KR102525728B1 - 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법 - Google Patents

고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 과제는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 고강도 부재 (10) 는, 강판 (11) 을 사용하여 얻은 휨 능선부 (12) 를 갖는 고강도 부재 (10) 로서, 부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고, 휨 능선부 (12) 의 단면 (13) 의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한 휨 능선부 (12) 의 단면 (13) 으로부터 휨 능선 방향 (D1) 으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이다.

Description

고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법
본 발명은, 자동차 부품 등에 사용되는 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 그 고강도 부재용 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 센터 필러 R/F (레인포스먼트) 등의 차체 골격 부품이나, 범퍼, 임팩트 빔 부품 등 (이하, 부품이라고도 한다) 에 대하여, 인장 강도 (TS) 가 1320 ∼ 1470 MPa 급인 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 나아가서는, 자동차 차체의 한층 더 경량화의 관점에서, 부품에 대하여 TS 가 1800 MPa (1.8 GPa) 급 이상의 강도를 갖는 강판의 적용에 대해서도 검토되고 있다.
강판의 고강도화에 수반하여, 지연 파괴의 발생이 우려되고, 최근에는, 부품 형상으로 가공된 샘플, 특히 변형이 집중되는 굽힘 가공부의 전단 단면 (端面) 으로부터의 지연 파괴가 우려되고 있어, 이와 같은 전단 단면을 기점으로 한 지연 파괴를 억제하는 것이 중요해지고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 화학 성분이, C : 0.05 ∼ 0.3 ％, Si : 3.0 ％ 이하, Mn : 0.01 ∼ 3.0 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 3.0 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물인 강으로 이루어지고, Mg 의 산화물, 황화물, 복합 정출물 및 복합 석출물의 입경과 밀도를 규정함으로써 성형 가공 후의 내지연 파괴 특성이 우수한 박강판을 제공하고 있다.
특허문헌 2 에서는, 1180 MPa 이상의 TS 를 갖는 강판의 전단 단면에 쇼트 피닝을 실시함으로써, 단면의 잔류 응력을 저감시켜, 내지연 파괴 특성이 우수한 성형 부재의 제조 방법을 제공하고 있다.
일본 공개특허공보 2003-166035호 일본 공개특허공보 2017-125228호
특허문헌 1 에서 개시된 기술은, 화학 성분 및 강 중의 석출물의 입경과 밀도를 규정함으로써 내지연 파괴 특성이 우수한 강판을 제공하고 있다. 그러나, 특허문헌 1 의 강판은, 첨가되어 있는 C 량이 적기 때문에, 본 발명의 고강도 부재에 사용되는 강판보다 강도가 낮고, TS 가 1470 MPa 미만이다. 특허문헌 1 의 강판에서는 C 량을 많게 하는 등 하여 강도를 향상시켜도, 강도가 상승하면 단면의 잔류 응력도 증가하기 때문에, 내지연 파괴 특성은 열화되는 것으로 생각된다.
특허문헌 2 에서 개시된 기술에서는, 전단 단면에 쇼트 피닝을 실시함으로써, 단면의 잔류 응력을 저감시키고, 내지연 파괴 특성이 우수한 성형 부재를 제공하고 있다. 그러나, 본 발명에서 규정한 800 MPa 이하의 단면의 잔류 응력에 있어서도 지연 파괴가 발생하고 있고, 그것은 단면의 균열 길이가 본 발명에서 규정한 길이보다 길기 때문이라고 생각된다. 쇼트 피닝을 실시했다고 해도 전단 단면인 상태 그대로이면, 전단에 의해 발생한 균열은 10 ㎛ 초과가 되어, 내지연 파괴 특성의 개선 효과로는 불충분해진다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적으로 하는 바는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 있어서, 고강도란, 인장 강도 (TS) 가 1470 MPa 이상인 것을 의미한다.
본 발명에 있어서, 내지연 파괴 특성이 우수하다는 것은, 실시예에 기재하는 바와 같이, 강판을 굽힘 가공한 후의 부재를 pH = 1 (25 ℃) 의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴되지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 측정했을 때에, 당해 임계 부하 응력이 항복 강도 (YS) 이상인 것을 의미한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 실시한 결과, 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재를, 부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고, 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하로 함으로써, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재로 할 수 있는 것을 알아내어, 본 발명에 이르렀다. 상기 과제는, 이하의 수단에 의해 해결된다.
[1] 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고,
상기 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한
상기 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하인, 고강도 부재.
[2] 상기 강판은, 질량％ 로,
C : 0.17 ％ 이상 0.35 ％ 이하,
Si : 0.001 ％ 이상 1.2 ％ 이하,
Mn : 0.9 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
P : 0.02 ％ 이하,
S : 0.001 ％ 이하,
Al : 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하, 및
N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
강판 조직 전체에 대하여, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖는, [1] 에 기재된 고강도 부재.
[3] 상기 강판은, 질량％ 로,
C : 0.17 ％ 이상 0.35 ％ 이하,
Si : 0.001 ％ 이상 1.2 ％ 이하,
Mn : 0.9 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
P : 0.02 ％ 이하,
S : 0.001 ％ 이하,
Al : 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하,
N : 0.010 ％ 이하, 및
Sb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
강판 조직 전체에 대하여, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖는, [1] 에 기재된 고강도 부재.
[4] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만을 함유하는, [2] 또는 [3] 에 기재된 고강도 부재.
