KR101909839B1

KR101909839B1 - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101909839B1
Application number: KR1020177000832A
Authority: KR
Inventors: 고타로 하야시
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-07-18
Filing date: 2015-07-17
Publication date: 2018-10-18
Also published as: CN106536776B; BR112017000567A2; CN106536776A; WO2016010144A1; EP3170912B1; ES2734224T3; EP3170912A1; JP6319443B2; EP3170912A4; TW201610176A; PL3170912T3; US20170130286A1; TWI555857B; US10508317B2; KR20170016484A; JPWO2016010144A1; MX2017000075A

Abstract

강재는, 질량％로, C: 0.050％∼0.35％, Si: 0.50％∼3.0％, Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, sol.Al: 0.001∼3.0％, N: 0.01％ 이하, V: 0％∼1.0％, Ti: 0％∼1.0％, Nb: 0％∼1.0％, Cr: 0％∼1.0％, Mo: 0％∼1.0％, Cu: 0％∼1.0％, Ni: 0％∼1.0％, Ca: 0％∼0.01％, Mg: 0％∼0.01％, REM: 0％∼0.01％, Zr: 0％∼0.01％, B: 0％∼0.01％, Bi: 0％∼0.01％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 체적률이 10％∼40％인 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL MATERIAL AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이고, 특히, 인장 강도가 980MPa 이상이며, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근 들어, 지구 환경을 보호하는 관점에서, 에너지 절약화에 기여하는 강재의 개발이 요구되고 있다. 자동차용 강재, 유정관용 강재 및 건축 구조용 강재 등의 분야에 있어서는, 경량이고 또한 가혹한 사용 환경에 적용 가능한 초고강도 강재의 수요가 높아져서, 그 적용 범위가 널리 퍼져 있다. 그 결과, 이 분야에 사용하는 초고강도 강재에 있어서는, 강도 특성뿐만 아니라, 사용 환경에 있어서의 안전성을 확보하는 것이 중요하게 되어 있다. 구체적으로는, 강재의 연성을 높임으로써, 외적인 소성 변형에 대한 허용도를 높이는 것이 중요하게 되어 있다.

예를 들어, 자동차가 구조체에 충돌한 경우, 그 충격을 차량의 대충돌용 부재로 충분히 완화하기 위해서는, 강재의 인장 강도가 980MPa 이상이고, 또한, 인장 강도(TS)와 전체 신장(EL)의 곱의 값(TS×EL)이 16000MPa·％ 이상으로 될 것이 요망된다. 그러나, 인장 강도의 상승에 수반하여 연성은 현저하게 저하하기 때문에, 상기 특성을 충족하고, 공업적으로 양산할 수 있는 초고강도 강재는 지금까지 전무하였다. 따라서, 초고강도 강재의 연성을 개선하기 위해서, 여러가지 연구 개발이 이루어지고, 그것을 실현하는 조직 제어 방법이 제안되어 왔다(특허문헌 1∼4 참조).

그러나, 종래의 기술에서는, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하면서 충분한 연성 및 충격 특성을 얻을 수는 없다.

일본 특허 공개 제2004-269920호 공보 일본 특허 공개 제2010-90475호 공보 일본 특허 공개 제2003-138345호 공보 일본 특허 공개 제2014-25091호 공보

본 발명은 980MPa 이상의 인장 강도를 가지면서, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.

강 소재를 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역까지 가열하면, 표면이 탈탄됨으로써 연질의 페라이트상을 포함하는 조직(이하, 「탈탄 페라이트층」이라고 한다.)이 형성된다. 그리고, 탈탄이 현저해지면 강재의 표면에 탈탄 페라이트층이 두껍게 형성된다.

탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이상으로 되면 조대한 페라이트가 생성되게 되어, 결과적으로, 연성 및 충격 특성의 열화가 발생할 우려가 있다.

따라서, 고강도의 강재를 제조하기 위해서, 특히 Si 및 Mn을 통상보다 적극적으로 함유시킨 강 소재에 대하여 적절한 열처리를 실시하여, 표면에 있어서의 탈탄을 억제하도록 하였다. 이에 의해, 종래의 기술에서는 제조할 수 없었던, 980MPa 이상의 인장 강도를 가지면서, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 강재를 안정적으로 얻을 수 있는 것이 명확해졌다.

