KR102654714B1 - 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

Info

Publication number
KR102654714B1
KR102654714B1 KR1020217036919A KR20217036919A KR102654714B1 KR 102654714 B1 KR102654714 B1 KR 102654714B1 KR 1020217036919 A KR1020217036919 A KR 1020217036919A KR 20217036919 A KR20217036919 A KR 20217036919A KR 102654714 B1 KR102654714 B1 KR 102654714B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
strength member
steel sheet
cross
strength
Prior art date
Application number
KR1020217036919A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20210149841A (ko
Inventor
타쿠야 히라시마
신지로 가네코
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20210149841A publication Critical patent/KR20210149841A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102654714B1 publication Critical patent/KR102654714B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/02—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D5/00—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a localised treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0494—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a localised treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
    • B21B2001/386—Plates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D5/00—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves
    • B21D5/008—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves combined with heating or cooling of the bends
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/01—End parts (e.g. leading, trailing end)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/02—Edge parts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Bending Of Plates, Rods, And Pipes (AREA)

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 이용하여 얻은 굽힘 능선부(12)를 갖는 고강도 부재(10)로서, 부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고, 굽힘 능선부(12)의 단면(13)의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한 굽힘 능선부(12)의 단면(13)의 비커스 경도(HV)가, 200 이상 450 이하이다.

Description

고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법
본 발명은, 자동차 부품 등에 이용되는 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 내지연 파괴 특성(delayed fracture resistance)이 우수한 고강도 부재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 그의 고강도 부재용의 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 센터 필러 R/F(리인포스먼트(reinforcement)) 등의 차체 골격 부품이나, 범퍼, 임팩트 빔 부품 등(이하, 부품이라고도 함)에 대하여, 인장 강도(TS)가 1320∼1470㎫급인 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 나아가서는, 자동차 차체의 더 한층의 경량화의 관점에서, 부품에 대하여 TS가 1800㎫(1.8㎬)급 이상의 강도를 갖는 강판의 적용에 대해서도 검토되고 있다.
강판의 고강도화에 수반하여, 지연 파괴의 발생이 우려되고 있다. 최근에는, 부품 형상으로 가공된 샘플, 특히 왜곡이 집중되는 굽힘 가공부의 전단 단면(sheared end surface)으로부터의 지연 파괴가 우려되고 있고, 이들 전단 단면을 기점으로 한 지연 파괴를 억제하는 것이 중요해져 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에서는, 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, Mg의 산화물, 황화물, 복합 정출물(complex crystallized product) 및 복합 석출물의 입경과 밀도를 규정함으로써 성형 가공의 후의 내지연 파괴 특성이 우수한 박강판을 제공하고 있다.
특허문헌 2에서는, 1180㎫ 이상의 TS를 갖는 강판의 전단 단면에 쇼트 피닝(shot peening)을 실시함으로써, 단면의 잔류 응력을 저감시키고, 내지연 파괴 특성이 우수한 성형 부재의 제조 방법을 제공하고 있다.
일본공개특허공보 2003-166035호 일본공개특허공보 2017-125228호
특허문헌 1에서 개시된 기술은, 화학 성분 및 강 중의 석출물의 입경과 밀도를 규정함으로써 내지연 파괴 특성이 우수한 강판을 제공하고 있다. 그러나, 특허문헌 1의 강판은, 첨가되어 있는 C량이 적기 때문에, 본 발명의 고강도 부재에 이용되는 강판보다도 강도가 낮고, TS가 1470㎫ 미만이다. 특허문헌 1의 강판에서는 C량을 많게 하는 등 하여 강도를 향상시켜도, 강도가 상승하면 단면(end surface)의 잔류 응력도 증가하기 때문에, 내지연 파괴 특성은 열화한다고 생각된다.
특허문헌 2에서 개시된 기술에서는, 전단 단면에 쇼트 피닝를 실시함으로써, 단면의 잔류 응력을 저감하여, 내지연 파괴 특성이 우수한 성형 부재를 제공하고 있다. 그러나, 본 발명으로서 규정한 300㎫ 이하의 단면의 잔류 응력보다도 커, 내지연 파괴 특성의 개선 효과로서는 불충분하다.
본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 그의 목적으로 하는 것은, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 있어서, 고강도란, 인장 강도(TS)가 1470㎫ 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 파괴하지 않는 최대 부하 응력(maximum applied stress)을 임계 부하 응력(critical applied stress)으로서 측정했을 때에, 당해 임계 부하 응력이 항복 강도(YS; yield strength)의 1.10배 이상인 것을 의미한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행했다. 본 발명자들은, 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부(bending ridge line portion)를 갖는 고강도 부재를, 부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고, 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV; Vickers hardness)가 200 이상 450 이하로 함으로써, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 부재로 할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다. 상기 과제는, 이하의 수단에 의해 해결된다.
[1] 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고,
상기 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한
상기 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 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: 0.020％ 이하,
S: 0.0010％ 이하,
Al: 0.010％ 이상 0.20％ 이하 및,
N: 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상인 마이크로 조직(microstructure)을 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: 0.020％ 이하,
S: 0.0010％ 이하,
Al: 0.010％ 이상 0.20％ 이하,
N: 0.010％ 이하 및,
Sb: 0.001％ 이상 0.10％ 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는, [2] 내지 [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 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는, [2] 내지 [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 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는, [2] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[8] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종을 함유하는, [2] 내지 [7] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[9] 상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하를 함유하는, [2] 내지 [8] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재.
[10] 인장 강도가 1470㎫ 이상인 강판을 잘라내고, 상기 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정과,
절단에 의해 생긴 단면을, 상기 굽힘 가공의 후에, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
[11] [2] 내지 [9] 중 어느 하나에 기재된 강판을 잘라내고, 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정과,
절단에 의해 생긴 단면을, 상기 굽힘 가공의 후에, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
[12] 인장 강도가 1470㎫ 이상인 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정과,
상기 단면 처리 공정 후의 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
[13] [2] 내지 [9] 중 어느 하나에 기재된 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정과,
상기 단면 처리 공정 후의 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
[14] [10] 내지 [13] 중 어느 하나에 기재된 고강도 부재의 제조 방법에 의해 얻어지는 고강도 부재에 이용하는 고강도 부재용 강판의 제조 방법으로서,
강 소재를 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 100℃ 이상 260℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 1500초 이하 보존유지(holding)시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 부재용 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 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 향상과의 양립이 가능해진다. 즉, 본 발명에 의해, 자동차 차체가 고성능화한다.
도 1은 본 발명의 고강도 부재의 일 예를 나타내는 사시도이다.
도 2는 실시예에 있어서, 볼트와 너트로 조여 넣은 부재의 상태를 나타내는 측면도이다.