[5] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Nb : 0.002 ％ 이상 0.08 ％ 이하 및
Ti : 0.002 ％ 이상 0.12 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, [2] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[6] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및
Ni : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, [2] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[7] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만,
V : 0.003 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
Zr : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하, 및
W : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, [2] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[8] 상기 강판의 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하,
Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하,
La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, 및
Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, [2] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[9] 상기 강판의 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로,
Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하는, [2] ∼ [8] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[10] 인장 강도가 1470 MPa 이상인 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 (面削) 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는 고강도 부재의 제조 방법.
[11] [2] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
[12] [2] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재를 제조하기 위한 고강도 부재용 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강에, 열간 압연 및 냉간 압연을 실시하는 공정과,
상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3 점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350 ℃ 이하로 하는 냉각을 실시하고, 그 후, 100 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 동안 체류시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 부재용 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 부재를 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 자동차용 강판의 고강도화와 내지연 파괴 특성 향상의 양립이 가능해진다. 즉, 본 발명에 의해, 자동차 차체가 고성능화된다.
도 1 은, 본 발명의 고강도 부재의 일례를 나타내는 사시도이다.
도 2 는, 실시예에 있어서, 볼트와 너트로 조인 부재의 상태를 나타내는 측면도이다.
도 3 은, 실시예의 단면의 잔류 응력의 측정에 있어서, 측정 지점인 판두께 중심과, 측정 방향을 나타내는 단면의 확대도이다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은, 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.
본 발명의 고강도 부재는, 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재로서, 부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고, 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한, 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이다.
이들 조건을 만족하는 고강도 부재가 얻어지면, 고강도 부재에 사용하는 강판은 특별히 한정되지 않는다. 이하, 본 발명의 고강도 부재를 얻기 위한 바람직한 강판에 대해 설명을 하지만, 본 발명의 고강도 부재에 사용하는 강판은 이하에서 설명하는 강판에는 한정되지 않는다.
고강도 부재를 얻기 위한 바람직한 강판은, 후술하는 성분 조직과, 마이크로 조직을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 고강도 부재가 얻어지면, 반드시 후술하는 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 강판을 사용할 필요는 없다.
먼저, 고강도 부재에 사용되는 바람직한 강판 (소재 강판) 의 바람직한 성분 조성에 대해 설명한다. 하기의 바람직한 성분 조성의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위인 "％" 는 "질량％" 를 의미한다.
<C : 0.17 ％ 이상 0.35 ％ 이하>
C 는 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 1 종 또는 2 종의 합계 면적률을 확보함과 함께, 마텐자이트 및 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1470 MPa 를 확보하는 관점에서, C 함유량은 바람직하게는 0.17 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.18 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.19 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.35 ％ 를 초과하면, 굽힘 가공 전 또는 후에 단면 (판두께면) 을 면삭 가공하고, 또한 굽힘 가공 후에 가열했다고 해도, 휨 능선부의 단면의 잔류 응력은 800 MPa 를 초과하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 따라서, C 함유량은 바람직하게는 0.35 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.33 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.31 ％ 이하이다.
<Si : 0.001 ％ 이상 1.2 ％ 이하>
Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 또한, Si 는, 200 ℃ 이상의 온도역에서 강판을 유지하는 경우에, 조대한 탄화물의 과잉 생성을 억제하여 연신의 향상에 기여한다. 또한, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감시켜 MnS 의 생성 억제에도 기여한다. 상기와 같은 효과를 충분히 얻기 위해서는, Si 함유량은 바람직하게는 0.001 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 판두께 방향으로 조대한 MnS 가 생성되기 쉬워져, 굽힘 가공시의 균열 생성을 조장하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, Si 함유량은 바람직하게는 1.2 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.
<Mn : 0.9 ％ 이상 3.2 ％ 이하>
Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시키고, 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 1 종 또는 2 종의 합계 면적률을 확보하기 위해 함유시킨다. Mn 함유량이 0.9 ％ 미만에서는, 강판 표층부에 페라이트가 생성됨으로써 강도가 저하될 가능성이 있다. 따라서, Mn 함유량은 바람직하게는 0.9 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.1 ％ 이상이다. 또한, MnS 가 증가하여, 굽힘 가공시의 균열 생성을 조장시키지 않기 위해서, Mn 함유량은 바람직하게는 3.2 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 3.0 ％ 이하이다.
<P : 0.02 ％ 이하>
P 는, 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 균열 발생을 촉진하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 바람직하게는 0.02 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.003 ％ 정도이다.
<S : 0.001 ％ 이하>
S 는, MnS, TiS, Ti(C, S) 등의 개재물을 형성한다. 이 개재물에 의한 균열 발생을 억제하기 위해, S 함유량은 0.001 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0009 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0007 ％ 이하, 특히 바람직하게는 0.0005 ％ 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 정도이다.
<Al : 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하>
Al 은 충분한 탈산을 실시하여, 강 중의 조대 개재물을 저감하기 위해 첨가된다. 그 효과를 얻기 위해서, Al 함유량이 바람직하게는 0.01 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. 한편, Al 함유량이 0.2 ％ 초과로 되면, 열간 압연 후의 권취시에 생성된 시멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 어닐링 공정에서 고용되기 어려워져, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성될 가능성이 있기 때문에, 균열 발생을 조장하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 따라서, Al 함유량은 바람직하게는 0.2 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.17 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.
<N : 0.010 ％ 이하>
N 은, 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 조대 개재물을 형성하는 원소로, 이들의 생성을 통해 균열 발생을 촉진시킨다. 내지연 파괴 특성의 열화를 방지하기 위해서는, N 함유량은 바람직하게는 0.010 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006 ％ 정도이다.