본 발명은 상기 지견을 기초로 하여 이루어진 것이며, 다음의 강재 및 그 제조 방법을 요지로 한다.

(1) 질량％로,

C: 0.050％∼0.35％,

Si: 0.50％∼3.0％,

Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

sol.Al: 0.001％∼3.0％,

N: 0.01％ 이하,

V: 0％∼1.0％,

Ti: 0％∼1.0％,

Nb: 0％∼1.0％,

Cr: 0％∼1.0％,

Mo: 0％∼1.0％,

Cu: 0％∼1.0％,

Ni: 0％∼1.0％,

Ca: 0％∼0.01％,

Mg: 0％∼0.01％,

REM: 0％∼0.01％,

Zr: 0％∼0.01％,

B: 0％∼0.01％,

Bi: 0％∼0.01％, 또한

잔부: Fe 및 불순물,

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 체적률이 10％∼40％인 금속 조직을 갖고,

인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는 강재.

(2) 상기 금속 조직에 있어서, 시멘타이트의 개수 밀도가 2개/㎛² 미만인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 강재.

(3) 상기 화학 조성에 있어서,

V: 0.05％∼1.0％

가 만족되는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강재.

(4) 상기 화학 조성에 있어서,

Ti: 0.003％∼1.0％,

Nb: 0.003％∼1.0％,

Cr: 0.01％∼1.0％,

Mo: 0.01％∼1.0％,

Cu: 0.01％∼1.0％, 또는

Ni: 0.01％∼1.0％,

또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 상기 (1)부터 (3) 중 어느 하나에 기재된 강재.

(5) 상기 화학 조성에 있어서,

Ca: 0.0003％∼0.01％,

Mg: 0.0003％∼0.01％,

REM: 0.0003％∼0.01％,

Zr: 0.0003％∼0.01％,

B: 0.0003％∼0.01％, 또는

Bi: 0.0003％∼0.01％,

또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 상기 (1)부터 (4) 중 어느 하나에 기재된 강재.

(6) 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가, 질량％로, 0.60％ 이하인, 상기 (1)부터 (5) 중 어느 하나에 기재된 강재.

(7) 질량％로,

C: 0.050％∼0.35％,

Si: 0.50％∼3.0％,

Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

sol.Al: 0.001％∼3.0％,

N: 0.01％ 이하,

V: 0％∼1.0％,

Ti: 0％∼1.0％,

Nb: 0％∼1.0％,

Cr: 0％∼1.0％,

Mo: 0％∼1.0％,

Cu: 0％∼1.0％,

Ni: 0％∼1.0％,

Ca: 0％∼0.01％,

Mg: 0％∼0.01％,

REM: 0％∼0.01％,

Zr: 0％∼0.01％,

B: 0％∼0.01％,

Bi: 0％∼0.01％, 또한

잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률이 합계로 90％ 이상이며, 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 이상인 금속 조직을 갖는 강 소재를, 500℃부터 670℃까지의 사이의 평균 가열 속도가 1℃/s∼5℃/s로 되도록 670℃ 이상의 온도까지 가열하는 공정과,

상기 가열한 후에, 670℃∼780℃의 온도 영역에서 60s∼1200s 유지하는 공정과,

상기 유지한 후에, 상기 온도 영역부터 150℃까지의 사이의 평균 냉각 속도가 5℃/s∼500℃/s로 되도록 150℃ 이하의 온도까지 냉각하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.

(8) 상기 화학 조성에 있어서,

V: 0.05％∼1.0％

가 만족되고,

상기 강 소재 중에 포함되는 V 중 70％ 이상이 고용되어 있는 것을 특징으로 하는 상기 (7)에 기재된 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 화학 조성 및 금속 조성이 적절하기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상인 인장 강도와, 우수한 연성 및 충격 특성을 얻을 수 있다.