도 3은 실시예의 단면의 잔류 응력의 측정에 있어서, 측정 개소인 판두께 중심과, 측정 방향을 나타내는 단면의 확대도이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은, 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
본 발명은 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부를 갖는 고강도 부재로서, 부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고, 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이다.
이들 조건을 충족하는 고강도 부재가 얻어진다면, 고강도 부재에 이용하는 강판은 특별히 한정되지 않는다. 이하, 본 발명의 고강도 부재를 얻기 위한 바람직한 강판에 대해서 설명을 하지만, 본 발명의 고강도 부재에 이용하는 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 얻어진다면, 반드시 후술하는 성분 조성과 마이크로 조직을 갖는 강판을 이용할 필요는 없다.
우선, 고강도 부재에 이용되는 바람직한 강판(소재 강판(material steel sheet))의 바람직한 성분 조성에 대해서 설명한다. 하기의 바람직한 성분 조성의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위인 「％」는 「질량％」를 의미한다.
<C: 0.17％ 이상 0.35％ 이하>
C는 퀀칭성을 향상시키는 원소이다. 소정의 마르텐사이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계 면적률을 확보함과 함께, 마르텐사이트 및 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS≥1470㎫을 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 가공의 후에 가열했다고 해도, 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫을 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>
Si는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 또한, Si는, 200℃ 이상의 온도역에서 강판을 보존유지하는 경우에, 조대한 탄화물의 과잉의 생성을 억제하여 신장의 향상에 기여한다. 또한, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감하여 MnS의 생성의 억제에도 기여하여, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 상기와 같은 효과를 충분히 얻으려면, Si 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 판두께 방향으로 조대한 MnS가 생성하기 쉬워져, 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>
Mn은, 강의 퀀칭성을 향상시키고, 소정의 마르텐사이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계 면적률을 확보하기 위해 함유시킨다. Mn 함유량이 0.9％ 미만에서는, 강판 표층부에 페라이트가 생성함으로써 강도가 저하할 가능성이 있다. 따라서, Mn 함유량은 바람직하게는 0.9％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.1％ 이상이다. 또한, MnS가 증가하여, 내지연 파괴 특성을 열화시키지 않기 위해, Mn 함유량은 바람직하게는 3.2％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.1％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
<P: 0.020％ 이하>
P는, 강을 강화하는 원소이지만, 그의 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 바람직하게는 0.020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.003％ 정도이다.
<S: 0.0010％ 이하>
S는, MnS, TiS, Ti(C, S) 등의 개재물을 형성한다. 이 개재물에 의한 내지연 파괴 특성의 열화를 억제하기 위해, S 함유량은 0.0010％ 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: 0.010％ 이상 0.20％ 이하>
Al은 충분한 탈산(deoxidization)을 행하여, 강 중의 조대 개재물을 저감하기 위해 첨가된다. 그 효과를 얻기 위해, Al 함유량이 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이다. 한편, Al 함유량이 0.20％ 초과가 되면, 열간 압연 후의 권취 시에 생성된 시멘타이트 등의 Fe를 주성분으로 하는 탄화물이 어닐링 공정에서 고용되기 어려워져, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성될 가능성이 있기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 따라서, Al 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.17％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이하이다.
<N: 0.010％ 이하>
N은, 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 조대 개재물을 형성하는 원소로서, 이들의 생성을 통하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 내지연 파괴 특성의 열화를 방지하기 위해, 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 0.10％ 이하>
Sb는, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 강판 표층부의 산화나 질화에 의한 탈탄(decarburization)을 억제한다. 탈탄이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 추가로 탈탄의 억제에 의해 내지연 파괴 특성도 향상한다. 이와 같은 관점에서, Sb 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 한편, Sb는 0.10％를 초과하여 함유시키면, 구(舊)오스테나이트(γ) 입계에 편석되어 균열 발생을 촉진하기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킬 가능성이 있다. 이 때문에, Sb 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.06％ 이하이다. 또한, Sb를 함유하는 것이 바람직하지만, Sb를 함유하지 않고 강판의 고강도화 및 내지연 파괴 특성의 향상의 효과가 충분히 얻어지는 경우는, Sb를 함유하지 않아도 좋다.
본 발명의 고강도 부재에 이용하는 바람직한 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하는 것이 바람직하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 본 발명의 고강도 부재에 이용하는 바람직한 강은, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 이하의 임의 원소를 함유시킬 수 있다. 또한, 하기의 임의 원소를 하기의 하한값 미만으로 포함하는 경우, 그의 임의 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
<B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만>
B는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소로서, Mn 함유량이 적은 경우라도, 소정의 면적률의 마르텐사이트 및 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이와 같은 B의 효과를 얻는 데에, B 함유량은 바람직하게는 0.0002％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0007％ 이상이다. 또한, N을 고정하는 관점에서, 0.002％ 이상의 Ti와 복합 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0035％ 이상이 되면, 어닐링 시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트 등의 Fe를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존하게 되어, 이에 따라, 조대한 개재물이나 탄화물이 생성되기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, B를 함유하는 경우, 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종>
Nb나 Ti는, 구오스테나이트(γ)립의 미세화를 통하여, 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서, Nb 함유량 및 Ti 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 한편, Nb나 Ti를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti)(C, N) 등의 Nb계의 조대한 석출물, TiN, Ti(C, N), Ti(C, S), TiS 등의 Ti계의 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량은 바람직하게는 0.08％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.04％ 이하이다. 또한, Ti를 함유하는 경우, 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종>
Cu나 Ni는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성(corrosion resistance)을 향상시키고, 또한 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또한, 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는, Cu 및 Ni는, 각각, 0.005％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008％ 이상이다. 그러나, Cu나 Ni가 지나치게 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하여, 도금성이나 화성 처리성(phosphatability)을 열화시키기 때문에, Cu 및 Ni 중 적어도 1종을 함유하는 경우, 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종>
Cr, Mo, V는, 강의 퀀칭성의 향상 효과 목적으로, 함유시킬 수 있다. 이러한 효과를 얻으려면, 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, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그 때문에, Cr을 함유하는 경우, Cr 함유량은, 바람직하게는 1.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이하이다. Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.3％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.2％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.1％ 이하이다. V를 함유하는 경우, V 함유량은, 바람직하게는 0.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.4％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이하이다.
Zr이나 W는, 구오스테나이트(γ)립의 미세화를 통하여, 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서, Zr 함유량 및 W 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.005％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.006％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.007％ 이상이다. 단, Zr이나 W를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Zr 및 W 중 적어도 1종을 함유하는 경우, Zr 함유량이나 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종>
Ca, Ce, La는, S를 황화물로서 고정함으로써, 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, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, Ca, Ce 및 La 중 적어도 1종을 함유하는 경우, 이들 원소의 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.0030％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.