<Sb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하>
Sb 는, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하여, 강판 표층부의 산화나 질화로 인한 탈탄을 억제한다. 탈탄이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 나아가 탈탄의 억제에 의해 내지연 파괴 특성도 향상된다. 이러한 관점에서, Sb 함유량은 바람직하게는 0.001 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다. 한편, Sb 는 0.1 ％ 를 초과하여 함유시키면, 구(舊)오스테나이트 (γ) 입계에 편석되어 균열 발생을 촉진하기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 이 때문에, Sb 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. 또한, Sb 를 함유하는 것이 바람직하지만, Sb 를 함유하지 않고 강판의 고강도화 및 내지연 파괴 특성의 향상 효과를 충분히 얻을 수 있는 경우에는, Sb 를 함유하지 않아도 된다.
본 발명의 고강도 부재에 사용하는 바람직한 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하는 것이 바람직하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이지만, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 이하의 허용 성분 (임의 원소) 을 함유시킬 수 있다.
<B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만>
B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로, Mn 함유량이 적은 경우라도, 소정의 면적률의 마텐자이트 및 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이러한 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량은 바람직하게는 0.0002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0007 ％ 이상이다. 또한, N 을 고정시키는 관점에서, 0.002 ％ 이상의 Ti 와 복합 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0035 ％ 이상이 되면, 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용 시멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존하게 되고, 이것에 의해, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되기 때문에, 균열 발생을 조장하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, B 함유량은 바람직하게는 0.0035 ％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0025 ％ 이하이다.
<Nb : 0.002 ％ 이상 0.08 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.12 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종>
Nb 나 Ti 는, 구오스테나이트 (γ) 입자의 미세화를 통해, 고강도화에 기여한다. 이러한 관점에서, Nb 함유량 및 Ti 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, Nb 나 Ti 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti)(C, N) 등의 Nb 계의 조대한 석출물, TiN, Ti(C, N), Ti(C, S), TiS 등의 Ti 계의 조대한 석출물이 증가하여, 균열 발생을 조장함으로써 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Nb 함유량은 바람직하게는 0.08 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다. 또한, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.12 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.
<Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종>
Cu 나 Ni 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시키고, 또한 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또한, 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는, Cu 나 Ni 는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008 ％ 이상이다. 그러나, Cu 나 Ni 가 지나치게 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하여, 도금성이나 화성 처리성을 열화시키므로, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 각각 바람직하게는 1 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.8 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.6 ％ 이하이다.
<Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만, V : 0.003 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Zr : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하, 및 W : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종>
Cr, Mo, V 는, 강의 ??칭성의 향상 효과 목적으로, 함유시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량 및 Mo 함유량은, 각각 바람직하게는 0.01 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. V 함유량은, 바람직하게는 0.003 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.007 ％ 이상이다. 그러나, 어느 원소도 지나치게 많아지면 탄화물의 조대화에 의해, 균열 발생을 조장하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그 때문에 Cr 함유량은, 바람직하게는 1.0 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.3 ％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.2 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다. V 함유량은, 바람직하게는 0.5 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.
Zr 이나 W 는, 구오스테나이트 (γ) 입자의 미세화를 통해, 고강도화에 기여한다. 이러한 관점에서, Zr 함유량 및 W 함유량은, 각각 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.006 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.007 ％ 이상이다. 단, Zr 이나 W 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 균열 발생을 조장함으로써 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Zr 함유량 및 W 함유량은, 각각 바람직하게는 0.20 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.
<Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종>
Ca, Ce, La 는, S 를 황화물로서 고정시킴으로써, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, 이들 원소의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.0002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 한편, 이들 원소는 다량으로 첨가하면 황화물의 조대화에 의해, 균열 발생을 조장하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, 이들 원소의 함유량은, 각각 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다.
Mg 는 MgO 로서 O 를 고정시키고, 강 중 수소의 트랩 사이트가 되기 때문에, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 한편, Mg 는 다량으로 첨가하면 MgO 의 조대화에 의해, 균열 발생을 조장하여 내지연 파괴 특성을 열화시키므로, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다.
<Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하>
Sn 은, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하여, 강판 표층부의 산화나 질화로 인한 탈탄을 억제한다. 탈탄이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 이러한 관점에서, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.002 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.004 ％ 이상이다. 한편, Sn 을 0.1 ％ 를 초과하여 함유시키면, 구오스테나이트 (γ) 입계에 편석되어 균열 발생을 촉진하기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 부재에 사용되는 바람직한 강판이 갖는 바람직한 마이크로 조직에 대해 설명한다.
<강판 조직 전체에 대해, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상>
TS ≥ 1470 MPa 의 고강도를 얻기 위해, 강판 조직 전체에 대해, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 90 ％ 미만인 경우, 페라이트가 많아져, 강도가 저하된다. 또한, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 100 ％ 여도 된다. 또한, 마텐자이트 및 베이나이트 중 어느 일방의 면적률이 상기 범위 내여도 되고, 양방의 합계의 면적률이 상기 범위 내여도 된다. 또한, 강도를 높이는 관점에서, 상기 면적률은, 보다 바람직하게는 91 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 92 ％ 이상, 특히 바람직하게는 93 ％ 이상이다.