1. 화학 조성

먼저, 본 발명의 실시 형태에 따른 강재 및 그 제조에 사용하는 강 소재의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강재 및 그 제조에 사용되는 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 단서가 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 강재 및 그 제조에 사용되는 강 소재는, C: 0.050％∼0.35％, Si: 0.50％∼3.0％, Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, sol.Al: 0.001％∼3.0％, N: 0.01％ 이하, V: 0％∼1.0％, Ti: 0％∼1.0％, Nb: 0％∼1.0％, Cr: 0％∼1.0％, Mo: 0％∼1.0％, Cu: 0％∼1.0％, Ni: 0％∼1.0％, Ca: 0％∼0.01％, Mg: 0％∼0.01％, REM: 0％∼0.01％, Zr: 0％∼0.01％, B: 0％∼0.01％, Bi: 0％∼0.01％, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖는다. 불순물로서는, 광석, 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

C: 0.050％∼0.35％

C는, 강도 상승 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. 980MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 인장 강도(TS)와 전체 신장(EL)의 곱(TS×EL)의 값이 16000MPa·％ 이상의 강재를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.050％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 0.35％를 초과하여 C를 함유시키면, 충격 특성이 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.35％ 이하로 할 필요가 있고, 0.25％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 1000MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량은 0.080％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Si: 0.50％∼3.0％

Si는, 강도 상승과 함께, 오스테나이트의 생성을 촉진시켜, 연성 향상에 기여하는 원소이다. 곱(TS×EL)의 값을 16000MPa·％ 이상으로 하기 위해서는, Si 함유량을 0.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 3.0％를 초과하여 Si를 함유시키면, 충격 특성이 열화된다. 이 때문에, Si 함유량은 3.0％ 이하로 한다. 또한, 용접성을 향상시키기 위해서는, Si 함유량은 1.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하

Mn도 Si와 마찬가지로, 강도 상승과 함께, 오스테나이트의 생성을 촉진시켜, 연성 향상에 기여하는 원소이다. 강재의 인장 강도를 980MPa 이상으로 함과 함께, 곱(TS×EL)의 값을 16000MPa·％ 이상으로 하기 위해서는, 3.0％를 초과하여 Mn을 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 7.5％를 초과하여 Mn을 함유시키면, 전로에 있어서의 정련, 주조가 현저하게 곤란해진다. 이 때문에, Mn 함유량은 7.5％ 이하로 할 필요가 있고, 6.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 1000MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, Mn 함유량은 4.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

P: 0.05％ 이하

P는, 불순물로서 함유되는 원소이나, 강도 상승에 기여하는 원소이기도 하므로, 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나, 0.05％를 초과하여 P를 함유시키면, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. P 함유량은, 0.02％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고자 하는 경우, P 함유량은, 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.01％ 이하

S는, 불순물로서 불가피하게 함유되기 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.01％를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, S 함유량은 0.01％ 이하로 한다. S 함유량은 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0015％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

sol.Al: 0.001％∼3.0％

Al은, 강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이다. 강재를 건전화하기 위해서는, sol.Al은 0.001％ 이상 함유시킨다. 한편, sol.Al 함유량이 3.0％를 초과하면, 주조가 현저하게 곤란해진다. 이 때문에, sol.Al 함유량은 3.0％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하고, 1.2％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, sol.Al 함유량이란, 강재 중의 산 가용성 Al의 함유량을 의미한다.

N: 0.01％ 이하

N은 불순물로서 불가피하게 함유되기 때문에, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 N 함유량이 0.01％를 초과하면, 내시효성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. N 함유량은 0.006％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

V, Ti, Nb, Cr, Mo, Ni, Ca, Mg, REM, Zr, 및 Bi는, 필수 원소가 아니고, 본 실시 형태에 따른 강재 및 그 제조에 사용되는 강 소재에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

V: 0％∼1.0％

V는, 강재의 항복 강도를 현저하게 높임과 함께, 탈탄을 방지하는 원소이다. 따라서, V를 함유시켜도 된다. 그러나, 1.0％를 초과하여 V를 함유시키면, 열간 가공이 현저하게 곤란해진다. 이 때문에, V 함유량은 1.0％ 이하로 한다. 또한, 강재의 항복 강도를 900MPa 이상으로 하기 위해서는, V를 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 1100MPa 이상의 인장 강도를 얻고자 하는 경우에는, V 함유량은 0.15％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 강 소재에 V가 포함되어 있으면, 강 소재 중에 있어서, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값을 1.5 이상으로 조정하기 쉬워진다.