Mg는 MgO로서 O를 고정하고, 강 중 수소의 트랩 사이트(trap site)가 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, Mg는 다량으로 첨가하면 MgO의 조대화에 의해, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그 때문에, Mg를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0030％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.
<Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하>
Sn은, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 강판 표층부의 산화나 질화에 의한 탈탄을 억제한다. 탈탄이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화에 기여한다. 이와 같은 관점에서, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.004％ 이상이다. 한편, Sn을 0.1％를 초과하여 함유시키면, 구오스테나이트(γ) 립계에 편석되어 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sn을 함유하는 경우, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.1％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 부재에 이용되는 강판이 갖는 마이크로 조직의 바람직한 조건을 설명한다.
<평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상>
TS≥1470㎫의 고강도를 얻기 위해, 강판 조직 전체에 대하여, 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이보다 적으면, 페라이트가 많아져, 강도가 저하한다. 또한, 강도를 높이는 관점에서, 당해 합계의 면적률은, 보다 바람직하게는 91％ 이상, 더욱 바람직하게는 92％ 이상, 특히 바람직하게는 93％ 이상이다. 당해 합계의 면적률은 합계로 100％라도 좋다. 또한, 어느 한쪽의 면적률이 90％ 이상이어도 좋고, 양쪽의 합계의 면적률이 90％ 이상이어도 좋다.
마르텐사이트는, 퀀칭한 채의 마르텐사이트는 포함하지 않고, 템퍼링 마르텐사이트로 한다. 본 발명에 있어서, 마르텐사이트란 저온(마르텐사이트 변태점 이하)에서 오스테나이트로부터 생성된 경질인 조직을 가리키고, 템퍼링 마르텐사이트는 마르텐사이트를 재가열했을 때에 템퍼링되는 조직을 가리킨다. 베이나이트란 비교적 저온(마르텐사이트 변태점 이상)에서 오스테나이트로부터 생성되어, 침상(needle-like) 또는 판 형상의 페라이트 중에 미세한 탄화물이 분산한 경질인 조직을 가리킨다.
또한, 마르텐사이트 및 베이나이트 이외의 잔부 조직은, 페라이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트이고, 그의 합계량은 10％ 미만이면 허용할 수 있다. 0％라도 좋다.
본 발명에 있어서, 페라이트란 비교적 고온에서 오스테나이트로부터의 변태에 의해 생성되어, bcc 격자의 결정립으로 이루어지는 조직이다. 펄라이트란 페라이트와 시멘타이트가 층 형상으로 생성된 조직이다. 잔류 오스테나이트란 마르텐사이트 변태 온도가 실온 이하가 됨으로써 마르텐사이트 변태하지 않았던 오스테나이트이다.
본 발명에서 말하는 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물은, SEM으로 관찰했을 때에 베이나이트 및 마르텐사이트 중에 관찰할 수 있는 미세한 탄화물인 것으로 한다. 탄화물은, 구체적으로는, 예를 들면, 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 좋다. 이러한 도금층으로서는, 예를 들면 전기 도금층, 무전해 도금층, 용융 도금층 등을 들 수 있다. 또한, 합금화 도금층으로 해도 좋다.
다음으로, 고강도 부재에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 부재는, 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부를 갖는 고강도 부재로서, 부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고, 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이다.
본 발명의 고강도 부재는, 강판을 이용하여 얻은 것으로서, 소정의 형상이 되도록, 성형 가공 및 굽힘 가공 등의 가공을 행함으로써 얻은 성형 부재이다. 본 발명의 고강도 부재는, 예를 들면, 자동차 부품에 적합하게 이용할 수 있다.
본 발명의 고강도 부재는 굽힘 능선부를 갖는다. 본 발명에서 말하는 「굽힘 능선부」란, 강판에 굽힘 가공을 실시함으로써 평판이 아니게 된 영역을 가리킨다. 도 1에 나타내는 고강도 부재(10)의 일 예는, 강판(11)을 V자 굽힘 가공한 것이다. 고강도 부재(10)는, 굽힘 가공한 부분의 강판(11)의 측면에, 굽힘 능선부(12)를 갖는다. 굽힘 능선부(12)의 단면(13)은, 굽힘 능선부(12)의 측면에 위치하는 판 두께면이다. 본 발명에서 말하는 굽힘 능선 방향(D1)은, 굽힘 능선부(12)에 평행한 방향이다.
본 발명의 고강도 부재는, 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한, 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이면, 굽힘 가공의 각도는 특별히 한정되지 않는다.
도 1에 나타낸 고강도 부재(10)의 일 예는, 굽힘 가공한 개소가 1개인 예를 나타냈지만, 2개 이상의 개소를 굽힘 가공하여, 2개 이상의 굽힘 능선부를 갖는 것으로 해도 좋다.
<부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상>
고강도 부재의 인장 강도(TS)는 1470㎫ 이상이다. 인장 강도(TS)를 1470㎫ 이상으로 하기 위해서는, 상기 강판을 이용하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서의 인장 강도(TS) 및 항복 강도(YS)는, 고강도 부재의 굽힘 가공되어 있지 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 이용하여 얻은 고강도 부재의 인장 강도(TS) 및 항복 강도(YS)의 측정값으로 간주된다. 부재의 강도는 실시예에 기재된 방법으로 산출할 수 있다.
<굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하>
고강도 부재의 굽힘 능선부의 단면(판 두께면)의 잔류 응력이, 300㎫ 이하이다. 이에 따라, 굽힘 능선부의 단면에 균열이 발생하기 어려워지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 지연 파괴에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 잔류 응력은 300㎫ 이하이고, 바람직하게는 250㎫ 이하이고, 보다 바람직하게는 200㎫ 이하이다. 하한은 특별히 한정하지 않고, 압축 응력이 되어도 상관 없다. 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력은, 본 명세서의 실시예에 기재하는 바와 같은 방법으로 산출할 수 있다.
<굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하>
고강도 부재의 굽힘 능선부의 단면(판 두께면)의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이다. 이에 따라, 굽힘 능선부의 단면에 균열이 발생하기 어려워지기 때문에, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 지연 파괴에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 경도는 450 이하이고, 바람직하게는 430 이하이고, 보다 바람직하게는 400 이하이다. 또한, 굽힘 능선부의 단면의 경도가 낮아지면, 모재 경도와의 차이가 커지기 때문에, 균열의 발생이 촉진된다. 따라서, 지연 파괴에 의한 균열 발생을 억제하여, 부재의 강도를 얻는 관점에서, 단면의 비커스 경도(HV)는 200 이상으로 한다. 바람직하게는 220 이상이고, 보다 바람직하게는 250 이상이다. 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도는, 본 명세서의 실시예에 기재하는 바와 같은 방법으로 산출할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시 형태에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시 형태의 일 예는, 인장 강도가 1470㎫ 이상인 강판을 잘라내고, 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정과, 절단에 의해 생긴 단면을, 굽힘 가공의 후에, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다.