마텐자이트는, ??칭 상태인 채의 마텐자이트 및 템퍼링한 템퍼드 마텐자이트의 합계로 한다. 본 발명에 있어서, 마텐자이트란 저온 (마텐자이트 변태점 이하) 에서 오스테나이트로부터 생성된 경질의 조직을 가리키고, 템퍼드 마텐자이트는 마텐자이트를 재가열했을 때에 템퍼링되는 조직을 가리킨다. 베이나이트란 비교적 저온 (마텐자이트 변태점 이상) 에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침상 또는 판상의 페라이트 중에 미세한 탄화물이 분산된 경질의 조직을 가리킨다.
또한, 마텐자이트 및 베이나이트 이외의 잔부 조직은, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트이고, 그 합계량은 10 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 0 ％ 여도 된다.
본 발명에 있어서, 페라이트란 비교적 고온에서 오스테나이트로부터의 변태에 의해 생성되며, bcc 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이고, 펄라이트란 페라이트와 시멘타이트가 층상으로 생성된 조직이고, 잔류 오스테나이트는 마텐자이트 변태 온도가 실온 이하로 됨으로써 마텐자이트 변태되지 않은 오스테나이트이다.
본 발명에서 말하는 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물은, SEM 으로 관찰했을 때에 베이나이트 및 마텐자이트 중에 관찰할 수 있는 미세한 탄화물을 말하고, 구체적으로는, 예를 들어 Fe 탄화물, Ti 탄화물, V 탄화물, Mo 탄화물, W 탄화물, Nb 탄화물, Zr 탄화물을 들 수 있다.
또한, 강판은, 용융 아연 도금층 등의 도금층을 구비하고 있어도 된다. 이러한 도금층으로는, 예를 들면 전기 도금층, 무전해 도금층, 용융 도금층 등을 들 수 있다. 또한, 합금화 도금층으로 해도 된다.
다음에, 고강도 부재에 대해 설명한다.
[고강도 부재]
본 발명의 고강도 부재는, 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재로서, 부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고, 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이다.
본 발명의 고강도 부재는, 강판을 사용하여 얻은 것으로, 소정의 형상이 되도록, 성형 가공 및 굽힘 가공 등의 가공을 실시함으로써 얻은 성형 부재이다. 본 발명의 고강도 부재는, 예를 들어 자동차 부품에 바람직하게 사용할 수 있다.
본 발명의 고강도 부재는 휨 능선부를 갖는다. 본 발명에서 말하는 "휨 능선부"란, 강판에 굽힘 가공을 실시함으로써 평판이 아니게 된 영역을 가리킨다. 도 1 에 나타내는 고강도 부재 (10) 의 일례는, 강판 (11) 을 V 자 굽힘 가공한 것이다. 고강도 부재 (10) 는, 굽힘 가공한 부분의 강판 (11) 의 측면에 휨 능선부 (12) 를 갖는다. 휨 능선부 (12) 의 단면 (13) 은, 휨 능선부 (12) 의 측면에 위치하는 판두께면이다. 본 발명에서 말하는 휨 능선 방향 (D1) 은, 휨 능선부 (12) 에 평행한 방향이다.
휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한, 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이면, 굽힘 가공의 각도는 특별히 한정되지 않는다.
도 1 에 나타낸 고강도 부재 (10) 의 일례는, 굽힘 가공한 지점이 1 개인 예를 나타냈지만, 2 개 이상의 지점을 굽힘 가공하여, 2 개 이상의 휨 능선부를 갖는 것으로 해도 된다.
<부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상>
고강도 부재의 인장 강도 (TS) 가 1470 MPa 이상이다. 인장 강도 (TS) 를 1470 MPa 이상으로 하기 위해서는, 상기 강판을 사용하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서의 인장 강도 (TS) 및 항복 강도 (YS) 는, 고강도 부재의 굽힘 가공되지 않은 부분인 평탄부에서 측정함으로써 산출한다. 또한, 굽힘 가공 전의 어닐링 강판 (어닐링 공정 후의 강판) 의 인장 강도 (TS) 및 항복 강도 (YS) 를 측정해 두면, 이들 측정값은, 당해 어닐링 강판을 사용하여 얻은 고강도 부재의 인장 강도 (TS) 및 항복 강도 (YS) 의 측정값으로 간주할 수 있다. 부재의 강도는 실시예에 기재된 방법으로 산출할 수 있다.
<휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하>
고강도 부재의 휨 능선부의 단면 (판두께면) 의 잔류 응력이, 800 MPa 이하이다. 이것에 의해, 휨 능선부의 단면에 균열이 발생하기 어려워지므로, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 지연 파괴에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 잔류 응력은 800 MPa 이하이고, 바람직하게는 700 MPa 이하이고, 보다 바람직하게는 600 MPa 이하이고, 더욱 바람직하게는 400 MPa 이하이고, 가장 바람직하게는 200 MPa 이하이다. 휨 능선부의 단면의 잔류 응력은, 본 명세서의 실시예에 기재하는 바와 같은 방법으로 산출할 수 있다.
<휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하>
휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이 (이하, 간단히 균열 길이라고도 함) 가 10 ㎛ 이하이다. 균열 길이를 짧게 함으로써, 휨 능선부의 단면에 큰 균열이 발생하기 어려워지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 균열 길이를 짧게 함으로써 지연 파괴를 억제하는 관점에서, 균열 길이는 10 ㎛ 이하이고, 바람직하게는 8 ㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 5 ㎛ 이하이다. 균열 길이는, 본 명세서의 실시예에 기재하는 바와 같은 방법으로 산출할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 일 실시형태에 대해 설명한다.
본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시형태의 일례는, 인장 강도가 1470 MPa 이상인 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다.
또한, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시형태의 일례는, 상기 성분 조성 및 상기 마이크로 조직을 갖는 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 굽힘 가공 및 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다.
