KR20150029718A

KR20150029718A - 강재

Info

Publication number: KR20150029718A
Application number: KR1020157001858A
Authority: KR
Inventors: 가오리 가와노; 야스아키 다나카; 마사히토 다사카; 요시아키 나카자와; 도시로 도미다
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-08-21
Filing date: 2013-08-21
Publication date: 2015-03-18
Also published as: CN104583444B; IN2014DN09672A; US9994942B2; JP5610102B2; ES2650487T3; TWI486460B; CA2880617A1; MX2015001911A; US20150098857A1; JPWO2014030663A1; EP2889395B1; RU2599317C1; MX369196B; EP2889395A4; BR112015002778A2; TW201418482A; WO2014030663A1; CA2880617C; CN104583444A; ZA201409300B

Abstract

질량％로, C:0.05％ 초과∼0.18％, Mn:1％∼3％, Si:0.5％ 초과∼1.8％, Al:0.01％∼0.5％, N:0.001％∼0.015％, V, Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽:합계로 0.01％∼0.3％, Cr:0％∼0.25％, Mo:0％∼0.35％이고, 잔량부:Fe 및 불순물이고, 면적％로, 베이나이트를 80％ 이상 함유함과 함께, 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 5％ 이상 함유하고, 상기 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 2.0㎛ 미만, 상기 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 전체의 평균 입경이 1.0㎛ 미만이고, 상기 베이나이트의 평균 나노 경도가 4.0㎬∼5.0㎬이고, 원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물이 300㎚ 이하의 평균 입자 간격으로 존재하는 강재.

Description

강재 {STEEL MATERIAL}

본 발명은 강재에 관한 것으로, 구체적으로는, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생이 억제되고, 또한 유효 유동 응력이 높은, 충격 흡수 부재의 소재로서 적합한 강재에 관한 것이다. 본원은 2012년 8월 21일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-182710호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 지구 환경 보호의 관점에서, 자동차로부터의 CO₂ 배출량의 저감의 일환으로서, 자동차 차체의 경량화가 요구되고 있고, 자동차용 강재의 고강도화가 지향되고 있다. 이는, 강재의 강도를 향상시킴으로써, 자동차용 강재의 박육화가 가능해지기 때문이다. 한편, 자동차의 충돌 안전성 향상에 대한 사회적 요구도 한층 더 높아지고 있고, 단순히 강재의 고강도화 뿐만 아니라, 주행 중에 충돌한 경우의 내충격성이 우수한 강재의 개발도 요망되고 있다.

여기서, 충돌 시의 자동차용 강재의 각 부위는 수십(s^-1) 이상의 높은 변형 속도로 변형을 받으므로, 동적 강도 특성이 우수한 고강도 강재가 요구된다.

이와 같은 고강도 강재로서, 정동차(정적 강도와 동적 강도의 차)가 높은 저합금 TRIP강이나, 마르텐사이트를 주체로 하는 제2 상을 갖는 복상 조직강 등의 고강도 복상 조직 강재가 알려져 있다.

저합금 TRIP강에 관해서는, 예를 들어 특허문헌 1에, 동적 변형 특성이 우수한 자동차 충돌 에너지 흡수용의 가공 유기 변태형 고강도 강판(TRIP 강판)이 개시되어 있다.

또한, 마르텐사이트를 주체로 하는 제2 상을 갖는 복상 조직 강판에 관해서는, 하기와 같은 발명이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는 미세한 페라이트 입자를 포함하고, 결정립경이 1.2㎛ 이하인 나노 결정립의 평균 입경 ds와, 결정립경이 1.2㎛를 초과하는 마이크로 결정립의 평균 결정립경 dL이, dL/ds≥3의 관계를 만족시키는, 강도와 연성 밸런스가 우수하고, 또한 정동차가 170㎫ 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는 평균 입경이 3㎛ 이하인 마르텐사이트와 평균 입경이 5㎛ 이하인 마르텐사이트의 2상 조직을 포함하고, 정동비가 높은 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는 평균 입경이 3.5㎛ 이하인 페라이트상을 75％ 이상 함유하고, 잔량부가 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 충격 흡수 특성이 우수한 냉연 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 5에는 예비 변형을 가하여 페라이트와 마르텐사이트로 구성되는 2상 조직으로 하고, 5×10²∼5×10³/s의 변형 속도에 있어서의 정동차가 60㎫ 이상을 만족시키는 냉연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 6에는 85％ 이상의 베이나이트와 마르텐사이트 등의 경질 상만을 포함하는 내충격 특성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 평11-80879호 공보 일본 특허 출원 공개 2006-161077호 공보 일본 특허 출원 공개 2004-84074호 공보 일본 특허 출원 공개 2004-277858호 공보 일본 특허 출원 공개 2000-17385호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-269606호 공보

그러나, 종래의 충격 흡수 부재의 소재인 강재에는 이하와 같은 과제가 있다. 즉, 충격 흡수 부재(이하, 간단히 「부재」라고도 함)의 충격 흡수 에너지를 향상시키기 위해서는, 충격 흡수 부재의 소재인 강재(이하, 간단히 「강재」라고도 함)의 고강도화가 필수이다.

그런데, 「소성과 가공」 제46권 제534호 641∼645 페이지에, 충격 흡수 에너지를 결정짓는 평균 하중(F_ave)이,

F_ave∝(σYㆍt²)/4

σY:유효 유동 응력

t:판 두께

로서 부여되는 것이 개시되어 있는 바와 같이, 충격 흡수 에너지는 강재의 판 두께에 크게 의존한다. 따라서, 단순히 강재를 고강도화하는 것만으로는, 충격 흡수 부재에 대해 박육화와 고충격 흡수 성능을 양립시키는 데에는 한계가 있다.

여기서, 유동 응력이라 함은, 소성 변형의 개시 시 또는 개시 후에 소성 변형을 계속해서 일으키는 데 필요한 응력이고, 유효 유동 응력이라 함은, 강재의 판 두께, 형상, 충격 시에 부재에 가해지는 변형 속도를 고려한 소성 유동 응력을 의미한다.