또한, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시 형태의 다른 일 예는, 상기 성분 조성 및 상기 마이크로 조직을 갖는 강판을 잘라내고, 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정과, 절단에 의해 생긴 단면을, 굽힘 가공의 후에, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다.
또한, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시 형태의 다른 일 예는, 인장 강도가 1470㎫ 이상인 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정과, 단면 처리 공정 후의 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는다.
또한, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법의 실시 형태의 다른 일 예는, 상기 성분 조성 및 상기 마이크로 조직을 갖는 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정과, 단면 처리 공정 후의 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는다.
[단면 처리 공정]
전술한 바와 같이, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법은, 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는다. 여기에서, 잘라내어지는 강판은, 예를 들면, 인장 강도가 1470㎫ 이상의 강판이다. 또한, 잘려내어지는 강판은, 예를 들면, 상기 성분 조성 및 상기 마이크로 조직을 갖는 강판이다.
본 발명에서 말하는 절단이란, 전단 절단(기계 절단), 레이저 절단, 방전 가공 등의 전기 절단, 가스 절단 등의 공지의 절단을 포함하는 의미이다.
단면 처리 공정을 행함으로써, 강판 단면의 잔류 응력을 저감시키고, 단면을 연질화함으로써 굽힘 능선부의 단면에 균열을 생기기 어렵게 하여, 내지연 파괴 특성이 우수한 부재를 얻을 수 있다. 단면의 가열 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 레이저에 의한 가열이 있다.
단면의 잔류 응력을 저감하기 위해, 강판을 굽힘 가공한 후의 성형 부재의 단면을, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 가열한다. 가열 온도가 900℃ 초과가 되면, 페라이트의 생성 및 조대화가 현저해지기 때문에, 성형 부재의 강도가 저하하고, 또한 지나치게 연질화해버려 내지연 파괴 특성도 열화시킨다. 따라서, 가열 온도는 900℃ 이하이고, 바람직하게는 870℃ 이하이다. 또한, 400℃ 미만이 되면, 가열 능력이 부족하여 조직의 연질화는 일어나지 않는다. 따라서, 가열 온도는 400℃ 이상이다. 바람직하게는 450℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 500℃ 이상이고, 더욱 바람직하게는 600℃ 초과이고, 특히 바람직하게는 700℃ 이상이다. 가열 시간은 10초 이하로 한다. 가열 시간이 10초 초과가 되면, 조직이 조대화하여 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, 가열 시간은 10초 이하로 한다. 바람직하게는 9초 이하, 보다 바람직하게는 8초 이하이다. 조직의 연질화가 일어나, 단면의 비커스 경도가 200 이상 450 이하가 되면 좋고, 가열 시간은 특별히 한정되지 않는다. 따라서, 가열 시간은, 0초 초과이고, 1초 이상이 바람직하고, 2초 이상이 보다 바람직하다.
가열 범위는 특별히 한정하지 않지만, 성형 부재의 강도를 확보하기 위해, 굽힘 능선부의 단면으로부터 5㎜ 정도가 바람직하다. 또한, 가열 방향은 특별히 한정하지 않지만, 판두께 방향에서의 온도 불균일을 없애기 위해, 판두께면과 수직 방향이 바람직하다.
[굽힘 가공 공정]
본 발명의 고강도 부재의 제조 방법은, 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는다. 굽힘 가공 공정은, 단면 처리 공정의 전에 행해도 좋고, 단면 처리 공정의 후에 행도 좋다.
본 발명의 굽힘 가공은, 예를 들면, 굽힘 변형, 딥드로잉 변형, 장출(bulging) 변형, 신장 플랜지 변형으로 분류되는 4개의 변형 양식을 적어도 하나 포함한다.
다음으로, 고강도 부재의 제조 방법에 의해 얻어지는 고강도 부재에 이용하는 고강도 부재용 강판의 제조 방법의 일 실시 형태에 대해서 설명한다.
또한, 본 발명의 고강도 부재용 강판의 제조 방법의 실시 형태의 일 예는, 강(강 소재)을 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 100℃ 이상 260℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 1500초 이하 보존유지시키는 어닐링 공정을 갖는다.
이하, 이들 공정과, 열간 압연 공정 전에 행하는 바람직한 주조 공정에 대해서 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 강 소재(슬래브), 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
[주조 공정]
전술한 성분 조성을 갖는 강을 주조한다. 주조 속도는 특별히 한정하지 않지만, 상기의 개재물의 생성을 억제하여, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, 주조 속도는 1.80m/분 이하가 바람직하고, 1.75m/분 이하가 보다 바람직하고, 1.70m/분 이하가 더욱 바람직하다. 하한도 특별히 한정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 바람직하게는 1.25m/분 이상이고, 보다 바람직하게는 1.30m/분 이상이다.
[열간 압연 공정]
열간 압연 공정에서는, 예를 들면, 전술한 성분 조성을 갖는 강 소재(슬래브)를, 열간 압연한다. 슬래브 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 슬래브 가열 온도를 1200℃ 이상으로 함으로써, 황화물의 고용 촉진과 Mn 편석의 경감이 도모되고, 상기한 조대한 개재물량의 저감이 도모되어, 내지연 파괴 특성이 향상하는 경향이 있다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1200℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1220℃ 이상이다. 또한, 슬래브 가열 시의 가열 속도는 5∼15℃/분이 바람직하고, 슬래브 균열 시간은 30∼100분이 바람직하다.
마무리 압연 종료 온도는 840℃ 이상이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도가 840℃ 미만에서는, 온도의 저하까지 시간이 걸려, 개재물이 생성함으로써 내지연 파괴 특성을 열화시킬 뿐만 아니라, 강판의 내부의 품질도 저하할 가능성이 있다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도는 바람직하게는 840℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 860℃ 이상이다. 한편, 상한은 특별히 한정하지 않지만, 후의 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 탈탄할 우려가 있어, 강판 내부와 표면에서 조직 차이가 생겨 합금 농도 불균일의 원인이 될 가능성이 있다. 또한 표층의 탈탄에 의해, 강 중 표층의 탄화물을 갖는 베이나이트나 마르텐사이트의 면적률이 감소하기 때문에, 소망하는 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, 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 냉간 압연한다. 냉간 압연 공정에서는, 예를 들면, 전술한 바와 같이 권취된 열연 강판을 산 세정한 후, 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조한다. 산 세정의 조건은 특별히 한정이 되지 않는다. 압하율이 20％ 미만인 경우, 표면의 평탄도가 나빠, 조직이 불균일해질 위험성이 있기 때문에, 압하율은, 바람직하게는 20％ 이상이고, 보다 바람직하게는 30％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 40％ 이상이다.