또한, 본 발명의 고강도 부재용 강판의 제조 방법의 실시형태의 일례는, 상기 성분 조성을 갖는 강 (강 소재) 에 열간 압연 및 냉간 압연을 실시하는 공정과, 상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3 점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350 ℃ 이하로 하는 냉각을 실시하고, 그 후, 100 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 동안 체류시키는 어닐링 공정을 갖는다.
이하, 이들 공정과, 열간 압연 공정 전에 실시하는 바람직한 주조 공정에 대해 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 온도는, 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
[주조 공정]
전술한 성분 조성을 갖는 강을 주조한다. 주조 속도는 특별히 한정하지 않지만, 상기한 개재물의 생성을 억제하여, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서, 주조 속도는 1.80 m/분 이하가 바람직하고, 1.75 m/분 이하가 보다 바람직하고, 1.70 m/분 이하가 더욱 바람직하다. 하한도 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서, 바람직하게는 1.25 m/분 이상이고, 보다 바람직하게는 1.30 m/분 이상이다.
[열간 압연 공정]
전술한 성분 조성을 갖는 강 (강 슬래브) 을 열간 압연에 제공한다. 슬래브 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 가열 온도를 1200 ℃ 이상으로 함으로써, 황화물의 고용 촉진과 Mn 편석의 경감이 꾀해지고, 상기한 조대한 개재물량의 저감이 도모되어, 내지연 파괴 특성이 향상되는 경향이 있다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1200 ℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1220 ℃ 이상이다. 또한, 슬라브 가열시의 가열 속도는 5 ∼ 15 ℃/분이 바람직하고, 슬라브 균열 시간은 30 ∼ 100 분이 바람직하다.
마무리 압연 종료 온도는 840 ℃ 이상이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도가 840 ℃ 미만에서는, 온도의 저하까지 시간이 걸려, 개재물이 생성됨으로써 내지연 파괴 특성을 열화시킬 뿐만 아니라, 강판의 내부의 품질도 저하될 가능성이 있다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도는 바람직하게는 840 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 860 ℃ 이상이다. 한편, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 나중의 권취 온도까지의 냉각이 곤란해지기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 바람직하게는 950 ℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 920 ℃ 이하이다.
냉각된 열연 강판은 630 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 630 ℃ 초과에서는, 지철 표면이 탈탄될 우려가 있고, 강판 내부와 표면에서 조직차가 발생하여 합금 농도 불균일의 원인이 될 가능성이 있다. 또 표층의 탈탄에 의해, 강판 표층의 탄화물을 갖는 베이나이트나 마텐자이트의 면적률이 감소하기 때문에, 원하는 강도를 확보하는 것이 어려워지는 경향이 있다. 따라서, 권취 온도는 바람직하게는 630 ℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 600 ℃ 이하이다. 권취 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연성의 저하를 방지하기 위해 500 ℃ 이상이 바람직하다.
[냉간 압연 공정]
냉간 압연 공정에서는, 권취된 열연 강판을 산세한 후, 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조한다. 산세의 조건은 특별히 한정되지 않는다. 압하율이 20 ％ 미만인 경우, 표면의 평탄도가 나쁘고, 조직이 불균일해질 가능성이 있으므로, 압하율은 바람직하게는 20 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 30 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 40 ％ 이상이다.
[어닐링 공정]
냉간 압연 후의 강판을, AC3 점 이상의 어닐링 온도로 가열한다. 어닐링 온도가 AC3 점 미만에서는, 조직에 페라이트가 생성되어, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도는 AC3 점 이상이고, 바람직하게는 AC3 점 ＋ 10 ℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 AC3 점 ＋ 20 ℃ 이상이다. 어닐링 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 내지연 파괴 특성의 열화를 방지하는 관점에서, 어닐링 온도는 900 ℃ 이하가 바람직하다. 또한, AC3 점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후에, 당해 어닐링 온도에서 균열해도 된다.
AC3 점은 이하의 식에 의해 산출한다. 또한, 하기 식에 있어서 (％원소 기호) 는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다.
AC3 점 (℃) = 910 － 203 √ (％C) ＋ 45 (％Si) － 30 (％Mn) － 20 (％Cu) － 15 (％Ni) ＋ 11 (％Cr) ＋ 32 (％Mo) ＋ 104 (％V) ＋ 400 (％Ti) ＋ 460 (％Al)
상기한 바와 같이 냉연 강판을 AC3 점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 당해 어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350 ℃ 이하로 하는 냉각을 실시하고, 그 후, 100 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 동안 체류시킨다.
어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도가 3 ℃/초 미만에서는, 페라이트의 과도한 생성을 초래하기 때문에 원하는 강도를 얻는 것이 어려워진다. 또한 표층에 페라이트가 생성됨으로써, 표층 부근의 탄화물을 갖는 베이나이트나 마텐자이트 분율을 얻는 것이 어려워져, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, 어닐링 온도로부터 550 ℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도는, 3 ℃/초 이상이고, 바람직하게는 5 ℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는 10 ℃/초 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 지나치게 빨라지면 코일 폭 방향에서 마텐자이트 변태의 불균일화가 일어나기 쉬워져, 형상 열화로 인해 강판이 설비에 접촉할 우려가 있기 때문에, 최저한의 형상을 얻는 관점에서, 3000 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도는, 특별히 언급하지 않는 한, "(어닐링 온도 － 550 ℃)/(어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 냉각 시간)" 이다.
냉각 정지 온도는 350 ℃ 이하이다. 냉각 정지 온도가 350 ℃ 초과가 되면, 충분히 템퍼링이 진행되지 않아, 최종 조직에 탄화물을 함유하지 않는 ??칭 상태인 채의 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 강판 표층의 미세 탄화물량이 감소함으로써 내지연 파괴 특성이 열화된다. 따라서, 우수한 내지연 파괴 특성을 얻기 위해, 냉각 정지 온도는 350 ℃ 이하이고, 바람직하게는 300 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 250 ℃ 이하이다.
베이나이트 내부에 분포하는 탄화물은, ??칭 후의 저온역에서의 유지 중에 생성되는 탄화물로, 수소의 트랩 사이트가 됨으로써 수소를 포착하여, 내지연 파괴 특성의 열화를 방지할 수 있다. 체류 온도가 100 ℃ 미만, 또는, 체류 시간이 20 초 미만이 되면, 베이나이트가 생성되지 않고, 또 탄화물을 함유하지 않는 ??칭 상태인 채의 마텐자이트가 생성되기 때문에, 강판 표층의 미세 탄화물량이 감소되어, 상기 효과를 얻을 수 없게 된다.
또한, 체류 온도가 260 ℃ 초과, 또는 체류 시간이 1500 초 초과가 되면, 탈탄되고, 또한 베이나이트 내부에 조대한 탄화물이 생성되기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다.
따라서, 체류 온도는 100 ℃ 이상 260 ℃ 이하이고, 체류 시간은 20 초 이상 1500 초 이하이다. 또한, 체류 온도는 바람직하게는 130 ℃ 이상 240 ℃ 이하이고, 체류 시간은 바람직하게는 50 초 이상 1000 초 이하이다.
또한, 열간 압연 후의 열연 강판에는, 조직 연질화를 위한 열처리를 실시해도 되고, 강판 표면에 Zn 이나 Al 등의 도금이 실시되어 있어도 상관없다. 또한, 어닐링 냉각 후 혹은 도금 처리 후에는 형상 조정을 위한 조질 압연을 실시해도 된다.
[단면 처리 공정]
본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 일 실시형태는, 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다.
본 발명에서 말하는 절단이란, 전단 절단 (기계 절단), 레이저 절단, 방전 가공 등의 전기 절단, 가스 절단 등의 공지된 절단을 포함하는 의미이다.
단면 처리 공정을 실시함으로써, 강판을 잘라내었을 때에 발생한 미소 균열을 제거하고, 또한 잔류 응력을 저감시켜, 휨 능선부의 단면에 균열을 발생하기 어렵게 하여, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이를 10 ㎛ 이하로 할 수 있으면, 단면의 면삭량은 특별히 한정되지 않지만, 잔류 응력을 저감하기 위해서는 표면으로부터 200 ㎛ 이상 제거하는 것이 바람직하고, 250 ㎛ 이상 제거하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 단면의 면삭 가공 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 레이저, 연삭 및 코이닝 처리 중 어느 방법을 사용해도 된다. 굽힘 가공 및 단면의 면삭 가공은 어느 쪽을 먼저 실시해도 되며, 굽힘 가공 후에 단면의 면삭 가공을 해도 되고, 단면의 면삭 가공 후에 굽힘 가공을 해도 된다.
단면의 잔류 응력을 저감하기 위해, 강판을 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공한 후의 성형 부재를, 270 ℃ 이하의 온도에서 가열한다. 가열 온도가 270 ℃ 초과가 되면, 마텐자이트 조직의 템퍼링이 진행되기 때문에, 원하는 TS 를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 가열 온도는 270 ℃ 이하이고, 바람직하게는 250 ℃ 이하이다. 또, 휨 능선부의 단면의 잔류 응력을 800 MPa 이하로 할 수 있으면, 가열 온도의 하한 및 가열 시간은 특별히 한정되지 않는다.
또한, 270 ℃ 이하의 온도에서의 가열은, 도장 베이킹에서 실시하는 가열로 대용해도 된다.
또한, 이 가열은, 적어도 면삭 가공한 단면부를 가열하면 되고, 강판 전체를 가열해도 된다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하여 구체적으로 설명하지만, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다.
1. 평가용 부재의 제조
표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 진공 용해로에서 용제 후, 분괴 압연하여 27 ㎜ 두께의 분괴 압연재를 얻었다. 얻어진 분괴 압연재를 판두께 4.0 ∼ 2.8 ㎜ 까지 열간 압연하여, 열연 강판을 제조하였다. 이어서, 열연 강판을 판두께 1.4 ㎜ 까지 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조하였다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판에, 표 2 ∼ 4 에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다 (어닐링 공정). 또한, 표 1 의 성분 조성의 공란은, 그 성분을 의도적으로 첨가하지 않은 것을 나타내고 있고, 함유하지 않는 (0 질량％) 경우뿐만 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함한다. 또한, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정의 각 조건의 상세는 표 2 ∼ 4 에 나타낸다.
열처리 후의 강판을 30 ㎜ × 110 ㎜ 의 소편으로 전단하고, 일부의 샘플에 있어서, 전단에 의해 발생한 단면을 굽힘 가공 전에 레이저 또는 연삭으로 면삭 가공하였다. 이어서, 90°의 각도를 갖는 다이스 위에 강판의 샘플을 올리고, 90°의 각도를 갖는 펀치에 의해 강판을 프레스함으로써, V 자 굽힘 가공을 실시하였다. 이어서, 도 2 에 측면도를 나타내는 바와 같이, 볼트 (20), 너트 (21) 및 테이퍼 와셔 (22) 를 사용하여, 굽힘 가공 후의 강판 (부재) 을, 강판 (11) 의 판면의 양측으로부터 볼트 (20) 로 조였다. CAE (Computer Aided Engineering) 해석에 의해, 부하 응력과 조임량의 관계를 산출하고, 조임량과 임계 부하 응력이 일치하도록 했다. 임계 부하 응력은, 후술하는 방법으로 측정하였다.