Ti: 0％∼1.0％

Nb: 0％∼1.0％

Cr: 0％∼1.0％

Mo: 0％∼1.0％

Cu: 0％∼1.0％

Ni: 0％∼1.0％

이들 원소는, 강재의 강도를 안정적으로 확보하기 위하여 효과가 있는 원소이다. 따라서, 상기 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 모두 1.0％를 초과하여 함유시키면, 열간 가공이 곤란해진다. 이 때문에, 각 원소의 함유량은 각각 1％ 이하로 할 필요가 있다. 상기한 효과를 얻고자 하는 경우에는, Ti: 0.003％ 이상, Nb: 0.003％ 이상, Cr: 0.01％ 이상, Mo: 0.01％ 이상, Cu: 0.01％ 이상, 또는 Ni: 0.01％ 이상, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다. 또한, 상기 원소 중 2종 이상을 복합적으로 함유시키는 경우, 그의 합계 함유량은 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0％∼0.01％

Mg: 0％∼0.01％

REM: 0％∼0.01％

Zr: 0％∼0.01％

B: 0％∼0.01％

Bi: 0％∼0.01％

이들 원소는, 저온 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 상기 원소로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 모두 0.01％를 초과하여 함유시키면, 표면 성상이 열화된다. 이 때문에, 각 원소의 함유량은 각각 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 상기한 효과를 얻고자 하는 경우에는, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상의 함유량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 원소 중 2종 이상을 복합적으로 함유시키는 경우, 그의 합계 함유량은 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형으로 첨가된다.

2. 금속 조직

탈탄 페라이트층의 두께: 5㎛ 이하

상술한 바와 같이, 탈탄 페라이트층이란, 열처리 중에 강재의 표면이 탈탄됨으로써 형성되는, 연질의 페라이트상을 포함하는 조직이다. 또한, 탈탄 페라이트층은, 기둥 형상 또는 다각 형상을 나타내는 페라이트상을 면적률로 90％ 이상 포함하는 조직이다. 980MPa 이상이라고 하는 높은 인장 강도를 가지면서도, 우수한 충격 특성을 유지하기 위해서는, 표층부에 있어서의 탈탄을 억제할 필요가 있다. 탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛를 초과하면, 강재의 피로 특성뿐만 아니라, 충격 특성도 저하하기 때문에, 탈탄 페라이트층의 두께는 5㎛ 이하로 한다.

잔류 오스테나이트의 체적률: 10％∼40％

본 발명의 실시 형태에 따른 강재에 있어서는, 980MPa 이상의 인장 강도를 가지면서, 강재의 연성을 현저하게 향상시키기 위해서, 잔류 오스테나이트의 체적률을 10％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 40％를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은 40％ 이하로 한다.

시멘타이트의 개수 밀도: 2개/㎛² 미만

본 발명의 실시 형태에 따른 강재에 있어서는, 충격 특성을 현저하게 향상시키기 때문에, 시멘타이트의 개수 밀도를 2개/㎛² 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 시멘타이트의 개수 밀도는 작은 편이 좋기 때문에, 하한에 대해서는 특별히 설정하지 않는다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도: 0.60％ 이하

또한, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를, 질량％로, 0.60％ 이하로 하면, TRIP 현상에 수반하여 생성되는 마르텐사이트가 연질이 되어, 마이크로크랙의 발생이 억제되어, 강재의 충격 특성이 현저하게 향상된다. 그로 인해, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도는, 질량％로, 0.60％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도는, 낮으면 낮을수록 바람직하기 때문에 하한은 특별히 설정하지 않는다.

3. 기계적 성질

본 발명의 실시 형태에 따른 강재는, 980MPa 이상의 인장 강도를 갖는다. 강재의 인장 강도는, 1000MPa 이상인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 실시 형태에 따른 강재에 의하면, 우수한 연성과 충격 특성을 얻을 수 있다. 예를 들어, 인장 강도와 전체 신장의 곱의 값이 16000MPa·％ 이상인 연성을 얻을 수 있다. 예를 들어, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 30J/㎠ 이상인 충격 특성을 얻을 수 있다. 또한 강재에 V가 포함되어 있는 경우에는, 예를 들어 항복 강도가 900MPa 이상인 0.2％ 내력(항복 강도)을 얻을 수 있다.

4. 제조 방법

본 발명에 따른 강재의 제조 방법에 대하여 특별히 제한은 없지만, 예를 들어, 상기 화학 조성을 갖는 강 소재에 대하여 이하에 나타내는 열처리를 실시함으로써 제조할 수 있다.