[어닐링 공정]
냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도로 가열한다. 어닐링 온도가 AC3점 미만에서는, 조직에 페라이트가 생성되어, 소망하는 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도는 AC3점 이상이고, 바람직하게는 AC3점＋10℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 AC3점＋20℃ 이상이다. 어닐링 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 내지연 파괴 특성의 열화를 막는 관점에서, 어닐링 온도는 900℃ 이하가 바람직하다. 또한, AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후에, 당해 어닐링 온도에서 균열해도 좋다.
AC3점은 이하의 식에 의해 산출한다. 또한, 하기식에 있어서 (％원소 기호)는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.
AC3점(℃)＝910－203√(％C)＋45(％Si)－30(％Mn)－20(％Cu)－15(％Ni)＋11(％Cr)＋32(％Mo)＋104(％V)＋400(％Ti)＋460(％Al)
상기와 같이 냉연 강판을 AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 당해 어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 100℃ 이상 260℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 1500초 이하 보존유지시킨다.
어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도가 3℃/초 미만에서는, 페라이트의 과도한 생성을 초래하기 때문에 소망하는 강도를 얻는 것이 어려워진다. 또한 표층에 페라이트가 생성함으로써, 표층 부근의 탄화물을 갖는 베이나이트나 마르텐사이트 분율을 얻는 것이 어려워져, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 따라서, 어닐링 온도에서 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 마르텐사이트 변태의 불균일화가 일어나기 쉬워져, 형상 열화에 의해 강판이 설비에 접촉할 우려가 있기 때문에, 최저한의 형상을 얻는 관점에서, 3000℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도는, 특별히 언급하지 않는 한, 「(어닐링 온도－550℃)/(어닐링 온도에서 550℃까지의 냉각 시간)」이다.
냉각 정지 온도는 350℃ 이하이다. 냉각 정지 온도가 350℃ 초과가 되면, 충분히 템퍼링이 진행하지 않고, 최종 조직에 퀀칭인 채의 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 생성되어, 굽힘 능선부의 단면의 경도가 높아짐으로써 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, 우수한 내지연 파괴 특성을 얻기 위해, 냉각 정지 온도는 350℃ 이하이고, 바람직하게는 300℃ 이하, 보다 바람직하게는 250℃ 이하이다. 또한, 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 그 후 재가열했을 때의 온도를 확보하기 쉽게 하는 관점에서 0℃ 이상이 바람직하다.
베이나이트 내부에 분포하는 탄화물은, 퀀칭 후의 저온역에서의 보존유지 중에 생성하는 탄화물로서, 수소의 트랩 사이트가 됨으로써 수소를 포착하여, 내지연 파괴 특성의 열화를 방지할 수 있다. 보존유지 온도가 100℃ 미만, 또는, 보존유지 시간이 20초 미만이 되면, 베이나이트가 생성하지 않고, 또한 탄화물을 포함하지 않는 퀀칭인 채의 마르텐사이트가 생성되기 때문에, 굽힘 능선부의 단면의 경도가 높아져, 상기의 효과가 얻어지지 않게 된다.
또한, 보존유지 온도가 260℃ 초과, 또는, 보존유지 시간이 1500초 초과가 되면, 탈탄하고, 추가로 베이나이트 내부에 조대한 탄화물이 생성되기 때문에, 지나치게 연질화해버려 내지연 파괴 특성을 열화시킨다.
따라서, 보존유지 온도는 100℃ 이상 260℃ 이하이고, 보존유지 시간은 20초 이상 1500초 이하이다. 또한, 보존유지 온도는 바람직하게는 130℃ 이상 240℃ 이하이고, 보존유지 시간은, 바람직하게는 50초 이상, 1000초 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서의 보존유지란, 일정한 온도에서의 보존유지뿐만 아니라, 본 발명의 보존유지 온도의 범위 내에서 변화하는 경우도 포함하는 것으로 한다.
또한, 열간 압연 후의 열연 강판에는, 조직 연질화를 위한 열처리를 행해도 좋다. 또한, 강판 표면에 Zn이나 Al 등의 도금이 실시되어 있어도 상관없다. 또한, 어닐링 냉각 후 또한 도금 처리 후는 형상 조정을 위한 조질 압연을 행해도 좋다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들에 한정되는 것은 아니다.
[실시예 1]
1. 평가용 부재의 제조
표 1에 기재된 인장 강도를 갖는 강판을 30㎜×110㎜의 소편(small piece)으로 전단했다. 또한, 인장 시험은, 강판의 압연 방향에서, 표점 간 거리 50㎜, 표점 간 폭 25㎜, 판두께 1.4㎜의 JIS5호 시험편을 채취하고, JISZ2241에 준거하여, 인장 속도가 10㎜/분에서 인장 시험을 행했다. 측정한 인장 강도(TS) 및 항복 강도(YS)는 표 1에 나타낸다.
전단 후의 일부의 강판에 대해서는, 절단에 의해 생긴 단면에 대하여 표 1에 나타내는 조건으로 단면 처리를 실시했다. 다음으로, 90°의 각도를 갖는 다이스 상에 강판의 샘플을 얹어놓고, 90°의 각도를 갖는 펀치에 의해 강판을 프레스함으로써, V자 굽힘 가공을 행했다. 이어서, 도 2에 측면도를 나타내는 바와 같이, 볼트(20), 너트(21) 및 테이퍼 와셔(22)를 이용하여, 굽힘 가공의 후의 강판(부재)을, 강판(11)의 판면의 양측으로부터 볼트(20)로 조여 넣었다. CAE(Computer Aided Engineering) 해석에 의해, 부하 응력과 체입량(fastening amount)의 관계를 산출하여, 체입량과 임계 부하 응력이 일치하도록 했다. 임계 부하 응력은, 후술하는 방법으로 측정했다. 다음으로, 일부의 굽힘 가공의 후의 강판(부재)에 대해서는, 강판의 단면에 대하여, 표 1에 나타내는 조건으로 단면 처리를 실시했다. 단면 처리의 각 조건은 표 1에 나타낸다. 표 1의 단면 처리에서, 열처리 온도(℃)의 란을 「-」이라고 기재한 것은, 열처리하지 않았던 것을 의미한다.
2. 평가 방법
각종 제조 조건으로 얻어진 부재에 대하여, 지연 파괴 시험에 의해 측정한 임계 부하 응력으로 내지연 파괴 특성을 평가했다. 또한, 부재의 단면의 잔류 응력과 비커스 경도를 이하와 같이 측정했다. 각 평가의 방법은 다음과 같다.
