하고, 그 후, 이 강판을 이 온도 영역으로부터 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상의 속도로 냉각하고, 그 후, 이 강판을 Ms점으로부터 100℃까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

열처리용 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하면, 조직이 오스테나이트 단상으로 된다. 이때의 평균 승온 속도가 10℃/s 미만에서는, 오스테나이트립이 과잉으로 조대화되거나, 회복에 의해 전위 밀도가 저하되거나 하여, 열처리 강재의 강도 및 인성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 평균 승온 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 이 평균 승온 속도는, 바람직하게는 20℃/s 이상이고, 더욱 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 가열의 도달 온도가 (Ac₃점＋200℃) 초과에서는, 오스테나이트립이 과잉으로 조대화되거나, 전위 밀도가 저하되거나 하여, 열처리 강재의 강도 및 인성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 도달 온도는 (Ac₃점＋200℃) 이하로 한다.

상기한 일련의 가열 및 냉각을, 예를 들어 열처리 및 열간 성형을 병행하여 행하는 핫 스탬프법에 의해 실시해도 되고, 고주파 가열 켄칭에 의해 실시해도 된다. 강판을 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역에서 유지하는 시간은, 오스테나이트 변태를 진행시켜 탄화물을 용해시킴으로써 강의 켄칭성을 높이는 관점에서, 30s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 유지 시간은, 생산성의 관점에서는, 600s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 가열 후에, 이 강판을 이 온도 영역으로부터 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상의 속도로 냉각하면, 확산 변태가 발생하는 일 없이 오스테나이트 단상의 조직이 유지된다. 이 냉각 속도가 상부 임계 냉각 속도 미만에서는, 확산 변태가 발생하여 페라이트가 생성되기 쉬워져, 마르텐사이트의 체적률이 90체적％ 이상인 마이크로 조직이 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ms점까지의 냉각 속도는 상부 임계 냉각 속도 이상으로 한다.

Ms점까지의 냉각 후에, 이 강판을 Ms점으로부터 100℃까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하면, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태가 발생하고, 마르텐사이트의 체적률이 90체적％ 이상인 마이크로 조직이 얻어진다. 상술한 바와 같이, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태에는 팽창이 수반되므로, 마르텐사이트 변태에 수반하여 주위의 미변태 오스테나이트에 변형(변태 변형)이 도입되고, 이 변태 변형을 완화하기 위해 변태 직후의 마르텐사이트가 보충 변형된다. 구체적으로는, 마르텐사이트가 전위를 도입하면서 미끄럼 변형된다. 이 결과, 마르텐사이트는 고밀도의 전위를 포함하게 된다. 본 실시 형태에서는, 적당량의 C 및 Mn이 포함되어 있으므로, 마르텐사이트 중에 전위가 매우 고밀도로 생성되어, 전위 밀도가 9.0×10¹⁵/m² 이상으로 된다. Ms점으로부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 50℃/s 미만에서는, 자동 템퍼링(오토 템퍼링)에 수반되는 전위의 회복이 발생하기 쉬워져, 전위 밀도가 부족하여 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, 이 평균 냉각 속도는 50℃/s 이상으로 한다. 이 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 100℃/s 이상이고, 더욱 바람직하게는 500℃/s 이상이다.

이와 같이 하여, 우수한 인성 및 용접성 및 1.800㎬ 이상의 인장 강도를 구비한 본 실시 형태에 관한 열처리 강재를 제조할 수 있다. 열처리 강재에 있어서의 구 오스테나이트립의 평균 입경은 10㎛∼20㎛ 정도로 된다.

100℃ 미만으로부터 실온까지의 냉각 속도는, 공랭 이상의 속도인 것이 바람직하다. 서랭과 같이 공랭 미만의 느린 속도로 냉각한 경우, 자동 템퍼링의 영향에 의해 인장 강도가 저하될 가능성이 있다.

상기한 일련의 가열 및 냉각 시에, 상기한 핫 스탬프 등의 열간 성형을 행해도 된다. 즉, Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하고 나서 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 사이에, 열처리용 강판을 금형으로 성형해도 된다. 열간 성형으로서는, 굽힘 가공, 드로잉 성형, 스트레치 성형, 구멍 확장 성형, 플랜지 성형 등을 들 수 있다. 이들은 프레스 성형에 속하지만, 열간 성형과 병행하거나, 또는 열간 성형의 직후에 강판을 냉각하는 것이 가능하면, 롤 성형 등의 프레스 성형 이외의 열간 성형을 행해도 된다.

열처리용 강판은, 열연 강판이어도 되고, 냉연 강판이어도 된다. 열연 강판 또는 냉연 강판에 어닐링을 실시한 어닐링 열연 강판 또는 어닐링 냉연 강판을 열처리용 강판으로서 사용해도 된다.

열처리용 강판이 도금 강판 등의 표면 처리 강판이어도 된다. 즉, 열처리용 강판에 도금층이 형성되어 있어도 된다. 도금층은, 예를 들어 내식성의 향상 등에 기여한다. 도금층은, 전기 도금층이어도 되고, 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금층 등이 예시된다. 도금층의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 일반적인 범위 내의 부착량으로 한다. 열처리용 강판과 마찬가지로, 열처리 강재에 도금층이 형성되어 있어도 된다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 것에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안 되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

다음으로, 본원 발명자들이 행한 시험에 대해 설명한다.

이 시험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브의 열간 압연 및 냉간 압연을 거쳐, 두께가 1.4㎜인 냉연 강판을 열처리용 강판으로서 제조하였다. 표 1 중의 공란은, 당해 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었던 것을 나타내고, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 각 냉연 강판으로부터, 두께가 1.4㎜, 폭이 30㎜, 길이가 200㎜인 시료를 제작하고, 표 2에 나타내는 조건으로 시료의 가열 및 냉각을 행하였다. 이 가열 및 냉각은, 열간 성형에 있어서의 열처리를 모의한 것이다. 이 시험에서의 가열은, 통전 가열에 의해 행하였다. 냉각 후에, 시료로부터 균열 부위를 잘라내고, 이 균열 부위를 인장 시험 및 X선 회절 시험에 제공하였다.

인장 시험은, ASTM 규격 E8의 규정에 준거하여 행하였다. 인장 시험에는, 인스트론사 제조의 인장 시험기를 사용하였다. 시험편의 제작에서는, 균열 부위를 두께가 1.2㎜로 될 때까지 연삭하고, 인장 방향이 압연 방향과 평행하게 되도록, ASTM 규격 E8의 하프 사이즈 판상 시험편으로 가공하였다. 이 하프 사이즈 판상 시험편의 평행부의 길이는 32㎜이고, 평행부의 폭은 6.25㎜이다. 그리고, 각 시험편에 변형 게이지를 부착하고, 3㎜/min의 변형 속도로 실온 인장 시험을 행하였다. 변형 게이지로서는, 교와 덴교사 제조의 KFG-5(게이지 길이: 5㎜)를 사용하였다.

X선 회절 시험에서는, 불화수소산 및 과산화수소수를 사용하여, 균열 부위의 표면으로부터 0.1㎜의 깊이까지의 부분을 화학 연마하여, 두께가 1.1㎜인 X선 회절 시험용 시험편을 제작하였다. 그리고, Co 관구를 사용하여, 2θ로 45°내지 130°의 범위에서 시험편의 X선 회절 스펙트럼을 취득하고, 이 X선 회절 스펙트럼으로부터 전위 밀도를 구하였다. 또한, 회절 X선의 검출 결과 및 필요에 따라서 광학 현미경 관찰의 결과를 가미하여 마르텐사이트의 체적률도 구하였다.

전위 밀도는, 상기한 윌리암슨-홀법에 기초하는 평가법에 의해 산출하였다. 이 시험에서는, 구체적으로는, 체심입방 결정 구조의 {200}면, {211}면 및 {220}면의 각 회절 스펙트럼의 피크 피팅을 행하고, 각 피크 위치(θ) 및 반가폭(β)으로부터 β×cosθ/λ을 횡축으로, sinθ/λ을 종축으로 플롯하였다. 그리고, (식 2)로부터, 전위 밀도 ρ(m^-2)를 구하였다.

이들 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 시료 No.1∼No.6, No.10∼No.13 및 No.16∼No.20에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있고, 제조 조건도 본 발명의 범위 내에 있으므로, 열처리 강재에 있어서, 원하는 마이크로 조직 및 전위 밀도가 얻어졌다. 그리고, 화학 조성, 마이크로 조직 및 전위 밀도가 본 발명의 범위 내에 있으므로, 1.800㎬ 이상의 인장 강도가 얻어졌다.

시료 No.7∼No.9, No.14, No.15 및 No.21∼No.22에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있지만, 제조 조건이 본 발명이 범위로부터 벗어나 있으므로, 원하는 전위 밀도를 얻을 수 없었다. 그리고, 전위 밀도가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있으므로, 인장 강도가 1.800㎬ 미만으로 낮았다.

시료 No.23 및 No.24에서는, Mn 함유량이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있으므로, 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있어도, 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 미만이고, 인장 강도가 1.800㎬ 미만으로 낮았다.

시료 No.25에서는, C 함유량이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있으므로, 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있어도, 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 미만이고, 인장 강도가 1.800㎬ 미만으로 낮았다.

시료 No.26에서는, (식 1)이 만족되어 있지 않으므로, 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있어도, 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 미만이고, 인장 강도가 1.800㎬ 미만으로 낮았다.

이들 결과로부터, 본 발명에 따르면, 고강도의 열처리 강재를 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 고강도를 얻기 위해 인성 및 용접성이 열화될 정도의 C는 필요로 하지 않으므로, 우수한 인성 및 용접성을 확보할 수도 있다.

본 발명은, 예를 들어 자동차에 사용되는 열처리 부재 등의 제조 산업 및 이용 산업에 이용할 수 있다. 본 발명은, 다른 기계 구조 부품의 제조 산업 및 이용 산업 등에 이용할 수도 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.05％∼0.30％,
Mn: 2.0％∼10.0％,
Cr: 0.01％∼1.00％,
Ti: 0.010％∼0.100％,
B: 0.0010％∼0.0100％,
Si: 0.08％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0500％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Ni: 0.0％∼2.0％,
Cu: 0.0％∼1.0％,
Mo: 0.0％∼1.0％,
V: 0.0％∼1.0%,
Al: 0.00％∼1.00％,
Nb: 0.00％∼1.00％,
잔부: Fe 및 불순물,
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 성립되고,
마르텐사이트: 90체적％ 이상,
으로 나타내어지는 마이크로 조직을 갖고,
마르텐사이트 중의 전위 밀도가 9.0×10¹⁵m^-2 이상이고,
인장 강도가 1.800㎬ 이상인 것을 특징으로 하는, 열처리 강재.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.1％∼2.0％,
Cu: 0.1％∼1.0％,
Mo: 0.1％∼1.0％,
V: 0.1％∼1.0％,
Al: 0.01％∼1.00％, 혹은
Nb: 0.01％∼1.00％,
또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재.
강판을 10℃/s 이상의 평균 승온 속도로 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하는 공정과,
이어서, 상기 강판을 상기 온도 영역으로부터 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상의 속도로 냉각하는 공정과,
이어서, 상기 강판을 Ms점으로부터 100℃까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정을 갖고,
상기 강판은,
질량％로,
C: 0.05％∼0.30％,
Mn: 2.0％∼10.0％,
Cr: 0.01％∼1.00％,
Ti: 0.010％∼0.100％,
B: 0.0010％∼0.0100％,
Si: 0.08％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0500％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Ni: 0.0％∼2.0％,
Cu: 0.0％∼1.0％,
Mo: 0.0％∼1.0％,
V: 0.0％∼1.0％,
Al: 0.00％∼1.00％,
Nb: 0.00％∼1.00％,
잔부: Fe 및 불순물,
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
C 함유량(질량％)을 [C], Mn 함유량(질량％)을 [Mn]으로 나타냈을 때, (식 1)이 성립되는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.1％∼2.0％,
Cu: 0.1％∼1.0％,
Mo: 0.1％∼1.0％,
V: 0.1％∼1.0％,
Al: 0.01％∼1.00％, 혹은
Nb: 0.01％∼1.00％,
또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.
제3항 또는 제4항에 있어서,
상기 강판을 Ac₃점 이상 (Ac₃점＋200℃) 이하의 온도 영역으로 가열하고 나서 상기 강판의 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 사이에 성형을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.