굽힘 가공 전에 단면을 면삭 가공하지 않은 샘플의 일부는, 굽힘 가공한 후, 다양한 임계 부하 응력에 대응하는 조임량으로, 상기와 동일하게 도 2 에 나타내는 바와 같이 볼트 (20) 로 조인 후, 단면을 레이저 또는 연삭으로 제거 (면삭 가공) 하였다.
굽힘 가공 및 면삭 가공 후, 일부 샘플은, 다양한 가열 온도에서 열처리하였다. 단면 처리의 각 조건은, 표 2 ∼ 4 에 나타낸다. 표 2 ∼ 4 의 단면 처리에서, 면삭 가공의 란을 "－" 라고 기재한 것은, 면삭 가공하지 않은 것을 의미하고, 열처리 온도 (℃) 의 란을 "－" 라고 기재한 것은, 열처리하지 않은 것을 의미한다.
Figure 112021048747850-pct00001
Figure 112021048747850-pct00002
Figure 112021048747850-pct00003
Figure 112021048747850-pct00004
2. 평가 방법
각종 제조 조건에서 얻어진 부재에 대하여, 강 조직 (마이크로 조직) 을 해석함으로써 조직 분율을 조사하고, 인장 시험을 실시함으로써 인장 강도 등의 인장 특성을 평가하고, 지연 파괴 시험에 의해 측정한 임계 부하 응력으로 내지연 파괴 특성을 평가하였다. 각 평가의 방법은 다음과 같다.
(강판 조직 전체에 대한, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률의 합계)
어닐링 공정에서 얻어진 강판 (이하, 어닐링 강판이라고 함) 에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하고, 나이탈액으로 조직을 현출한 후, 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰하고, 배율 1500 배의 SEM 이미지 상의, 실제 길이 82 ㎛ × 57 ㎛ 의 영역 상에 4.8 ㎛ 간격의 16 ㎜ × 15 ㎜ 의 격자를 두고, 각 상 (相) 위에 있는 점의 수를 세는 포인트 카운팅법에 의해, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트의 면적률을 계산하고, 그들의 합계 면적률을 산출하였다. 면적률은, 배율 1500 배의 각각의 SEM 이미지로부터 구한 3 개의 면적률의 평균값으로 하였다. 마텐자이트는 백색의 조직을 나타내고 있고, 베이나이트는 흑색의 조직의 내부에 미세한 탄화물이 석출되어 있다. 탄화물의 평균 입경은 다음과 같이 산출하였다. 또한, 면적률은, 관찰 범위 전체에 대한 면적률이고, 이것을 강판 조직 전체에 대한 면적률로 간주하였다.
(베이나이트 및 마텐자이트 중의 탄화물의 평균 입경)
어닐링 강판의 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하고, 나이탈액으로 조직을 현출한 후, 주사 전자 현미경을 사용하여 관찰하고, 배율 5000 배의 SEM 이미지 상의 탄화물의 총 면적을 2 치화에 의한 화상 해석으로 측정하고, 그 총 면적을 개수 평균함으로써 탄화물 1 개당의 면적을 산출하였다. 탄화물 1 개당의 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 평균 입경으로 하였다.
(인장 시험)
어닐링 강판의 압연 방향으로부터, 표점간 거리 50 ㎜, 표점간 폭 25 ㎜, 판두께 1.4 ㎜ 의 JIS 5호 시험편을 채취하여, JIS Z2241 (2011) 에 준거해서, 인장 속도가 10 ㎜/분으로 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 및 항복 강도 (YS) 를 측정하였다.
(임계 부하 응력 측정)
지연 파괴 시험에 의해 임계 부하 응력을 측정하였다. 구체적으로는, 각 제조 조건에서 얻어진 부재를 pH = 1 (25 ℃) 의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴되지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 평가하였다. 지연 파괴의 판정은 육안 관찰 및 실체 현미경으로 배율 × 20 까지 확대한 화상으로 실시하고, 96 시간 침지하여 균열이 발생하지 않은 경우를 파괴 없음으로 하였다. 여기서 말하는 균열이란, 균열 길이가 200 ㎛ 이상의 균열이 발생한 경우를 가리킨다.
(단면의 잔류 응력의 측정)
각 제조 조건에서 얻어진 부재에 대해서, X 선 회절에 의해 단면의 잔류 응력을 측정하였다. 잔류 응력의 측정 지점은, 휨 능선부의 단면의 판두께 중심이고, X 선의 조사 직경은 150 ㎛ 로 하였다. 측정 방향은, 판두께 방향에 수직이고 또한 휨 능선 방향에 수직인 방향으로 하였다. 도 3 은, 휨 능선부의 단면의 확대도이고, 판두께 중심 (C1) 및 측정 방향 (D2) 에 각각 부호를 부여하여 나타내고 있다.
(단면의 균열 길이의 측정)
각 제조 조건에서 얻어진 부재에 대하여, 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열의 길이를, 실체 현미경으로 배율 50 배로 확대하여 측정하였다. 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이를 표 5 ∼ 7 에 나타낸다.
3. 평가 결과
상기 평가 결과를 표 5 ∼ 7 에 나타낸다.
Figure 112021048747850-pct00005
Figure 112021048747850-pct00006
Figure 112021048747850-pct00007
본 실시예에서는, TS ≥ 1470 MPa, 또한 임계 부하 응력 ≥ YS 인 부재를 합격으로 하고, 표 5 ∼ 7 에 발명예로서 나타내었다. 또한, TS ＜ 1470 MPa, 또는 임계 부하 응력 ＜ YS 인 부재를 불합격으로 하고, 표 5 ∼ 7 에 비교예로서 나타내었다. 또한, 표 5 ∼ 7 에 있어서, "임계 부하 응력/YS" 가 1.00 이상인 것이, 임계 부하 응력 ≥ YS 인 것을 의미한다.
표 5 ∼ 7 에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 부재는 고강도이고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수하다.
10 : 고강도 부재
11 : 강판
12 : 휨 능선부
13 : 휨 능선부의 단면
20 : 볼트
21 : 너트
22 : 테이퍼 와셔
C1 : 판두께 중심
D1 : 휨 능선 방향
D2 : 측정 방향

Claims (12)

  1. 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
    부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고,
    상기 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한
    상기 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이고,
    상기 강판은, 질량％ 로,
    C : 0.17 ％ 이상 0.35 ％ 이하,
    Si : 0.001 ％ 이상 1.2 ％ 이하,
    Mn : 0.9 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
    P : 0.02 ％ 이하,
    S : 0.001 ％ 이하,
    Al : 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하, 및
    N : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    강판 조직 전체에 대하여, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖는, 고강도 부재.
  2. 강판을 사용하여 얻은 휨 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
    부재의 인장 강도가 1470 MPa 이상이고,
    상기 휨 능선부의 단면의 잔류 응력이 800 MPa 이하이며, 또한
    상기 휨 능선부의 단면으로부터 휨 능선 방향으로 연장되는 균열 중 가장 긴 균열 길이가 10 ㎛ 이하이고,
    상기 강판은, 질량％ 로,
    C : 0.17 ％ 이상 0.35 ％ 이하,
    Si : 0.001 ％ 이상 1.2 ％ 이하,
    Mn : 0.9 ％ 이상 3.2 ％ 이하,
    P : 0.02 ％ 이하,
    S : 0.001 ％ 이하,
    Al : 0.01 ％ 이상 0.2 ％ 이하,
    N : 0.010 ％ 이하, 및
    Sb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    강판 조직 전체에 대하여, 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50 ㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마텐자이트의 1 종 또는 2 종의 면적률이 합계로 90 ％ 이상인 마이크로 조직을 갖는, 고강도 부재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
    이하의 A 군 내지 F 군에서 선택되는 적어도 1 군을 함유하는, 고강도 부재.
    A 군 : B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만
    B 군 : Nb : 0.002 ％ 이상 0.08 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.12 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    C 군 : Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    D 군 : Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만, V : 0.003 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Zr : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하, 및 W : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    E 군 : Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, 및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    F 군 : Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
    이하의 A 군 내지 F 군에서 선택되는 적어도 1 군을 함유하는, 고강도 부재.
    A 군 : B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만
    B 군 : Nb : 0.002 ％ 이상 0.08 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.12 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    C 군 : Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    D 군 : Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만, V : 0.003 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Zr : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하, 및 W : 0.005 ％ 이상 0.20 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    E 군 : Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, 및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종
    F 군 : Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법으로서, 상기 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강에, 열간 압연 및 냉간 압연을 실시하는 공정과,
    상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3 점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도로부터 550 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3 ℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350 ℃ 이하로 하는 냉각을 실시하고, 그 후, 100 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 동안 체류시키는 어닐링 공정, 및
    상기 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 발생한 단면을, 굽힘 가공 전 또는 후에 면삭 가공하고, 상기 굽힘 가공 및 상기 면삭 가공 후에 270 ℃ 이하의 온도에서 가열하는 단면 처리 공정을 갖는 고강도 부재의 제조 방법.
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6958752B2 (ja) * 2019-08-30 2021-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
KR20230109161A (ko) * 2020-12-25 2023-07-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법
JPWO2023037878A1 (ko) * 2021-09-09 2023-03-16
WO2024201290A1 (en) * 2023-03-27 2024-10-03 Tata Steel Limited High strength cold rolled and annealed steel and method of manufacturing thereof

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015093043A1 (ja) 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2018030400A1 (ja) 2016-08-08 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板
WO2018127984A1 (ja) 2017-01-06 2018-07-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4556348B2 (ja) * 2000-08-16 2010-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3924159B2 (ja) 2001-11-28 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
JP5070865B2 (ja) * 2007-02-02 2012-11-14 住友金属工業株式会社 局部延性能に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5668337B2 (ja) * 2010-06-30 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5825185B2 (ja) * 2012-04-18 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5807624B2 (ja) * 2012-07-30 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5862651B2 (ja) * 2013-12-18 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6424841B2 (ja) 2016-01-13 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 成形部材の製造方法
WO2017138384A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2017155329A (ja) * 2016-02-29 2017-09-07 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板及びその製造方法
CN106048412B (zh) * 2016-06-29 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种相变强化冷加工高强度钢、钢管及钢管的制造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
US11268164B2 (en) * 2016-09-28 2022-03-08 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015093043A1 (ja) 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2018030400A1 (ja) 2016-08-08 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板
WO2018127984A1 (ja) 2017-01-06 2018-07-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

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