(임계 부하 응력의 측정)
지연 파괴 시험에 의해 임계 부하 응력을 측정했다. 구체적으로는, 각 제조 조건으로 얻어진 부재를 pH＝1(25℃)의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴하지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 평가했다. 지연 파괴의 판정은 육안 및 실체 현미경으로 배율×20까지 확대한 화상에서 행하고, 96시간 침지하여 균열이 발생하지 않은 경우를 파괴 없음으로 했다. 여기에서 말하는 균열이란, 균열 길이가 200㎛ 이상의 균열이 발생한 경우를 가리킨다.
(단면의 잔류 응력의 측정)
각 제조 조건으로 얻어진 부재에 대해서, X선 회절에 의해 단면의 잔류 응력을 측정했다. 잔류 응력의 측정 개소는, 굽힘 능선부의 단면의 판두께 중심이고, X선의 조사 지름은 150㎛로 했다. 측정 방향은, 판두께 방향으로 수직 또한 굽힘 능선 방향으로 수직인 방향으로 했다. 도 3은, 굽힘 능선부의 단면의 확대도로서, 판두께 중심(C1) 및 측정 방향(D2)에 각각 부호를 붙여 나타내고 있다.
(단면의 비커스 경도의 측정)
각 제조 조건으로 얻어진 부재에 대해서, 비커스 경도 시험에 의해 단면의 비커스 경도(HV)를 측정했다. 비커스 경도의 측정 개소는, 굽힘 능선부의 단면을 굽힘 능선 방향(D1) 방향으로 절단하고, 경면 연마한 그의 단면의 판두께 중심에 있어서, 단면으로부터 100㎛의 개소로 했다. 측정 하중은 1kgf으로 했다.
3. 평가 결과
평가 결과를 표 1에 나타낸다.
Figure 112021130106671-pct00001
TS≥1470㎫, 또한, 임계 부하 응력≥1.10×YS의 부재를 합격으로 하고, 표 1에 발명예로서 나타냈다. 또한, TS＜1470㎫, 또는, 임계 부하 응력＜1.10×YS의 부재를 불합격으로 하고, 표 1에 비교예로서 나타냈다. 또한, 표 1에 있어서, 「임계 부하 응력/YS」가 1.10 이상인 것이, 임계 부하 응력≥1.10×YS인 것을 의미한다. 표 1에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 부재는, 고강도이고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수하다.
[실시예 2]
1. 평가용 부재의 제조
표 2에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 진공 용해로(furnace)에서 용제 후, 분괴 압연하여 27㎜ 두께의 분괴 압연재를 얻었다. 얻어진 분괴 압연재를 판두께 4.2㎜ 두께까지 열간 압연하여, 열연 강판을 제조했다. 이어서, 열연 강판을 연삭 가공하여, 판두께 3.2㎜로 한 후, 판두께 2.4∼1.12㎜까지 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조했다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판에, 표 3 및 표 4에 나타내는 조건으로 열처리를 행했다(어닐링 공정). 또한, 표 2의 성분 조성의 공란은, 그 성분을 의도적으로 첨가하고 있지 않는 것을 나타내고 있고, 함유하지 않는(0질량％) 경우 뿐만이 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함한다. 또한, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정의 각 조건의 상세는 표 3 및 표 4에 나타낸다.
열처리 후의 강판을 30㎜×110㎜의 소편으로 전단하고, 90°의 각도를 갖는 다이스 상에 강판의 샘플을 얹어놓고, 90°의 각도를 갖는 펀치에 의해 강판을 프레스함으로써, V자 굽힘 가공을 행했다. 이어서, 도 2에 측면도를 나타내는 바와 같이, 볼트(20), 너트(21) 및 테이퍼 와셔(22)를 이용하여, 굽힘 가공의 후의 강판(부재)을, 강판(11)의 판면의 양측으로부터 볼트(20)로 조여 넣었다. CAE(Computer Aided Engineering) 해석에 의해, 부하 응력과 체입량의 관계를 산출하여, 체입량과 임계 부하 응력이 일치하도록 했다. 임계 부하 응력은, 후술하는 방법으로 측정했다.
표 3 및 표 4의 No. 1∼72는, 굽힘 가공의 후, 여러 가지의 온도에서 굽힘 능선부의 단면을 가열했다. 표 4의 No. 73은, 강판을 소편으로 전단한 후, 상기 굽힘 가공을 행하기 전에, 절단에 의해 생긴 단면을 가열했다. 단면 처리의 각 조건은, 표 3 및 표 4에 나타낸다. 표 3 및 표 4의 단면 처리에서, 열처리 온도(℃)의 란을 「-」이라고 기재한 것은, 열처리하지 않았던 것을 의미한다.
Figure 112021130106671-pct00002
Figure 112021130106671-pct00003
Figure 112021130106671-pct00004
2. 평가 방법
각종 제조 조건으로 얻어진 부재에 대하여, 강 조직(마이크로 조직)을 해석함으로써 조직 분율을 조사했다. 또한, 인장 시험을 실시함으로써 인장 강도 등의 인장 특성을 평가하고, 지연 파괴 시험에 의해 측정한 임계 부하 응력으로 내지연 파괴 특성을 평가했다. 또한, 부재의 단면의 잔류 응력과 비커스 경도를 이하와 같이 측정했다. 각 평가의 방법은 다음과 같다.
(평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률의 합계)
어닐링 공정으로 얻어진 강판(이하, 어닐링 강판이라고 함)에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한 후, 주사 전자 현미경을 이용하여 관찰하고, 배율 1500배의 SEM상 상의, 실길이(real size) 82㎛×57㎛의 영역 상에 4.8㎛ 간격의 16㎜×15㎜의 격자를 두고, 각 상(phase) 위에 있는 점수(grid point)를 세는 포인트 카운팅법에 의해, 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 마르텐사이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하의 탄화물을 함유하는 베이나이트의 면적률을 계산하여, 그들 합계의 면적률을 산출했다. 면적률은, 배율 1500배의 따로따로인 SEM상으로부터 구한 3개의 면적률의 평균값으로 했다. 마르텐사이트는 백색의 조직을 드러내고 있고, 베이나이트는 흑색의 조직의 내부에 미세한 탄화물이 석출되어 있다. 탄화물의 평균 입경은 이하와 같이 산출했다. 또한, 면적률은, 관찰 범위 전체에 대한 면적률이고, 이를 강판 조직 전체에 대한 면적률로 간주했다.
(베이나이트 및 마르텐사이트 중의 탄화물의 평균 입경)
어닐링 강판의 압연 방향에 대하여 수직 방향으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 판두께 L 단면을 경면 연마하여, 나이탈액으로 조직 현출한 후, 주사 전자 현미경을 이용하여 관찰하고, 배율 5000배의 SEM상 상의 탄화물의 총 면적을 2치화에 의한 화상 해석에서 측정하고, 그의 총 면적을 개수 평균냄으로써 탄화물 1개당의 평균 면적을 산출했다. 탄화물 1개당의 평균 면적으로부터 구한 원 상당 직경을 평균 입경으로 했다.