한편, 예를 들어 국제 공개 제2005/010396호 팸플릿, 국제 공개 제2005/010397호 팸플릿, 또한 국제 공개 제2005/010398호 팸플릿에도 개시되어 있는 바와 같이, 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지는 그 형상에도 크게 의존한다.

즉, 소성 변형 일량을 증대시키도록 충격 흡수 부재의 형상을 최적화함으로써, 단순히 강재를 고강도화하는 것만으로는 달성할 수 없는 레벨까지, 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지를 비약적으로 높일 수 있을 가능성이 있다.

그러나, 소성 변형 일량을 증대시키도록 충격 흡수 부재의 형상을 최적화했다고 해도, 강재가 그 소성 변형 일량에 견딜 수 있는 변형능을 갖고 있지 않으면, 상정하고 있던 소성 변형이 완료되기 전에, 충격 흡수 부재에 조기에 깨짐이 발생해 버려, 결과적으로 소성 변형 일량을 증대시킬 수 없고, 충격 흡수 에너지를 비약적으로 높일 수 없다. 또한, 깨짐이 조기에 충격 흡수 부재에 발생하면, 이 충격 흡수 부재에 인접하여 배치된 다른 부재를 손상시키는 등의 예기하지 않은 사태를 초래하기 쉽다.

종래에는 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지가 강재의 동적 강도에 의존한다는 기술 사상에 기초하여, 강재의 동적 강도를 높이는 것이 지향되어 왔지만, 단순히 강재의 동적 강도를 높이는 것을 지향하는 것에서는 현저한 변형능의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이로 인해, 소성 변형 일량을 증대시키도록 충격 흡수 부재의 형상을 최적화했다고 해도, 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지를 비약적으로 높일 수 있다고는 할 수 없었다.

또한, 애당초 상기 기술 사상에 기초하여 제조된 강재의 사용을 전제로 하여 충격 흡수 부재의 형상이 검토되어 왔으므로, 충격 흡수 부재의 형상의 최적화는 당초부터 기존의 강재의 변형능을 전제로 하여 검토되고 있고, 소성 변형 일량을 증대시키도록, 강재의 변형능을 높이고, 또한 충격 흡수 부재의 형상을 최적화한다는 검토 자체가, 지금까지 충분히 이루어져 있지 않았다.

본 발명은 유효 유동 응력이 높고, 따라서 충격 흡수 에너지가 높은 동시에, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생이 억제된, 충격 흡수 부재의 소재로서 적합한 강재와 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

상술한 바와 같이, 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지를 높이기 위해서는, 소성 변형 일량을 증대시키도록, 강재뿐만 아니라 충격 흡수 부재의 형상을 최적화하는 것이 중요하다.

강재에 관해서는, 소성 변형 일량을 증대시킬 수 있는, 충격 흡수 부재의 형상의 최적화를 가능하게 하도록, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생을 억제하면서, 소성 변형 일량을 증대시키도록 유효 유동 응력을 높이는 것이 중요하다.

본 발명자들은 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지를 높이기 위해, 강재에 대해, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생을 억제하고, 또한 유효 유동 응력을 높이는 방법을 예의 검토하여, 이하에 열기하는 새로운 지식을 얻었다.

[충격 흡수 에너지의 향상]

(1) 강재의 충격 흡수 에너지를 높이기 위해서는, 5％의 진변형을 부여했을 때의 유효 유동 응력(이하, 「5％ 유동 응력」이라고 기재함)을 높이는 것이 유효하다.

(2) 5％ 유동 응력을 높이기 위해서는, 항복 강도와 저변형 영역에 있어서의 가공 경화 계수를 높이는 것이 유효하다.

(3) 항복 강도를 높이기 위해서는, 베이나이트를 주상으로 하는 강 조직으로 하는 것이 유효하다.

(4) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 저변형 영역에 있어서의 가공 경화 계수를 높이기 위해서는, 미세 석출물을 높은 밀도로 존재시키는 것이 유효하다.

[충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생의 억제]

(5) 충격 흡수 부재에 있어서, 충격 하중 부하 시에 깨짐이 발생하면, 충격 흡수 에너지가 저하된다. 또한, 당해 부재에 인접하는 다른 부재를 손상시키는 경우도 있다.

(6) 강재의 강도, 특히, 항복 강도를 높이면, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐(이하, 「충격 깨짐」이라고도 함)에 대한 감수성(이하, 「충격 깨짐 감수성」이라고도 함)이 높아진다.

(7) 충격 깨짐의 발생을 억제하기 위해서는, 균일 연성, 국부 연성 및 파괴 인성을 높이는 것이 유효하다.

(8) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 주상인 베이나이트를 미세화함으로써 연성을 높일 수 있다.

(9) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 제2 상으로서 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것으로 하고, 이들의 미세화를 도모하면 국부 연성을 더욱 향상시킬 수 있다.

(10) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 파괴 인성을 높이기 위해서는, 페라이트를 제2 상에 함유하는 조직으로 하는 것이 유효하다. 단, 조대한 페라이트는 항복 응력 및 압궤 하중의 저하를 초래하므로, 미세화할 필요가 있다.

(11) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 균일 연성을 높이기 위해서는, 오스테나이트를 제2 상에 함유하는 조직으로 하는 것이 유효하다. 단, 조대한 오스테나이트는 변형 유기에 의해 마르텐사이트상으로 변태되면 파괴 인성에 악영향을 미치므로, 미세화할 필요가 있다.

(12) 베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 파괴 인성을 높이기 위해서는, 마르텐사이트를 제2 상에 함유하는 조직으로 하는 것이 유효하다. 단, 조대한 마르텐사이트는 파괴 인성에 악영향을 미치므로, 미세화할 필요가 있다.

본 발명은 상기의 새로운 지식에 기초하여 이루어진 것이고, 그 요지는 이하와 같다.

[1]

질량％로,

C:0.05％ 초과∼0.18％,

Mn:1％∼3％,

Si:0.5％ 초과∼1.8％,

Al:0.01％∼0.5％,

N:0.001％∼0.015％,

V, Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽:합계로 0.01％∼0.3％,

Cr:0％∼0.25％,

Mo:0％∼0.35％

이고,

잔량부:Fe 및 불순물이고,

면적％로, 베이나이트를 80％ 이상 함유함과 함께, 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 5％ 이상 함유하고,

상기 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 2.0㎛ 미만, 상기 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 전체의 평균 입경이 1.0㎛ 미만이고,

상기 베이나이트의 평균 나노 경도가 4.0㎬∼5.0㎬이고,

원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물이 300㎚ 이하의 평균 입자 간격으로 존재하는, 강재.

[2]

질량％로,

Cr:0.05％∼0.25％,

Mo:0.1％∼0.35％

를 포함하는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는, [1]에 기재된 강재.

본 발명에 따르면, 충격 하중이 부하되었을 때에 있어서의 충격 흡수 부재의 깨짐의 발생을 억제 또는 해소할 수 있고, 또한 유효 유동 응력이 높은 충격 흡수 부재를 얻는 것이 가능해지므로, 충격 흡수 부재의 충격 흡수 에너지를 비약적으로 높이는 것이 가능해진다. 이러한 충격 흡수 부재를 적용함으로써, 자동차 등의 제품의 충돌 안전성을 한층 향상시키는 것이 가능해지므로, 산업상 극히 유익하다.

도 1은 실시예에서 채용한 연속 어닐링 열처리의 히트 패턴을 도시한다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강의 화학 조성에 관한 ％는 질량％이다.

1. 화학 조성

또한, 화학 조성에 대해 이하에 나타내는 「％」는, 특별히 설명이 없는 한, 「질량％」를 의미한다.

(1) C:0.05％ 초과∼0.18％

C는 주상인 베이나이트, 제2 상인 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용, 제2 상의 강도를 높임으로써 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용 및 고용 강화에 의해 강을 강화하여, 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 또한, Ti이나 V과 결합하여 MX형의 미세 탄화물을 석출시켜, 항복 응력 및 저변형 영역의 가공 경화 계수를 향상시키는 작용을 갖는다. C 함유량이 0.05％ 이하에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 따라서, C 함유량은 0.05％ 초과로 한다. 한편, C 함유량이 0.18％를 초과하면, 마르텐사이트나 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생을 촉진하는 경우가 있다. 따라서, C 함유량은 0.18％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.15％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.13％ 이하이다. 또한, 본 발명은 C 함유량이 0.18％인 경우를 포함한다.

(2) Mn:1％∼3％

Mn은 켄칭성을 높임으로써 베이나이트의 생성을 촉진하는 작용, 고용 강화에 의해 강을 강화하여 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1％ 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 1％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.5％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3％ 초과에서는, 마르텐사이트나 오스테나이트가 과잉으로 생성되어, 국부 연성의 현저한 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 3％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하이다. 또한, 본 발명은 Mn 함유량이 1％인 경우와 3％인 경우를 포함한다.

(3) Si:0.5％ 초과∼1.8％

Si는 베이나이트나 마르텐사이트 중의 탄화물의 생성을 억제함으로써, 균일 연성이나 국부 연성을 향상시키는 작용 및 고용 강화에 의해 강을 강화하여, 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. Si의 함유량이 0.5％ 이하에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란한 경우가 있다. 따라서, Si량은 0.5％ 초과로 한다. 바람직하게는 0.8％ 이상, 더욱 바람직하게는 1％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 1.8％를 초과하면, 오스테나이트가 과잉으로 잔류하여, 충격 깨짐 감수성이 현저하게 높아지는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량은 1.8％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.5％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.3％ 이하이다. 또한, 본 발명은 Si 함유량이 1.8％인 경우를 포함한다.

(4) Al:0.01％∼0.5％

Al은 탈산에 의해 강 중의 개재물의 생성을 억제하여, 충격 깨짐을 방지하는 작용이 있다. Al 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.5％ 초과에서는 산화물이나 질화물이 조대화되어, 오히려 충격 깨짐을 조장한다. 따라서, Al 함유량은 0.5％ 이하로 한다. 또한, 본 발명은 Al 함유량이 0.01％인 경우와 0.5％인 경우를 포함한다.

(5) N:0.001％∼0.015％

N는 질화물을 생성함으로써, 오스테나이트나 페라이트의 입성장을 억제하고, 조직을 미세화함으로써, 충격 깨짐을 억제하는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.001％ 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, N 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 한편, N 함유량이 0.015％ 초과에서는 질화물이 조대화되어 버려, 오히려 충격 깨짐을 조장한다. 따라서, N 함유량은 0.015％ 이하로 한다. 또한, 본 발명은 N 함유량이 0.001％인 경우와 0.015％인 경우를 포함한다.

(6) V, Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 합계로 0.01％∼0.3％

V 및 Ti은 VC이나 TiC 등의 탄화물을 강 중에 생성하고, 페라이트의 입성장에 대한 피닝 효과에 의해 결정립의 조대화를 억제하여, 충격 깨짐을 억제하는 작용을 갖는다. 또한, VC이나 TiC에 의한 석출 강화에 의해 강을 강화하여, 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 따라서, V, Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유시킨다. V과 Ti의 합계 함유량(이하, 「(V＋Ti) 함유량」이라고도 함)이 0.01％ 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, (V＋Ti) 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, (V＋Ti) 함유량이 0.3％ 초과에서는 VC 또는 TiC이 과잉으로 생성되어 버려, 오히려 충격 깨짐 감수성을 높인다. 따라서, (V＋Ti) 함유량은 0.3％ 이하로 한다. 본 발명은 V과 Ti의 합계의 함유량이 0.01％인 경우와 0.3％인 경우를 포함한다. V만을 0.01％∼0.3％ 함유하는 경우, Ti만을 0.01％∼0.3％ 함유하는 경우, V과 Ti의 양쪽을 합계로 0.01％∼0.3％ 함유하는 경우 중 어느 것이어도 좋다.

또한, 임의 함유 원소로서, Cr, Mo의 1종 또는 2종을 함유해도 좋다.

(7) Cr:0％∼0.25％,

Cr은 임의 함유 원소이지만, 켄칭성을 높임으로써 베이나이트의 생성을 촉진하는 작용 및 고용 강화에 의해 강을 강화하여, 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이들 작용을 보다 확실하게 얻기 위해서는 Cr:0.05％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 0.25％를 초과하면, 마르텐사이트상이 과잉으로 생성되어, 충격 깨짐 감수성을 높인다. 따라서, Cr 함유량은 0.25％ 이하로 한다. 또한, 본 발명은 Cr의 함유량이 0.25％인 경우를 포함한다.

(8) Mo:0％∼0.35％,

Cr과 마찬가지로, Mo은 임의 함유 원소이지만, 켄칭성을 높여, 베이나이트나 마르텐사이트의 생성을 촉진하는 작용 및 고용 강화에 의해 강을 강화하여, 항복 강도 및 인장 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이들 작용을 보다 확실하게 얻기 위해서는 Mo:0.1％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량이 0.35％를 초과하면, 마르텐사이트상이 과잉으로 생성되어, 충격 깨짐 감수성을 높인다. 따라서, Mo을 함유하는 경우는, 그 함유량은 0.35％ 이하로 한다. 또한, 본 발명은 Mo의 함유량이 0.35％인 경우를 포함한다.

본 발명의 강재는 이상의 필수 함유 원소를 함유하고, 또한 필요에 따라서 임의 함유 원소를 함유하고, 잔량부:Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다. 단, 본 발명의 목적으로 하는 강재의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 그 밖의 성분을 함유하는 것은 허용된다. 예를 들어, P, S은 강 중에 불순물로서 함유되지만, P, S은 이하와 같이 제한되는 것이 바람직하다.

P:0.02％ 이하,

P은 입계를 취약하게 하여, 열간 가공성의 악화를 초래한다. 따라서, P의 상한은 0.02％ 이하로 한다. P 함유량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 현실적인 제조 공정과 제조 비용의 범위 내에서 탈P하는 것을 전제로 하면, P의 상한은 0.02％이다. 바람직하게는 0.015％ 이하이다.

S:0.005％ 이하,

S은 입계를 취약하게 하여, 열간 가공성이나 연성의 열화를 초래한다. 따라서, P의 상한은 0.005％ 이하로 한다. S 함유량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 현실적인 제조 공정과 제조 비용의 범위 내에서 탈S하는 것을 전제로 하면, S의 상한은 0.005％이다. 바람직하게는 0.002％ 이하이다.

2. 강 조직

본 발명에 관한 강 조직은 높은 항복 강도와 저변형 영역에서의 높은 가공 경화 계수를 얻음으로써 유효 유동 응력을 높이고, 또한 내충격 깨짐성을 겸비하기 위해, 블록 사이즈가 미세한 베이나이트를 주상으로 하고, 또한 미세 석출물에 의해 소성 유동 응력을 향상시킨다.

(1) 베이나이트 면적률:80％ 이상

주상인 베이나이트의 면적률이 80％ 미만에서는 높은 항복 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 주상인 베이나이트의 면적률은 80％ 이상으로 한다. 베이나이트의 면적률은, 바람직하게는 85％ 이상이고, 보다 바람직하게는 90％ 초과이다.

(2) 베이나이트의 평균 블록 사이즈:2.0㎛ 미만

주상인 베이나이트를 미세화함으로써 연성을 높일 수 있다. 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 2.0㎛ 이상에서는, 연성을 향상시키는 것이 곤란하다. 따라서, 베이나이트의 평균 블록 사이즈는 2.0㎛ 미만으로 한다. 이 블록 사이즈는, 바람직하게는 1.5㎛ 이하이다.

(3) 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 5％ 이상 함유하고, 상기 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트의 전체의 평균 입경이 1.0㎛ 미만

베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 제2 상을 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것으로 하고, 이들의 미세화를 도모하면 국부 연성을 더욱 향상시킬 수 있다. 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 합계 면적률이 5％ 미만, 혹은 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 전체의 평균 입경이 1.0㎛ 이상이면, 국부 연성을 더욱 향상시키는 것이 곤란하다. 따라서, 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 5％ 이상 함유하고, 또한 상기 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 전체의 평균 입경을 1.0㎛ 미만으로 한다.

또한, 제2 상에 페라이트를 함유시키면 파괴 인성을 향상시킬 수 있고, 오스테나이트를 함유시키면 균일 연신을 향상시킬 수 있고, 마르텐사이트를 함유시키면 강도를 높일 수 있다. 주상인 베이나이트 이외의 제2 상에는 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 외에, 시멘타이트나 펄라이트가 불가피하게 함유되는 경우가 있지만, 이와 같은 불가피적 조직은 5면적％ 이하이면 허용된다.

(4) 베이나이트의 평균 나노 경도:4.0㎬ 이상 5.0㎬ 이하

베이나이트의 평균 나노 경도가 4.0㎬ 미만에서는 베이나이트 면적률이 80％ 이상인 강재에 있어서 980㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 베이나이트의 평균 나노 경도는 4.0㎬ 이상으로 한다. 한편, 베이나이트의 평균 나노 경도가 5.0㎬ 초과에서는 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생을 억제하는 것이 곤란해진다. 따라서, 베이나이트의 평균 나노 경도는 5.0㎬ 이하로 한다.

여기서, 나노 경도는 나노 인덴테이션을 사용하여, 베이나이트 블록 내의 나노 경도를 측정함으로써 얻어지는 값이다. 본 발명에서는 큐브 코너 압자를 사용하여, 압입 하중 500μN으로 얻어지는 나노 경도를 채용한다.

(5) 원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물의 평균 입자 간격:300㎚ 이하

베이나이트를 주상으로 하는 강재에 있어서, 제2 상의 석출 사이트는 구오스테나이트 입계이고, 제2 상의 미세화를 위해서는, 오스테나이트립의 미세화가 필요하다. 오스테나이트립 미세화의 방법을 다양하게 검토한 결과, 후술하는 바와 같이, 적합한 열간 압연 조건이나 열처리 조건을 채용하여, MX형 탄화물에 의한 피닝 효과를 도모함으로써, 결정립의 조대화가 대폭으로 억제되는 것이 명백해졌다.

MX형 탄화물은 NaCl형의 결정 구조를 갖는 탄화물이고, V 및/또는 Ti과 C로 구성된다. 피닝 효과를 발휘하는 MX형 탄화물의 사이즈는 원상당 직경으로 10㎚ 이상이다. MX형 탄화물의 사이즈가 원상당 직경으로 10㎚ 미만에서는 입계의 이동에 대한 피닝 효과는 기대할 수 없다. 따라서, 원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물을 존재시킴으로써 조직의 미세화를 도모하는 것이지만, 그 평균 입자 간격이 300㎚ 초과에서는 충분한 피닝 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, 원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물이 300㎚ 이하의 평균 입자 간격으로 존재하는 것으로 한다.

원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물의 밀도는 높을수록 바람직하므로, 그 평균 입자 간격의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 현실적으로는 50㎚ 이상이다. MX 탄화물의 사이즈의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 과도하게 조대하면 반대로 연성에 악영향을 미칠 가능성이 있으므로, MX 탄화물 사이즈의 상한(원상당 직경)은 50㎚로 하는 것이 바람직하다.

3. 특성

본 발명에 관한 강재는 유효 유동 응력이 높고, 충격 흡수 에너지가 높은 동시에, 충격 하중 부하 시에 있어서의 깨짐의 발생이 억제되어 있는 점에 특징을 갖는다. 이 특징은, 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이 5％ 유동 응력이 높은 것, 평균 압궤 하중이 높은 것 및 좌굴 시험에 있어서의 안정 좌굴률이 높은 것에 의해 실증된다. 5％ 유동 응력은 700㎫ 이상인 것이 바람직하다.

다른 기계적 성질로서, 인장 강도는 982㎫ 이상, 균일 연신(전체 연신)은 7％ 이상, 구멍 확장률은 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 준한 측정법으로 120％ 이상이고, 고강도이고 연성 및 구멍 확장성이 우수한 것을 들 수 있다.

4. 제조 방법

본 발명의 강재는, 예를 들어 이하의 제조 방법 (1)∼(3)에 의해 얻을 수 있다.

제조 방법 (1):열간 압연재(열처리 없음)

열간 압연 상태에서 본 발명의 강재를 얻기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서 VC이나 TiC을 적정하게 석출시켜, VC이나 TiC에 의한 피닝 효과에 의해 결정립의 조대화를 억제함과 함께, 열 이력을 제어함으로써 복상 조직의 최적화를 도모하는 것이 바람직하다.

우선, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1200℃ 이상으로 하여 총 압하율 50％ 이상의 다패스 압연을 실시하고, 800℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 압연을 완료한다. 압연 완료 후 0.4초간 이내에, 600℃/초 이상의 냉각 속도로, 500℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에서 권취하여 열연 강판으로 한다.

상기의 열간 압연 및 냉각에 의해, MX형 탄화물이 분산되어, 블록 사이즈가 미세한 베이나이트 조직을 주체로 하는 강 조직이 열간 압연 상태로 얻어진다.

상기의 열간 압연 조건을 만족시키지 않는 경우에는, 오스테나이트가 조대화되는데다가, MX형 탄화물의 석출 밀도가 저하되므로, 목적으로 하는 강 조직이 얻어지지 않아, 연성과 강도가 저하되는 경우가 있다. 또한, 상기의 냉각 조건을 만족시키지 않는 경우에는, 냉각 과정에 있어서의 페라이트의 생성이 과잉으로 되는데다가, 베이나이트의 블록 사이즈가 과대해져, 원하는 충격 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다.

이 제조 방법 (1)에서는, 열간 압연이 실질적으로 완료된 후, 0.4초간 이내에 500℃ 이하의 온도 영역까지, 600℃/초 이상의 냉각 속도로 급냉각이 행해진다. 열간 압연의 실질적인 완료라 함은, 열간 압연의 마무리 압연에서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 마지막으로 실질적인 압연이 행해진 패스를 의미한다. 예를 들어, 마무리 압연기의 상류측의 패스에서 실질적인 최종 압하가 행해지고, 마무리 압연기의 하류측의 패스에서는 실질적인 압연이 행해지지 않는 경우는, 상류측의 패스에서의 압연이 종료된 후, 0.4초간 이내에 500℃ 이하의 온도 영역까지 급냉각이 행해진다. 또한, 예를 들어 처리 압연기의 하류측의 패스까지 실질적인 압연이 행해지는 경우는, 하류측의 패스에서의 압연이 종료된 후, 0.4초간 이내에 500℃ 이하의 온도 영역까지 급냉각이 행해진다. 또한, 급냉각은, 기본적으로는 런 아웃 테이블에 배치된 냉각 노즐에 의해 행해지지만, 마무리 압연기의 각 패스 사이에 배치된 스탠드 사이 냉각 노즐에 의해 행할 수도 있다.

전냉각 속도(600℃/초 이상)는 서모 트레이서에 의해 측정되는 샘플 표면의 온도(강판의 표면 온도)를 기준으로 한다. 강판 전체의 냉각 속도(평균 냉각 속도)는 표면 온도 기준의 냉각 속도(600℃/초 이상)로부터 환산하여, 200℃/초 이상 정도로 추정된다.

제조 방법 (2):열간 압연, 열처리재

열간 압연 후에 열처리를 실시하여 본 발명의 강재를 얻기 위해서는, 열간 압연 공정 및 열처리 공정의 승온 과정에 있어서 VC이나 TiC을 적정하게 석출시켜, VC이나 TiC에 의한 피닝 효과에 의해 결정립의 조대화를 억제함과 함께, 열처리 중에 복상 조직의 최적화를 도모하는 것이 바람직하다.

우선, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1200℃ 이상으로 하여 총 압하율 50％ 이상의 다패스 압연을 실시하고, 800℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 압연을 완료한다. 압연 완료 후 0.4초간 이내에, 600℃/초 이상의 냉각 속도로, 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고(이 냉각을 1차 냉각이라고도 함), 다음에 100℃/초 미만의 냉각 속도로 500℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고(이 냉각을 2차 냉각이라고도 함), 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에서 권취하여 열연 강판으로 한다.

이 열간 압연 공정에 의해, MX형 탄화물이 페라이트 입계에 고밀도로 석출된 열연 강판이 얻어진다. 한편, 상기의 열간 압연 조건을 만족시키지 않는 경우에는, MX형 탄화물의 평균 입경이 과소로 되어 입성장에 대한 피닝 효과가 저감하고, MX형 탄화물의 평균 입자 사이 거리가 과대해져 결정립의 미세화에 기여하지 않는 것 등에 의해, 본 발명의 강재를 얻는 것이 곤란해진다.

이 제조 방법 (2)에서는 열간 압연이 실질적으로 완료된 후, 0.4초간 이내에 700℃ 이하의 온도 영역까지, 600℃/초 이상의 냉각 속도로 급냉각이 행해진다. 앞서 설명한 제조 방법 (1)과 마찬가지로, 제조 방법 (2)에 있어서도, 열간 압연의 실질적인 완료라 함은, 열간 압연의 마무리 압연에서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 마지막으로 실질적인 압연이 행해진 패스를 의미한다. 급냉각은, 기본적으로는 런 아웃 테이블에 배치된 냉각 노즐에 의해 행해지지만, 마무리 압연기의 각 패스 사이에 배치된 스탠드 사이 냉각 노즐에 의해 행할 수도 있다.

이 제조 방법 (2)에서는, 다음에, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열연 강판을, 2℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 승온 속도로 850℃ 이상 920℃ 이하의 온도 영역까지 승온하여 상기 온도 영역에 100초간 이상 300초간 이하 유지한다(도 1의 어닐링). 계속해서, 10℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 상기 온도 영역에서 10초간 이상 300초간 이하 유지하는 열처리를 실시한다(도 1의 켄칭).

상기 평균 승온 속도가 2℃/초 미만에서는, 승온 중에 페라이트의 입성장이 발생해 버려, 결정립이 조대화된다. 상기 평균 승온 속도는 빠를수록 바람직하지만, 현실적으로는 50℃/초 이하이다. 상기 승온 후에 유지하는 온도가 850℃ 미만이거나, 유지하는 시간이 100초간 미만이면, 켄칭에 필요한 오스테나이트화가 불충분해져, 목적으로 하는 복상 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 상기 승온 후에 유지하는 온도가 920℃ 초과이거나, 300초간 초과이면, 오스테나이트가 조대화되어 버려, 목적으로 하는 복상 조직을 얻는 것이 곤란해진다.

상기 승온 후에는 베이나이트 주체의 조직을 얻기 위해, 페라이트 변태를 억제하면서 베이나이트 변태 온도 이하로 켄칭할 필요가 있다. 상기 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는, 페라이트량이 과잉으로 되어 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하다. 상기 평균 냉각 속도는 빠를수록 바람직하지만, 현실적으로는 50℃/초 이하이다. 또한, 상기 냉각의 냉각 정지 온도가 270℃ 미만에서는, 마르텐사이트 면적률이 지나치게 커져, 국부 연성이 저하된다. 한편, 상기 냉각의 냉각 정지 온도가 390℃ 초과에서는 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 조대해져, 강도 및 연성이 저하된다. 또한, 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 유지 시간이 10초간 미만에서는, 베이나이트 변태의 촉진이 불충분해지는 경우가 있다. 한편, 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 유지 시간이 300초간 초과에서는 생산성이 현저하게 떨어진다.

상기 켄칭 후에, 필요에 따라서 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역에 10초간 이상 650초간 이하 유지하는 템퍼링 처리를 행하여, 베이나이트의 경도의 조정을 행해도 된다(도 1의 템퍼링 1, 2). 또한, 이 템퍼링은 1단계여도 되고, 혹은 복수 단계로 나누어 행해도 된다. 도 1은 2단계로 나누어 템퍼링을 행하는 예를 도시한다.

여기서, 템퍼링 온도가 400℃ 미만 또는 템퍼링 시간이 10초 미만에서는, 템퍼링에 의한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 템퍼링 온도가 550℃ 또는 템퍼링 시간이 650초간 초과에서는, 강도 저하에 의해 목적으로 하는 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 이 템퍼링은 상기 온도 영역 내에 있어서 2단 이상의 가열에 의해 실시할 수 있다. 그 경우, 1단째의 가열 온도를 2단째의 가열 온도보다 낮게 하는 것이 바람직하다.

제조 방법 (3):냉간 압연, 열처리재

열간 압연과 냉간 압연 후에 열처리를 실시하여 본 발명의 강재를 얻기 위해서는, 제조 방법 (2)와 마찬가지로, 열간 압연 공정 및 열처리 공정의 승온 과정에 있어서 VC이나 TiC을 적정하게 석출시켜, VC이나 TiC에 의한 피닝 효과에 의해 결정립의 조대화를 억제함과 함께, 열처리 중에 복상 조직의 최적화를 도모하는 것이 바람직하다. 그것을 위해서는 하기 공정을 구비하는 제조 방법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

우선, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 1200℃ 이상으로 하여 총 압하율 50％ 이상의 다패스 압연을 실시하고, 800℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 압연을 완료한다. 압연 완료 후 0.4초간 이내에 600℃/초 이상의 냉각 속도로, 700℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고(이 냉각을 1차 냉각이라고도 함), 다음에 100℃/초 미만의 냉각 속도로 500℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고(이 냉각을 2차 냉각이라고도 함), 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에서 권취하여 열연 강판으로 한다.

이 열간 압연 공정에 의해, MX형 탄화물이 페라이트 입계에 고밀도로 석출된 열연 강판이 얻어진다. 한편, 상기의 열간 압연 조건을 만족시키지 않는 경우에는 MX형 탄화물의 평균 입경이 과소로 되어 입성장에 대한 피닝 효과가 저감하고, MX형 탄화물의 평균 입자 사이 거리가 과대해져 결정립의 미세화에 기여하지 않는 것 등에 의해, 본 발명의 강재를 얻는 것이 곤란해진다.

이 제조 방법 (3)에서는 열간 압연이 실질적으로 완료된 후, 0.4초간 이내에 700℃ 이하의 온도 영역까지, 600℃/초 이상의 냉각 속도로 급냉각이 행해진다. 앞서 설명한 제조 방법 (1), (2)와 마찬가지로, 제조 방법 (3)에 있어서도, 열간 압연의 실질적인 완료라 함은, 열간 압연의 마무리 압연에서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 마지막으로 실질적인 압연이 행해진 패스를 의미한다. 급냉각은, 기본적으로는 런 아웃 테이블에 배치된 냉각 노즐에 의해 행해지지만, 마무리 압연기의 각 패스 사이에 배치된 스탠드 사이 냉각 노즐에 의해 행할 수도 있다.

이 제조 방법 (3)에서는, 다음에, 압하율 30％ 이상 70％ 이하의 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다.

다음에, 상기 냉간 압연 공정에 의해 얻어진 냉연 강판에, 2℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 승온 속도로 850℃ 이상 920℃ 이하의 온도 영역까지 승온하여 상기 온도 영역에 100초간 이상 300초간 이하 유지한다(도 1의 어닐링). 계속해서, 10℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여 상기 온도 영역에서 10초간 이상 300초간 이하 유지하는 열처리를 실시한다(도 1의 켄칭).

상기 평균 승온 속도가 2℃/초 미만에서는 승온 중에 페라이트의 입성장이 발생해 버려, 결정립이 조대화된다. 상기 평균 승온 속도는 빠를수록 바람직하지만, 현실적으로는 50℃/초 이하이다. 상기 승온 후에 유지하는 온도가 850℃ 미만이거나, 유지하는 시간이 100초간 미만이면, 켄칭에 필요한 오스테나이트화가 불충분해져, 목적으로 하는 복상 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 상기 승온 후에 유지하는 온도가 920℃ 초과이거나, 300초간 초과이면, 오스테나이트가 조대화되어 버려, 목적으로 하는 복상 조직을 얻는 것이 곤란해진다.

상기 승온 후에는 베이나이트 주체의 조직을 얻기 위해, 페라이트 변태를 억제하면서 베이나이트 변태 온도 이하로 켄칭할 필요가 있다. 상기 평균 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는, 페라이트량이 과잉으로 되어 충분한 강도를 얻는 것이 곤란하다. 상기 평균 냉각 속도는 빠를수록 바람직하지만, 현실적으로는 50℃/초 이하이다. 또한, 상기 냉각의 냉각 정지 온도가 270℃ 미만에서는 마르텐사이트 면적률이 지나치게 커져, 국부 연성이 저하된다. 한편, 상기 냉각의 냉각 정지 온도가 390℃ 초과에서는 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 조대해져, 강도 및 연성이 저하된다. 또한, 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 유지 시간이 10초간 미만에서는 베이나이트 변태의 촉진이 불충분해지는 경우가 있다. 한편, 270℃ 이상 390℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 유지 시간이 300초간 초과에서는 생산성이 현저하게 떨어진다.

앞서 설명한 제조 방법 (2)와 마찬가지로, 상기 켄칭 후에, 필요에 따라서 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역에 10초간 이상 650초간 이하 유지하는 템퍼링 처리를 행하여, 베이나이트의 경도의 조정을 행해도 된다. 여기서, 템퍼링 온도가 400℃ 미만 또는 템퍼링 시간이 10초 미만에서는, 템퍼링에 의한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 템퍼링 온도가 550℃ 또는 템퍼링 시간이 650초간 초과에서는, 강도 저하에 의해 목적으로 하는 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 이 템퍼링은 상기 온도 영역 내에 있어서 2단 이상의 가열에 의해 실시할 수 있다. 그 경우, 1단째의 가열 온도를 2단째의 가열 온도보다 낮게 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는 이렇게 하여 제조 방법 (1)∼(3)에 의해 제조된 열연 강판 또는 냉연 강판의 상태여도 되고, 혹은 이것으로부터 절단되어, 필요에 따라서 굽힘 가공이나 프레스 가공 등의 적당한 가공이 실시된 것이어도 된다. 또한, 강판의 상태, 혹은 가공 후에 도금이 실시된 것이어도 된다. 도금은 전기 도금과 용융 도금 중 어느 것이어도 되고, 도금종에 제한은 없지만, 통상은 아연 또는 아연 합금 도금이다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브(두께:35㎜, 폭:160∼250㎜, 길이:70∼140㎜)를 사용하여 실험을 행하였다. 표 1 중, 「-」는 적극적인 함유를 하고 있지 않은 것을 의미한다. 밑줄은 본 발명의 범위 외를 나타낸다. 강종 D는 V, Ti의 합계 함유량이 하한값 미만인 비교예이다. 강종 I는 Mn의 함유량이 상한값 초과인 비교예이다. 강종 J는 C의 함유량이 상한값 초과인 비교예이다. 어떤 강종이든 150㎏의 용강을 진공 용제하여 주조한 후, 노 내 온도 1250℃에서 가열하고, 950℃ 이상의 온도에서 열간 단조를 행하여 슬래브로 하였다.

상기 슬래브를, 1250℃에서 1시간 이내의 재가열 후에, 열간 압연 시험기를 사용하여, 4패스의 조열간 압연을 실시하고, 또한 3패스의 마무리 열간 압연을 실시하고, 압연 완료 후에 1차 냉각 및 2차 냉각을 실시하여, 열연 강판으로 하였다. 열간 압연 조건을 표 2에 나타낸다. 압연 완료 직후의 1차 냉각 및 2차 냉각은 수냉에 의해 실시하였다. 표 중의 권취 온도에서 2차 냉각을 종료했다.

시험 번호 1, 2, 6, 13, 15∼17의 강판은 냉간 압연을 하지 않고, 열간 압연 상태로 하였다. 그 밖의 시험 번호 3∼5, 7∼12, 14의 강판은 냉간 압연을 행하였다. 표 2 및 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 얻어진 열연 강판 또는 냉연 강판은 모두 판 두께가 1.6㎜였다. 시험 번호 4, 5, 9∼12, 14의 강판은 연속 어닐링 시뮬레이터를 사용하여 도 1에 도시하는 히트 패턴 및 표 3에 나타내는 조건으로 열처리를 실시하였다. 본 실시예에서는 열처리에 있어서의 승온→온도 유지가 어닐링, 어닐링 후의 냉각이 켄칭, 그 후의 열처리는 경도 조정(연화)을 목적으로 하는 템퍼링이다. 도 1 및 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역에서의 템퍼링 열처리를 2단계에서 실시하였다. 또한, 시험 번호 3, 7, 8, 13의 강판은 어닐링 후, 켄칭만을 행하고, 템퍼링을 하지 않았다.

이와 같이 하여 얻어진 열연 강판 및 냉연 강판에 대해, 이하의 조사를 행하였다.

먼저, 공시 강판으로부터, 압연 방향과 수직 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행함으로써, 5％ 유동 응력, 최대 인장 강도(TS), 균일 연신(u-El)을 구하였다. 5％ 유동 응력이라 함은, 인장 시험에 있어서 변형이 5％로 되는 소성 변형 시의 응력이고, 유효 유동 응력과 비례 관계에 있고, 그 지표로 된다.

단부면 손상의 영향을 제거하기 위해 기계 가공 구멍에 대해 리머 가공을 실시한 것 이외는 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001-1996에 준하여 구멍 확장 시험을 행하고, 구멍 확장율을 구하였다.

강판의 압연 방향에 평행한 단면의 판 두께 1/4 깊이 위치에 있어서 EBSD 해석을 행하여, 주상과 제2 상에 대해 평균 입경을 구함과 함께, 입계면 방위차 맵을 제작하였다. 베이나이트의 블록 사이즈는 방위차가 15° 이상인 계면으로 둘러싸인 조직 단위를 베이나이트 블록으로 가정하고, 그 원상당 직경을 평균함으로써 평균 블록 사이즈를 구하였다.

베이나이트의 나노 경도는 나노 인덴테이션법에 의해 구하였다. 압연 방향과 평행하게 채취한 단면 시험편의 판 두께의 1/4 깊이 위치를 에머리지에 의해 연마 후, 콜로이달 실리카에 의해 메카노케미컬 연마를 행하고, 또한 전해 연마에 의해 가공층을 제거하여 시험에 제공하였다. 나노 인덴테이션은 큐브 코너 압자를 사용하여, 압입 하중 500μN으로 행하였다. 이때의 압흔 사이즈는 직경 0.5㎛ 이하이다. 각 샘플의 베이나이트의 경도를 랜덤하게 20점 측정하여, 각각의 샘플의 평균 나노 경도를 구하였다.

제2 상 중, 오스테나이트상은 EBSD에 의한 결정계 해석에 의해 엄격히 구별하였다. 또한 초석 페라이트상 및 마르텐사이트상은 나노 인덴테이션에 의한 경도로 분리하였다. 즉, 나노 경도가 4㎬ 미만인 상을 초석 페라이트상으로 하고, 한편, 나노 경도가 6㎬ 이상인 상을 마르텐사이트상으로 하고, 나노 인덴테이션 장치에 병설한 원자간력 현미경에 의한 2차원 화상으로부터, 이들 페라이트상, 마르텐사이트상 및 오스테나이트상의 합계 면적률 및 평균 입경을 구하였다.

MX형 탄화물은 추출 레플리카 샘플을 사용한 TEM 관찰에 의해 동정하고, 평균 입경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물의 평균 입자 간격은 TEM 명시야상의 2차원 화상으로부터 산출하였다.

또한, 상기 강판을 사용하여 각통 부재를 제작하고, 축방향의 충돌 속도 64㎞/h로 축압궤 시험을 실시하여, 충돌 흡수 성능을 평가하였다. 각통 부재의 축방향에 수직인 단면의 형상은 정팔각형으로 하고, 각통 부재의 축방향 길이는 200㎜로 하였다. 모두 판 두께는 1.6㎜, 상기 정팔각형의 1변의 길이(코너부의 곡선부를 제외한 직선부의 길이)(Wp)는 25.6㎜로 평가하였다. 각 강판에 대해 이와 같은 각통 부재를 2개씩 제작하여, 축압궤 시험에 제공하였다. 평가는 축압궤 시의 평균 하중(2회의 시험의 평균값) 및 안정 좌굴률에 의해 실시하였다. 안정 좌굴률은 축압궤 시험에 있어서 깨짐이 발생하지 않았던 시험체의 전체 시험체수에 대한 비율이다. 일반적으로, 충돌 흡수 에너지가 높아지면, 압궤 도중에 깨짐이 발생할 가능성이 높아지고, 결과적으로 소성 변형 일량을 증대시킬 수는 없어, 충격 흡수 에너지를 높일 수 없는 경우가 있다. 즉, 어느 정도 평균 압궤 하중(충격 흡수 성능)이 높아도, 안정 좌굴률이 양호하지 않으면, 높은 충격 흡수 성능을 나타낼 수 없다.

이상의 조사 결과(강 조직, 기계 특성 및 축압궤 특성)를 표 4에 정리하여 나타낸다.

표 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 관한 강재는 축압궤에 의한 평균 하중이 0.38kN/㎟ 이상으로 높다. 또한, 안정 좌굴률이 2/2로 양호한 축압궤 특성을 나타낸다. 또한, 인장 강도가 980㎫ 이상으로 고강도이고, 구멍 확장률은 122％ 이상, 5％ 유동 응력은 745㎫ 이상으로 모두 높고, 연성도 충분한 값을 나타냈다. 따라서, 본 발명에 관한 강재는 상술한 크래쉬 박스, 사이드 멤버, 센터 필러, 로커 등의 소재로서 사용하는 데 적합하다.

Claims

질량％로,
C:0.05％ 초과∼0.18％,
Mn:1％∼3％,
Si:0.5％ 초과∼1.8％,
Al:0.01％∼0.5％,
N:0.001％∼0.015％,
V, Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽:합계로 0.01％∼0.3％,
Cr:0％∼0.25％,
Mo:0％∼0.35％
이고,
잔량부:Fe 및 불순물이고,
면적％로, 베이나이트를 80％ 이상 함유함과 함께, 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 5％ 이상 함유하고,
상기 베이나이트의 평균 블록 사이즈가 2.0㎛ 미만, 상기 페라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 전체의 평균 입경이 1.0㎛ 미만이고,
상기 베이나이트의 평균 나노 경도가 4.0㎬∼5.0㎬이고,
원상당 직경이 10㎚ 이상인 MX형 탄화물이 300㎚ 이하의 평균 입자 간격으로 존재하는, 강재.
제1항에 있어서, 질량％로,
Cr:0.05％∼0.25％,
Mo:0.1％∼0.35％
를 포함하는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는, 강재.