4-1 강 소재

열처리에 제공하는 강 소재로서는, 예를 들어 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률이 합계로 90％ 이상이며, 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 이상인 금속 조직을 갖는 것을 사용한다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률은 합계로 95％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 강 소재의 V 함유량이 0.05％∼1.0％일 경우에는, 강 소재 중에 포함되는 V 중 70％ 이상이 고용되어 있는 것이 바람직하다.

강 소재 중의 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률이 합계로 90％ 미만인 경우, 강재의 인장 강도를 980MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 나아가, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아져 연성이 열화될 우려가 있다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비가 커지면, 시멘타이트가 강판 표면에 대하여 평행하게 석출되고, 탈탄이 차폐되게 된다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 미만이면, 탈탄의 차폐가 불충분해지고, 탈탄 페라이트층이 생성되게 된다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 미만인 경우에는, 시멘타이트의 핵 생성이 촉진되어, 시멘타이트가 미세 분산되기 때문에, 개수 밀도가 높아진다. 또한, 애스펙트비는, 베이나이트 및 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입자에 대하여 압연 방향에 수직한 단면(이하, L 단면)으로부터 관찰했을 때의 각 입자의 긴 직경을 짧은 직경으로 제산한 값이다. 또한, 관찰면에 있어서의 모든 입자에 대하여 구한 애스펙트비의 평균값을 채용하기로 한다.

또한, 강 중에 포함되는 V 중 고용되어 있는 V가 70％ 미만이면, 열처리 후에 있어서, 원하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 열처리 중의 오스테나이트 성장이 지연되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아질 가능성이 있다. 따라서, 강 소재 중에 포함되는 V 중 70％ 이상이 고용되어 있는 것이 바람직하다. V의 고용량은, 예를 들어, 강 소재를 전해 추출한 후, 잔사를 ICP-OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)를 사용하여 분석함으로써, 측정할 수 있다.

상기 강 소재는, 예를 들어, 비교적 저온의 열간 압연에 의해 제조할 수 있다. 구체적으로는, 마무리 온도가 800℃ 이하 또한 최종 패스의 압하율이 10％ 이상으로 되도록 열간 압연하고, 마무리 압연 종료 후 3s 이내에 20℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도까지 급랭한다. 이러한 비교적 저온의 열간 압연은, 통상, 미재결정립이 생성되기 때문에, 회피되고 있다. 또한, 강 소재가 V를 0.05％ 이상 함유하는 경우에는, 마무리 온도가 950℃ 이하 또한 최종 패스의 압하율이 10％ 이상으로 되도록 열간 압연하고, 마무리 압연의 종료 후 3s 이내에 20℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이하의 온도까지 급랭한다. 특히 V를 포함하는 경우에는, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 이상으로 되기 쉬워진다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 이상인 강 조직이면, 그 강 소재를 템퍼링해도 된다.

4-2 열처리

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 강재는, 상기 강 소재에 대하여 하기 처리를 실시함으로써 제조하는 것이 가능하다. 각 스텝에 대해서, 이하에 상세하게 설명한다.

a) 가열 스텝

먼저, 상기 강 소재를 500℃부터 670℃까지의 사이의 평균 가열 속도가 1℃/s∼5℃/s로 되도록 670℃ 이상의 온도까지 가열한다. 시멘타이트는 열처리 중의 탈탄을 억제하는 작용을 갖지만, 조대한 시멘타이트가 강재에 잔존하면, 충격 특성이 현저하게 열화된다. 따라서, 시멘타이트의 입경, 및 석출 반응을 제어하기 쉬운 500℃부터 670℃까지의 사이의 온도 제어는 매우 중요하다.

평균 가열 속도가 1℃/s 미만이면, 시멘타이트가 조대해져서, 탈탄은 억제된다. 그런데, 조대한 시멘타이트가 열처리 후의 강재에 잔존하여, 충격 특성이 열화된다. 나아가, 오스테나이트의 생성이 불충분해져서, 연성이 열화될 우려가 있다. 한편, 평균 가열 속도가 5℃/s를 초과하면, 열처리 중에 시멘타이트가 용이하게 용해되어, 열처리 중의 탈탄 반응을 억제할 수 없게 된다.

또한, 500℃까지의 가열 시에는, 평균 가열 속도를 0.2℃/s∼500℃/s로 하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 0.2℃/s보다 낮으면, 생산성이 저하된다. 한편, 평균 가열 속도가 500℃/s를 초과하면, 오버슈트 등에 의해, 500℃부터 670℃까지의 사이의 온도 제어가 곤란해질 우려가 있다.

b) 유지 스텝

상기 가열 후, 670℃∼780℃의 온도 영역에서 60s∼1200s 유지한다. 유지 온도가 670℃ 미만이면, 연성이 열화될뿐만 아니라, 강재의 인장 강도를 980MPa 이상으로 하는 것이 곤란해질 우려가 있다. 한편, 유지 온도가 780℃를 초과하면, 강재의 잔류 오스테나이트 체적률을 10％ 이상으로 할 수 없어, 연성의 열화가 현저해질 우려가 있다.

또한, 유지 시간이 60s 미만이면, 생성되는 조직과 인장 강도가 안정되지 않기 때문에, 980MPa 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해질 우려가 있다. 한편, 유지 시간이 1200s를 초과하면, 내부 산화가 현저해져서, 충격 특성이 열화될뿐만 아니라, 탈탄 페라이트층이 생성되기 쉬워진다. 유지 시간은 120s 이상인 것이 바람직하고, 900s 이하인 것이 바람직하다.

c) 냉각 스텝

상술한 가열 유지 후, 상기 온도 영역부터 150℃까지의 사이의 평균 냉각 속도가 5℃/s∼500℃/s로 되도록 150℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만이면, 연질의 페라이트 및 펄라이트가 과도하게 생성되어, 강재의 인장 강도를 980MPa 이상으로 하는 것이 곤란해질 우려가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 500℃/s를 초과하면, 담금질 균열이 발생되기 쉬워진다.

평균 냉각 속도는 8℃/s 이상인 것이 바람직하고, 100℃/s 이하인 것이 바람직하다. 150℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s∼500℃/s로 하면, 150℃ 이하에 있어서의 냉각 속도는, 상기 범위와 동일해도 되고, 상이해도 된다.

또한, 냉각 중의 350℃부터 150℃까지의 온도 영역에 있어서, C는 오스테나이트에 편재되기 쉬워진다. 따라서 강재의 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 0.60％ 이하로 하기 위해서는, 상기 온도 영역에 있어서의 체류 시간이 40s 이하로 되도록 냉각하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성과 표 2에 나타내는 금속 조직을 갖는 강 소재를, 표 3에 나타내는 조건으로 열처리에 제공하였다.

사용한 강 소재는, 실험실에서 용제한 슬래브를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 가공하여 제조하였다. 이 강 소재를, 두께 1.6mm, 폭 100mm, 길이 200mm의 치수로 절단하고, 표 3의 조건에 따라 가열, 유지 및 냉각하였다. 열전대를 강 소재 표면에 부착하고, 열처리 중의 온도 측정을 행하였다. 표 3에 나타낸 평균 가열 속도는 500℃부터 670℃까지의 사이에 있어서의 값이며, 유지 시간은 유지 온도에 도달한 후, 그 온도에서 유지한 시간이다. 또한, 평균 냉각 속도는 유지 온도에서 150℃까지의 사이에 있어서의 값이며, 체류 시간은, 냉각 중의 350℃부터 150℃까지의 온도 영역에 있어서의 체류 시간이다.

열처리 전의 강 소재의 금속 조직, 열처리에서 얻어진 강재의 금속 조직 및 기계적 성질에 대해서, 이하에 설명하는 바와 같이, 금속 조직 관찰, X선 회절 측정, 인장 시험, 및 샤르피 충격 시험에 의해 조사하였다.

<강 소재의 금속 조직>

강 소재의 L 단면을 전자 현미경으로 관찰 및 촬영하고, 합계 0.04㎟의 영역을 해석함으로써, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률 및 애스펙트비를 측정하였다. 그리고, 강 소재의 조직은 등방적이기 때문에, 상기 면적률의 값을 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률로 하였다. 또한, 애스펙트비는, 베이나이트 및 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입자에 대하여 각 입자의 긴 직경을 짧은 직경으로 제산함으로써 구하고, 그 평균값을 산출하였다.

관찰 위치는, 중심 편석부를 피하고, 판 두께의 약 1/4의 위치(1/4t의 위치)로 하였다. 중심 편석부를 피하는 이유는 이하와 같다. 중심 편석부는, 강재의 대표적인 금속 조직에 대하여 국소적으로 다른 금속 조직을 갖는 경우가 있다. 그러나, 중심 편석부는, 판 두께 전체에 대하여 미소한 영역이며, 강재의 특성에는 거의 영향을 미치지 않는다. 즉, 중심 편석부의 금속 조직은, 강재의 금속 조직을 대표하고 있다고 할 수 없다. 그 때문에, 금속 조직의 동정에 있어서는, 중심 편석부를 피하는 것이 바람직하다.

<강 소재의 고용 V량>

강 소재를 전해 추출한 후, 잔사를 ICP-OES(Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)를 사용하여 분석함으로써, 당해 강 소재 중에 고용되어 있었던 V의 양을 측정하였다.

<강재의 금속 조직>

각 강재로부터 폭 20mm, 길이 20mm의 시험편을 채취하고, 이 시험편에 화학 연마를 실시하여 0.4mm 두께 감소시키고, 화학 연마 후의 시험편의 표면에 대하여 X선 회절을 3회 실시하였다. 얻어진 프로파일을 해석하고, 각각을 평균하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출하였다.

<잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도>

X선 회절에서 얻어진 프로파일을 해석하고, 오스테나이트의 격자 상수를 산출하고, 하기 식에 기초하여, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 결정하였다.

c=(a-3.572)/0.033

단, 상기 식 중의 각 기호의 의미는 이하와 같다.

a: 오스테나이트의 격자 상수(Å)

c: 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도(질량％)

<탈탄 페라이트층의 두께>

강재의 L 단면을 전자 현미경으로 관찰, 촬영하고, 강판 표면에 1mm 영역을 해석함으로써, 탈탄 페라이트층의 두께를 측정하였다.

<시멘타이트의 개수 밀도>

시멘타이트의 개수 밀도에 대해서는, 합계 2500㎛²의 영역을 해석함으로써, 시멘타이트의 개수 밀도를 측정하였다.

<인장 시험>

각 강재로부터 두께 1.6mm의 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)에 준하여 인장 시험을 행하고, TS(인장 강도), YS(항복 강도, 0.2％ 내력) 및 EL(전체 신장)을 측정하였다. 또한, 이 TS와 EL로부터 TS×EL의 값을 계산하였다.

<충격 특성>

각 강재의 표리면을, 두께가 1.2mm로 되도록 연삭하여, V 노치 시험편을 제작하였다. 그 시험편을 4매 적층하여 나사 고정한 후, JIS Z 2242(2005)에 준하여 샤르피 충격 시험에 제공하였다. 충격 특성은, 0℃에서의 충격값이 30J/㎠ 이상인 경우를 양호(○)로 하고, 30J/㎠ 미만인 경우를 불량(×)으로 하였다.

강 소재의 금속 조직 관찰의 결과를 표 2에, X선 회절 측정, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험의 결과를 표 4에 정리하여 나타낸다.

표 2∼4에 나타낸 바와 같이, 비교예인 시험 번호 2, 4, 9, 34 및 44는, 강 소재의 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비가 1.5 미만이었기 때문에, 탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 초과가 되고, 그 결과, 충격 특성이 나빴다. 시험 번호 8 및 39는, 평균 냉각 속도가 낮았기 때문에, 바 라이트가 과잉으로 생성되어, 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 번호 3은, 열처리에 있어서의 평균 가열 속도가 높았던 것에 기인하여 탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이상으로 되고, 그 결과, 충격 특성이 나빴다.

시험 번호 11은, Si 함유량이 규정의 범위보다 높기 때문에, 충격 특성이 떨어졌다. 시험 번호 14는, C 함유량이 규정의 범위보다 높기 때문에, 충격 특성이 떨어졌다. 시험 번호 13 및 32는, 열처리에 있어서의 유지 온도가 높았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아져, 그 결과, 연성이 나빴다. 시험 번호 17은, 열처리에 있어서의 유지 시간이 길었기 때문에, 탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이상으로 되고, 그 결과, 충격 특성이 나빴다.

시험 번호 18 및 26은, Mn 함유량이 규정의 범위보다 낮고, 시험 번호 24는, C 함유량이 규정의 범위보다 낮고, 시험 번호 29는, Si 함유량이 규정의 범위보다 낮았기 때문에, 연성이 나빴을 뿐만 아니라, 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 번호 23은, 열처리에 있어서의 가열 속도가 낮았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아져, 그 결과, 연성이 악화되고, 또한 충격 특성이 나빴다. 시험 번호 31은, 열처리에 있어서의 유지 시간이 짧았기 때문에, 생성되는 조직과 인장 강도가 안정되지 않고, 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않았다. 시험 번호 40은, 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률이 합계로 90％ 미만이었기 때문에, 시험 번호 43은, 열처리에 있어서의 유지 온도가 낮았기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 낮아져, 그 결과, 연성이 나쁘고, 또한 980MPa 이상의 인장 강도가 얻어지지 않았다.

한편, 본 발명예인 시험 번호 1, 5∼7, 10, 12, 15, 16, 19∼22, 25, 27, 28, 30, 33, 35∼38, 41, 42 및 45∼47은, 980MPa 이상의 인장 강도를 가짐과 함께, 인장 강도와 전체 신장의 곱(TS×EL)의 값이 16000MPa·％ 이상으로 연성이 우수하고, 또한, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 30J/㎠ 이상으로 충격 특성도 양호하였다.

본 발명에 따르면, 예를 들어, 자동차 관련 산업, 에너지 관련 산업, 및 건축 관련 산업에 이용할 수 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.050％∼0.35％,
Si: 0.50％∼3.0％,
Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼3.0％,
N: 0.01％ 이하,
V: 0％∼1.0％,
Ti: 0％∼1.0％,
Nb: 0％∼1.0％,
Cr: 0％∼1.0％,
Mo: 0％∼1.0％,
Cu: 0％∼1.0％,
Ni: 0％∼1.0％,
Ca: 0％∼0.01％,
Mg: 0％∼0.01％,
REM: 0％∼0.01％,
Zr: 0％∼0.01％,
B: 0％∼0.01％,
Bi: 0％∼0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물,
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
탈탄 페라이트층의 두께가 5㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트의 체적률이 10％∼40％인 금속 조직을 갖고,
인장 강도가 980MPa 이상이며,
상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가, 질량％로, 0.60％ 이하인 것을 특징으로 하는 강재.
제1항에 있어서, 상기 금속 조직에 있어서, 시멘타이트의 개수 밀도가 2개/㎛² 미만인 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
V: 0.05％∼1.0％
가 만족되는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
Ti: 0.003％∼1.0％,
Nb: 0.003％∼1.0％,
Cr: 0.01％∼1.0％,
Mo: 0.01％∼1.0％,
Cu: 0.01％∼1.0％, 또는
Ni: 0.01％∼1.0％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
Ca: 0.0003％∼0.01％,
Mg: 0.0003％∼0.01％,
REM: 0.0003％∼0.01％,
Zr: 0.0003％∼0.01％,
B: 0.0003％∼0.01％, 또는
Bi: 0.0003％∼0.01％,
또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 강재.
삭제
질량％로,
C: 0.050％∼0.35％,
Si: 0.50％∼3.0％,
Mn: 3.0％를 초과하고 7.5％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼3.0％,
N: 0.01％ 이하,
V: 0％∼1.0％,
Ti: 0％∼1.0％,
Nb: 0％∼1.0％,
Cr: 0％∼1.0％,
Mo: 0％∼1.0％,
Cu: 0％∼1.0％,
Ni: 0％∼1.0％,
Ca: 0％∼0.01％,
Mg: 0％∼0.01％,
REM: 0％∼0.01％,
Zr: 0％∼0.01％,
B: 0％∼0.01％,
Bi: 0％∼0.01％, 또한
잔부: Fe 및 불순물,
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 체적률이 합계로 90％ 이상이며, 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 애스펙트비의 평균값이 1.5 이상인 금속 조직을 갖는 강 소재를, 500℃부터 670℃까지의 사이의 평균 가열 속도가 1℃/s∼5℃/s로 되도록 670℃ 이상의 온도까지 가열하는 공정과,
상기 가열한 후에, 670℃∼780℃의 온도 영역에서 60s∼1200s 유지하는 공정과,
상기 유지한 후에, 상기 온도 영역부터 150℃까지의 사이의 평균 냉각 속도가 5℃/s∼500℃/s로 되도록 150℃ 이하의 온도까지 냉각하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
V: 0.05％∼1.0％
가 만족되고,
상기 강 소재 중에 포함되는 V 중 70％ 이상이 고용되어 있는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.