(인장 시험)
어닐링 강판의 압연 방향으로부터, 표점 간 거리 50㎜, 표점 간 폭 25㎜, 판두께 1.4㎜의 JIS5호 시험편을 채취하고, JISZ2241에 준거하여, 인장 속도가 10㎜/분에서 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS) 및 항복 강도(YS)를 측정했다.
(임계 부하 응력의 측정)
지연 파괴 시험에 의해 임계 부하 응력을 측정했다. 구체적으로는, 각 제조 조건으로 얻어진 부재를 pH＝1(25℃)의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴하지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 평가했다. 지연 파괴의 판정은 육안 및 실체 현미경으로 배율×20까지 확대한 화상에서 행하고, 96시간 침지하여 균열이 발생하지 않은 경우를 파괴 없음으로 했다. 여기에서 말하는 균열이란, 균열 길이가 200㎛ 이상의 균열이 발생한 경우를 가리킨다.
(단면의 잔류 응력의 측정)
각 제조 조건으로 얻어진 부재에 대해서, X선 회절에 의해 단면의 잔류 응력을 측정했다. 잔류 응력의 측정 개소는, 굽힘 능선부의 단면의 판두께 중심이고, X선의 조사 지름은 150㎛로 했다. 측정 방향은, 판두께 방향으로 수직 또한 굽힘 능선 방향으로 수직인 방향으로 했다. 도 3은, 굽힘 능선부의 단면의 확대도로서, 판두께 중심(C1) 및 측정 방향(D2)에 각각 부호를 붙여 나타내고 있다.
(단면의 비커스 경도의 측정)
각 제조 조건으로 얻어진 부재에 대해서, 비커스 경도 시험에 의해 단면의 비커스 경도(HV)를 측정했다. 비커스 경도의 측정 개소는, 굽힘 능선부의 단면을 굽힘 능선 방향(D1) 방향으로 절단하고, 경면 연마한 그의 단면의 판두께 중심에 있어서, 단면으로부터 100㎛의 개소로 했다. 측정 하중은 1kgf으로 했다.
3. 평가 결과
상기 평가 결과를 표 5 및 표 6에 나타낸다.
Figure 112021130106671-pct00005
Figure 112021130106671-pct00006
본 실시예에서는, TS≥1470㎫, 또한, 임계 부하 응력≥1.10×YS의 부재를 합격으로 하고, 표 5 및 표 6에 발명예로서 나타냈다. 또한, TS＜1470㎫, 또는, 임계 부하 응력＜1.10×YS의 부재를 불합격으로 하고, 표 5 및 표 6에 비교예로서 나타냈다. 또한, 표 5 및 표 6에 있어서, 「임계 부하 응력/YS」가 1.10 이상인 것이, 임계 부하 응력≥1.10×YS인 것을 의미한다. 표 5 및 표 6에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 부재는, 고강도이고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수하다.
[실시예 3]
실시예 3에서는, Sb를 함유하지 않는 강종으로 부재를 제조하여 평가했다.
1. 평가용 부재의 제조
표 7 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 4.2㎜ 두께까지 열간 압연하여, 열연 강판을 제조했다. 이어서, 열연 강판을 연삭 가공하여, 판두께 3.2㎜로 한 후, 판두께 2.4∼1.12㎜까지 냉간 압연하여, 냉연 강판을 제조했다. 이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판에, 표 8에 나타내는 조건으로 열처리를 행했다(어닐링 공정). 또한, 표 7의 성분 조성의 공란은, 그 성분을 의도적으로 첨가하고 있지 않는 것을 나타내고 있고, 함유하지 않는(0질량％) 경우 뿐만이 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함한다. 또한, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 어닐링 공정의 각 조건의 상세는 표 8에 나타낸다.
열처리 후의 강판을 30㎜×110㎜의 소편으로 전단하고, 90°의 각도를 갖는 다이스 상에 강판의 샘플을 얹어놓고, 90°의 각도를 갖는 펀치에 의해 강판을 프레스함으로써, V자 굽힘 가공을 행했다. 이어서, 도 2에 측면도를 나타내는 바와 같이, 볼트(20), 너트(21) 및 테이퍼 와셔(22)를 이용하여, 굽힘 가공의 후의 강판(부재)을, 강판(11)의 판면의 양측으로부터 볼트(20)로 조여 넣었다. CAE(Computer Aided Engineering) 해석에 의해, 부하 응력과 체입량의 관계를 산출하여, 체입량과 임계 부하 응력이 일치하도록 했다. 임계 부하 응력은, 실시예 2에 기재된 방법으로 측정했다.
굽힘 가공의 후, 여러 가지의 온도에서 굽힘 능선부의 단면을 가열했다. 단면 처리의 각 조건은, 표 8에 나타낸다.
Figure 112021130106671-pct00007
Figure 112021130106671-pct00008
2. 평가 방법
각종 제조 조건으로 얻어진 부재에 대하여, 실시예 2와 마찬가지로, 부재의 측정 및 평가를 행했다.
3. 평가 결과
평가 결과를 표 9에 나타낸다.
Figure 112021130106671-pct00009
본 실시예에서는, TS≥1470㎫, 또한, 임계 부하 응력≥1.10×YS의 부재를 합격으로 하고, 표 9에 발명예로서 나타냈다. 또한, TS＜1470㎫, 또는, 임계 부하 응력＜1.10×YS의 부재를 불합격으로 하고, 표 9에 비교예로서 나타냈다. 또한, 표 9에 있어서, 「임계 부하 응력/YS」가 1.10 이상인 것이, 임계 부하 응력≥1.10×YS인 것을 의미한다. 표 9에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 부재는, 고강도이고, 또한 내지연 파괴 특성이 우수하다.
10 : 고강도 부재
11 : 강판
12 : 굽힘 능선부
13 : 굽힘 능선부의 단면
20 : 볼트
21 : 너트
22 : 테이퍼 와셔
C1 : 판두께 중심
D1 : 굽힘 능선 방향
D2 : 측정 방향

Claims (14)

  1. 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
    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％ 초과 0.020％ 이하,
    S: 0％ 초과 0.0010％ 이하,
    Al: 0.010％ 이상 0.20％ 이하 및,
    N: 0％ 초과 0.010％ 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상인 마이크로 조직(microstructure)을 갖고,
    부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고,
    상기 굽힘 능선부의 단면(end surface)의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한
    상기 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이고,
    pH=1(25℃)의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴하지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 측정했을 때의 부재의 임계 부하 응력이 항복 강도의 1.10배 이상인, 고강도 부재.
  2. 강판을 이용하여 얻은 굽힘 능선부를 갖는 고강도 부재로서,
    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％ 초과 0.020％ 이하,
    S: 0％ 초과 0.0010％ 이하,
    Al: 0.010％ 이상 0.20％ 이하,
    N: 0％ 초과 0.010％ 이하 및,
    Sb: 0.001％ 이상 0.10％ 이하를 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 베이나이트 및 평균 입경이 50㎚ 이하인 탄화물을 함유하는 마르텐사이트의 1종 또는 2종의 면적률이 합계로 90％ 이상인 마이크로 조직을 갖고,
    부재의 인장 강도가 1470㎫ 이상이고,
    상기 굽힘 능선부의 단면의 잔류 응력이 300㎫ 이하이고, 또한
    상기 굽힘 능선부의 단면의 비커스 경도(HV)가 200 이상 450 이하이고,
    pH=1(25℃)의 염산 중에 침지하고, 지연 파괴하지 않는 최대 부하 응력을 임계 부하 응력으로서 측정했을 때의 부재의 임계 부하 응력이 항복 강도의 1.10배 이상인, 고강도 부재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (F) 중 적어도 하나를 함유하는, 고강도 부재.
    (A) B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만
    (B) Nb: 0.002％ 이상 0.08％ 이하 및 Ti: 0.002％ 이상 0.12％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (C) Cu: 0.005％ 이상 1％ 이하 및 Ni: 0.005％ 이상 1％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (D) 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (E) 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (F) Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하
  4. 제2항에 있어서,
    상기 강판의 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (F) 중 적어도 하나를 함유하는, 고강도 부재
    (A) B: 0.0002％ 이상 0.0035％ 미만
    (B) Nb: 0.002％ 이상 0.08％ 이하 및 Ti: 0.002％ 이상 0.12％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (C) Cu: 0.005％ 이상 1％ 이하 및 Ni: 0.005％ 이상 1％ 이하 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (D) 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (E) 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 중으로부터 선택되는 적어도 1종
    (F) Sn: 0.002％ 이상 0.1％ 이하
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법으로서,
    상기 강판을 잘라내고, 상기 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정과,
    절단에 의해 생긴 단면을, 상기 굽힘 가공의 후에, 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법으로서,
    상기 강판을 잘라낸 후, 절단에 의해 생긴 단면을 400℃ 이상 900℃ 이하의 온도에서 0초 초과 10초 이하의 조건으로 가열하는 단면 처리 공정과,
    상기 단면 처리 공정 후의 강판에 대하여 굽힘 가공을 실시하는 굽힘 가공 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
  7. 제5항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법에 의해 얻어지는 고강도 부재에 이용하는 상기 강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 100℃ 이상 260℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 1500초 이하 보존유지(holding)시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 부재용 강판의 제조 방법.
  8. 제6항에 기재된 고강도 부재의 제조 방법에 의해 얻어지는 고강도 부재에 이용하는 상기 강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연에 의해 얻어진 냉연 강판을, AC3점 이상의 어닐링 온도까지 가열한 후, 상기 어닐링 온도에서 550℃까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하고, 또한 냉각 정지 온도를 350℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 100℃ 이상 260℃ 이하의 온도역에서 20초 이상 1500초 이하 보존유지시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 부재용 강판의 제조 방법.
  9. 삭제
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 삭제
KR1020217036919A 2019-05-16 2020-05-12 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법 KR102654714B1 (ko)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019092656 2019-05-16
JPJP-P-2019-092656 2019-05-16
JP2019121144 2019-06-28
JPJP-P-2019-121144 2019-06-28
PCT/JP2020/019021 WO2020230796A1 (ja) 2019-05-16 2020-05-12 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210149841A KR20210149841A (ko) 2021-12-09
KR102654714B1 true KR102654714B1 (ko) 2024-04-04

Family

ID=73289458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217036919A KR102654714B1 (ko) 2019-05-16 2020-05-12 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220220577A1 (ko)
EP (1) EP3971308A4 (ko)
JP (2) JP6950835B2 (ko)
KR (1) KR102654714B1 (ko)
CN (1) CN113840934B (ko)
MX (1) MX2021013945A (ko)
WO (1) WO2020230796A1 (ko)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4239313A4 (en) * 2020-12-03 2024-04-17 JFE Steel Corporation METHOD AND PROGRAM FOR EVALUATION OF DELAYED FRACTURE PROPERTIES
CN116897217A (zh) * 2021-03-02 2023-10-17 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
MX2023010111A (es) * 2021-03-02 2023-09-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero, miembro y metodos de fabricacion de los mismos.
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20230089785A (ko) * 2021-12-14 2023-06-21 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240052137A (ko) * 2022-10-13 2024-04-23 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN118086782A (zh) * 2024-04-28 2024-05-28 江苏永钢集团有限公司 一种8.8级非调型螺栓用高塑性热轧盘条及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017226901A (ja) * 2016-06-24 2017-12-28 東洋スチール株式会社 高張力鋼板の絞り加工品の置き割れ防止方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
DE102010011368B4 (de) * 2010-03-12 2014-03-20 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung von pressgehärteten Formbauteilen
JP6018745B2 (ja) * 2011-01-14 2016-11-02 株式会社アマダホールディングス 板材の折曲げ加工方法及び残留応力増減装置
BR112014001994A2 (pt) * 2011-07-29 2017-02-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço galvanizado de alta resistência excelente em flexibilidade e método de fabricação da mesma
JP6112261B2 (ja) * 2015-03-25 2017-04-12 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
WO2017138504A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US11066716B2 (en) * 2016-08-10 2021-07-20 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017226901A (ja) * 2016-06-24 2017-12-28 東洋スチール株式会社 高張力鋼板の絞り加工品の置き割れ防止方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2021181625A (ja) 2021-11-25
WO2020230796A1 (ja) 2020-11-19
JPWO2020230796A1 (ja) 2021-05-20
EP3971308A4 (en) 2022-06-15
EP3971308A1 (en) 2022-03-23
JP6950835B2 (ja) 2021-10-13
KR20210149841A (ko) 2021-12-09
CN113840934B (zh) 2022-10-28
US20220220577A1 (en) 2022-07-14
CN113840934A (zh) 2021-12-24
MX2021013945A (es) 2022-01-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102590078B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102654714B1 (ko) 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법
WO2018026014A1 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
KR102537350B1 (ko) 고항복비 고강도 전기 아연계 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP7163339B2 (ja) 高強度部材および高強度部材の製造方法
JP2015175061A (ja) 引張最大強度７８０ＭＰａを有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法。
JP6947329B2 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP6958752B2 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP4265582B2 (ja) 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP5316025B2 (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP7323094B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5316028B2 (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
CN117413084A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5316026B2 (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP5316027B2 (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP5447776B2 (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板
JP2010174292A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant