KR20160003263A

KR20160003263A - 열처리 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160003263A
Application number: KR1020157034351A
Authority: KR
Inventors: 신이치로 다바타; 가즈오 히키다; 노부사토 고지마; 나오미츠 미즈이
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-06-07
Filing date: 2014-06-06
Publication date: 2016-01-08
Also published as: US10435761B2; TWI551697B; RU2653032C2; US20160102380A1; CN105324502A; JP6202096B2; PL3006586T3; WO2014196645A1; TW201504457A; RU2015150123A; CA2913487A1; EP3006586A1; BR112015030008A2; ES2744909T3; JPWO2014196645A1; EP3006586A4; MX2015016224A; EP3006586B1; CA2913487C

Abstract

열처리 강재는, 질량％로,C: 0.16％ 내지 0.38％, Mn: 0.6％ 내지 1.5％, Cr: 0.4％ 내지 2.0％, Ti: 0.01％ 내지 0.10％, B: 0.001％ 내지 0.010％, Si: 0.20％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.05％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ni: 0％ 내지 2.0％, Cu: 0％ 내지 1.0％, Mo: 0％ 내지 1.0％, V: 0％ 내지 1.0％, Al: 0％ 내지 1.0％, Nb: 0％ 내지 1.0％, REM: 0％ 내지 0.1％, 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고, 잔류 오스테나이트: 1.5체적％ 이하, 잔부: 마르텐사이트로 나타내어지는 조직을 갖는다.

Description

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

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

자동차용 강판에는, 연비 및 내충돌 특성의 향상이 요청되고 있다. 이 때문에, 자동차용 강판의 고강도화가 도모되고 있다. 그러나, 일반적으로, 강도의 향상에 따라 프레스 성형성 등의 연성이 저하되기 때문에, 복잡한 형상의 부품을 제조하는 것이 곤란해진다. 예를 들어, 연성의 저하에 따라 가공도가 높은 부위가 파단되거나, 스프링백 및 벽 휨이 커져서 치수 정밀도가 열화되거나 한다. 따라서, 고강도 강판, 특히, 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강판을 프레스 성형함으로써 부품을 제조하는 것은 용이하지 않다. 프레스 성형이 아니라, 롤 성형에 의하면, 고강도의 강판을 가공하기 쉽지만, 그 적용처는 길이 방향으로 균일한 단면을 갖는 부품에 한정된다.

고강도 강판에 있어서 높은 성형성을 얻는 것을 목적으로 한 열간 프레스라고 불리는 방법이 특허문헌 1에 기재되어 있다. 열간 프레스에 의하면, 고강도 강판을 높은 정밀도로 성형하여, 고강도의 열간 프레스 강판 부재를 얻을 수 있다.

안정된 강도 및 인성의 취득을 목적으로 한 열간 성형법이 특허문헌 2에 기재되고, 성형성 및 켄칭성의 향상을 목적으로 한 강판이 특허문헌 3에 기재되어 있다. 강도 및 성형성의 양립을 목적으로 한 강판이 특허문헌 4에 기재되고, 동일 강종으로부터 복수의 강도 레벨의 강판을 제조하는 것을 목적으로 한 기술이 특허문헌 5에 기재되고, 성형성 및 내비틀림 피로 특성의 향상을 목적으로 한 강관의 제조 방법이 특허문헌 6에 기재되어 있다. 열간 성형 시의 냉각 속도를 향상시키는 기술이 특허문헌 7에 기재되어 있다. 비특허문헌 1에, 켄칭시의 냉각 속도와 열간 프레스 강재의 경도 및 조직과의 관계가 기재되어 있다.

그런데, 자동차의 내충돌 특성은, 인장 강도 이외에, 인장 강도에 상응한 항복 강도 및 인성에도 의존한다. 예를 들어, 범퍼 리인포스 및 센터 필러 등에 있어서는, 소성 변형이 최대한 억제되고, 가령 변형되어도 조기에 파단되지 않을 것이 요구되고 있다.

그러나, 상기의 종래 기술에 의해, 우수한 내충돌 특성을 얻는 것은 곤란하다.

일본 특허 공개 제2002-102980호 공보 일본 특허 공개 제2004-353026호 공보 일본 특허 공개 제2002-180186호 공보 일본 특허 공개 제2009-203549호 공보 일본 특허 공개 제2007-291464호 공보 일본 특허 공개 제2010-242164호 공보 일본 특허 공개 제2005-169394호 공보

철과 강 Vol.96(2010) No.6 378

본 발명은 우수한 내충돌 특성을 얻을 수 있는 열처리 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 핫 스탬프 등의 열처리를 거쳐서 제조되는 종래의 열처리 강재에 있어서, 충분한 인장 강도, 거기에 상응한 항복 강도 및 인성을 얻는 것이 곤란한 원인을 구명하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 적절한 열처리가 행하여졌어도 열처리 강재의 조직에 잔류 오스테나이트가 불가피하게 함유되어 버리는 것, 잔류 오스테나이트의 체적률이 높을수록 항복 강도가 낮아지는 것, 항복 강도의 저하는 주로 잔류 오스테나이트에 의해 야기된 것을 알아내었다.

본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 억제에는, 켄칭 시의 냉각 속도, 특히 마르텐사이트 변태점(Ms점) 이하의 온도 범위에서의 냉각 속도가 중요한 것도 알아내었다.

본 발명자들은, 켄칭성의 향상에 크게 기여하는 Cr 및 B가, 열처리 강재의 제조에 사용되는 열처리용의 강판에 함유되어 있어도, 당해 강판으로부터 제조되는 열처리 강재의 인성은 열화되지 않는 것도 알아내었다. 종래의 열처리 강재에는, 켄칭성의 향상의 목적을 위해 Mn이 함유되어 있지만, Mn은 인성의 저하를 야기한다. Cr 및 B가 열처리용의 강판에 함유되어 있으면, Mn 함유량을 낮게 억제해도 켄칭성을 확보할 수 있기 때문에, 열처리 강재의 인성을 향상시킬 수 있다.

그리고, 본원 발명자 등은, 이들의 지견에 기초하여, 이하에 나타내는 발명의 여러 형태에 상도하였다.

(1) 질량％로,

C: 0.16％ 내지 0.38％,

Mn: 0.6％ 내지 1.5％,

Cr: 0.4％ 내지 2.0％,

Ti: 0.01％ 내지 0.10％,

B: 0.001％ 내지 0.010％,

Si: 0.20％ 이하,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.05％ 이하,

N: 0.01％ 이하,

Ni: 0％ 내지 2.0％,

Cu: 0％ 내지 1.0％,

Mo: 0％ 내지 1.0％,

V: 0％ 내지 1.0％,

Al: 0％ 내지 1.0％,

Nb: 0％ 내지 1.0％,

REM: 0％ 내지 0.1％,

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

잔류 오스테나이트: 1.5체적％ 이하,

잔부: 마르텐사이트

로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 강재.

(2) 상기 화학 조성에 있어서, C: 0.16 내지 0.25％인 것을 특징으로 하는, (1)에 기재된 열처리 강재.

(3) 항복비: 0.70 이상

으로 나타내어지는 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, (1) 또는 (2)에 기재된 열처리 강재.

(4) 상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.1％ 내지 2.0％,

Cu: 0.1％ 내지 1.0％,

Mo: 0.1％ 내지 1.0％,

V: 0.1％ 내지 1.0％,

Al: 0.01％ 내지 1.0％,

Nb: 0.01％ 내지 1.0％, 또는

REM: 0.001％ 내지 0.1％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열처리 강재.

(5) 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하는 공정과,

계속해서, 상기 강판을 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 Ms점까지 냉각하는 공정과,

계속해서, 상기 강판을 Ms점부터 100℃까지 35℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정,

을 갖고,

상기 강판은,

질량％로,

C: 0.16％ 내지 0.38％,

Mn: 0.6％ 내지 1.5％,

Cr: 0.4％ 내지 2.0％,

Ti: 0.01％ 내지 0.10％,

B: 0.001％ 내지 0.010％,

Si: 0.20％ 이하,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.05％ 이하,

N: 0.01％ 이하,

Ni: 0％ 내지 2.0％,

Cu: 0％ 내지 1.0％,

Mo: 0％ 내지 1.0％,

V: 0％ 내지 1.0％,

Al: 0％ 내지 1.0％,

Nb: 0％ 내지 1.0％,

REM: 0％ 내지 0.1％,

잔부: Fe 및 불순물

로 나타내어지는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 강재의 제조 방법.

(6) 상기 화학 조성에 있어서, C: 0.16 내지 0.25％인 것을 특징으로 하는, (5)에 기재된 열처리 강재의 제조 방법.

(7) 상기 화학 조성에 있어서,

Ni: 0.1％ 내지 2.0％,

Cu: 0.1％ 내지 1.0％,

Mo: 0.1％ 내지 1.0％,

V: 0.1％ 내지 1.0％,

Al: 0.01％ 내지 1.0％,

Nb: 0.01％ 내지 1.0％, 또는

REM: 0.001％ 내지 0.1％,

또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, (5) 또는 (6)에 기재된 열처리 강재의 제조 방법.

(8) 상기 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하고 나서 상기 강판의 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 사이에 성형을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, (5) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 열처리 강재의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 우수한 내충돌 특성을 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 본 발명의 실시 형태에 따른 열처리 강재는, 상세는 후술하는데, 소정의 열처리용의 강판의 켄칭을 행함으로써 제조된다. 따라서, 열처리용의 강판의 켄칭성 및 켄칭의 조건은 열처리 강재에 영향을 미친다.

우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 열처리 강재 및 그 제조에 사용하는 열처리용의 강판의 화학 조성에 대해서 설명한다. 이하의 설명에서, 열처리 강재 및 그 제조에 사용되는 강판에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 따른 열처리 강재 및 그 제조에 사용되는 강판은, C: 0.16％ 내지 0.38％, Mn: 0.6％ 내지 1.5％, Cr: 0.4％ 내지 2.0％, Ti: 0.01％ 내지 0.10％, B: 0.001％ 내지 0.010％, Si: 0.20％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.05％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ni: 0％ 내지 2.0％, Cu: 0％ 내지 1.0％, Mo: 0％ 내지 1.0％, V: 0％ 내지 1.0％, Al: 0％ 내지 1.0％, Nb: 0％ 내지 1.0％, REM(희토류 금속): 0％ 내지 0.1％, 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에서 포함되는 것이 예시된다.

(C: 0.16％ 내지 0.38％)

C는, 열처리용의 강판의 켄칭성을 높이고, 열처리 강재의 강도를 주로 결정하는 매우 중요한 원소이다. C 함유량이 0.16％ 미만이면, 열처리 강재의 강도가 충분한 것으로 되지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.16％ 이상으로 한다. C 함유량이 0.38％ 초과이면, 열처리 강재의 강도가 너무 높아지고, 인성의 열화가 현저해진다. 따라서, C 함유량은 0.36％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.36％ 이하이다.

또한, 1400MPa 이상 1700MPa 이하의 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량은 0.16％ 내지 0.25％인 것이 바람직하고, 1700MPa 초과 2200MPa 이하의 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량은 0.25％ 초과 0.38％ 이하인 것이 바람직하다.

(Mn: 0.6％ 내지 1.5％)

Mn은, 열처리용의 강판의 켄칭성을 향상시키고, 열처리 강재의 강도의 안정된 확보를 가능하게 하는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 0.6％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 충분히는 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 0.6％ 이상으로 한다. Mn 함유량이 1.5％ 초과이면, 편석이 현저해지기 때문에, 기계적 특성의 균일성이 저하되고, 인성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 한다. Mn 함유량은 바람직하게는 1.3％ 이하이다.

(Cr: 0.4％ 내지 2.0％)

Cr은, 열처리용의 강판의 켄칭성을 향상시키고, 열처리 강재의 강도의 안정된 확보를 가능하게 하는 작용을 갖는다. Cr 함유량이 0.4％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 충분히는 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은 0.4％ 이상으로 한다. Cr 함유량이 2.0％ 초과이면, Cr이 열처리용의 강판 중의 탄화물에 농화하여, 켄칭성이 저하된다. Cr의 농화에 수반하여, 켄칭을 위한 가열 시에 탄화물의 고용이 지연되기 때문이다. 따라서, Cr 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Cr 함유량은 바람직하게는 1.0％ 이하이다.

(Ti: 0.01％ 내지 0.10％)

Ti는, 열처리 강재의 인성을 크게 향상시키는 작용을 갖는다. 즉, Ti는, 켄칭을 위한 Ac₃점 이상의 온도에서의 열처리 시에, 재결정을 억제하고, 또한 미세한 탄화물을 형성해서 오스테나이트의 입자 성장을 억제한다. 입자 성장의 억제에 의해, 미세한 오스테나이트 입자가 얻어지고, 인성이 크게 향상된다. Ti는, 열처리용의 강판 중의 N과 우선적으로 결합함으로써 BN의 석출에 의해 B가 소비되는 것을 억제한다는 작용도 갖는다. 후술하는 바와 같이, B는 켄칭성을 향상시키는 작용을 갖기 때문에, B의 소비의 억제에 의해, B에 의한 켄칭성의 향상의 효과를 확실하게 얻을 수 있다. Ti 함유량이 0.01％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 충분히는 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Ti 함유량이 0.10％ 초과이면, TiC의 석출량이 증가해서 C가 소비되기 때문에, 충분한 강도를 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, Ti의 함유량은 0.10％ 이하로 한다. Ti 함유량은 바람직하게는 0.08％ 이하이다.

(B: 0.001％ 내지 0.010％)

B는, 열처리용의 강판의 켄칭성을 현저하게 높이는 작용을 갖는 매우 중요한 원소이다. B는, 입계에 편석됨으로써, 입계를 강화해서 인성을 높이는 작용도 갖는다. B는, Ti와 마찬가지로, 오스테나이트의 입자 성장을 억제해서 인성을 향상시키는 작용도 갖는다. B 함유량이 0.001％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 충분히는 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. B 함유량이 0.010％ 초과이면, 조대한 붕화물이 많이 석출되고, 인성이 열화된다. 따라서, B 함유량은 0.010％ 이하로 한다. B 함유량은 바람직하게는 0.006％ 이하이다.

(Si: 0.20％ 이하)

Si는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. Si는, 잔류 오스테나이트의 증가에 수반하는 항복 강도의 저하를 야기한다. 또한, Si 함유량이 높을수록, 오스테나이트 변태가 발생하는 온도가 높아진다. 이 온도가 높을수록, 켄칭을 위한 가열에 필요로 하는 비용이 상승하거나, 가열 부족에 수반되는 켄칭 부족이 발생하기 쉬워지거나 한다. 또한, Si 함유량이 높을수록, 열처리용의 강판의 습윤성 및 합금화 처리성이 저하되기 때문에, 용융 도금 처리 및 합금화 처리의 안정성이 저하된다. 이 때문에, Si 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 Si 함유량이 0.20％ 초과에서, 항복 강도의 저하가 현저해진다. 따라서, Si 함유량은 0.20％ 이하로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 0.15％ 이하이다.

(P: 0.05％ 이하)

P는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. P는, 열처리 강재의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 P 함유량이 0.05％ 초과에서, 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. P 함유량은 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

(S: 0.05％ 이하)

S는, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, 열처리 강재의 인성을 열화시킨다. 이 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.05％ 초과에서, 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.05％ 이하로 한다. S 함유량은 바람직하게는 0.02％ 이하이다.

(N: 0.01％ 이하)

N은, 필수 원소가 아니며, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. N은, 조대한 질화물의 형성에 기여하고, 열처리 강재의 국부 변형능 및 인성을 열화시킨다. 이 때문에, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 N 함유량이 0.01％ 초과에서, 국부 변형능 및 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 또한, N 함유량을 0.0008％ 미만까지 저하시키기 위해서는 상당한 비용을 필요로 하고, 0.0002％ 미만까지 저하시키기 위해서는 더욱 막대한 비용을 요하는 경우가 있다.

Ni, Cu, Mo, V, Al, Nb 및 REM은, 필수 원소가 아니며, 열처리용의 강판 및 열처리 강재에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

(Ni: 0％ 내지 2.0％, Cu: 0％ 내지 1.0％, Mo: 0％ 내지 1.0％, V: 0％ 내지 1.0％, Al: 0％ 내지 1.0％, Nb: 0％ 내지 1.0％, REM: 0％ 내지 0.1％)

Ni, Cu, Mo, V, Al, Nb 및 REM은, 열처리용의 강판의 켄칭성 및/또는 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 따라서, 이들의 원소로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 임의의 조합이 함유되어 있어도 된다. 그러나, Ni 함유량이 2.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, Ni 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Cu 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, Cu 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Mo 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다. V 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, V 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Al 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, Al 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Nb 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, Nb 함유량은 1.0％ 이하로 한다. REM 함유량이 0.1％ 초과이면, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어, 쓸데없이 비용이 상승될 뿐이다. 따라서, REM 함유량은 0.1％ 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 확실하게 얻기 위해서, Ni 함유량, Cu 함유량, Mo 함유량 및 V 함유량은, 모두 바람직하게는 0.1％ 이상이며, Al 함유량 및 Nb 함유량은, 모두 바람직하게는 0.01％ 이상이며, REM 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상이다. 즉, 「Ni: 0.1％ 내지 2.0％」, 「Cu: 0.1％ 내지 1.0％」, 「Mo: 0.1％ 내지 1.0％」, 「V: 0.1％ 내지 1.0％」, 「Al: 0.01％ 내지 1.0％」, 「Nb: 0.01％ 내지 1.0％」, 또는 「REM: 0.001％ 내지 0.1％」, 또는 이들의 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다. REM은, 예를 들어 Fe-Si-REM 합금을 사용해서 용강에 첨가되고, 이 합금에는, 예를 들어 Ce, La, Nd, Pr이 포함된다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 열처리 강재의 조직에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 열처리 강재는, 잔류 오스테나이트: 1.5 체적％ 이하, 잔부: 마르텐사이트로 나타내어지는 조직을 갖고 있다. 마르텐사이트는, 예를 들어 오토 템퍼드 마르텐사이트인데, 오토 템퍼드 마르텐사이트에 한정되지 않는다.

(잔류 오스테나이트: 1.5 체적％ 이하)

잔류 오스테나이트는, 필수적인 조직이 아니며, 열처리 강재의 조직에 불가피하게 포함되어 버린다. 그리고, 상기한 바와 같이 잔류 오스테나이트는 항복 강도의 저하를 야기하여, 잔류 오스테나이트의 체적률이 높을수록 항복 강도가 낮아진다. 특히 잔류 오스테나이트가 1.5체적％ 초과에서, 항복 강도의 저하가 현저해지고, 열처리 강재의 범퍼 리인포스 및 센터 필러 등에의 적용이 곤란해진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 1.5체적％ 이하로 한다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 열처리 강재의 기계 특성에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 관한 열처리 강재는, 바람직하게는 항복비: 0.70 이상으로 나타내어지는 기계 특성을 갖고 있다. 내충돌 특성은, 인장 강도 및 인장 강도에 상응한 항복 강도 및 인성에 의해 평가할 수 있고, 인장 강도에 상응한 항복 강도는 항복비로 표현된다. 그리고, 인장 강도 또는 항복 강도가 동일 정도라면, 항복비가 높은 것이 바람직하다. 항복비가 0.70 미만이면, 범퍼 리인포스 또는 센터 필러에 사용된 경우에, 충분한 내충돌 특성을 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, 항복비는 0.70 이상인 것이 바람직하다.

이어서, 열처리 강재의 제조 방법, 즉, 열처리용의 강판을 처리하는 방법에 대해서 설명한다. 열처리용의 강판의 처리에서는, 열처리용의 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하고, 그 후, 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 Ms점까지 냉각하고, 그 후, Ms점부터 100℃까지 35℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

열처리용의 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하면, 조직이 오스테나이트 단상으로 된다. 그 후, 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 Ms점까지 냉각하면, 확산 변태가 발생하지 않고 오스테나이트 단상의 조직이 유지된다. 그 후, Ms점부터 100℃까지 35℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하면, 잔류 오스테나이트의 체적률이 1.5체적％ 이하, 잔부가 마르텐사이트인 조직이 얻어진다.

이와 같이 하여, 우수한 내충돌 특성을 구비한 본 실시 형태에 따른 열처리 강재를 제조할 수 있다.

일련의 가열 및 냉각 시에, 핫 스탬프 등의 열간 성형을 행해도 된다. 즉, Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하고 나서 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 동안에, 열처리용의 강판을 금형으로 성형해도 된다. 열간 성형으로서는, 굽힘 가공, 드로잉 성형, 신장 성형, 구멍 확장 성형, 플랜지 성형 등을 들 수 있다. 이것들은 프레스 성형에 속하는데, 열간 성형과 병행하거나, 또는 열간 성형 직후에 강판을 냉각하는 것이 가능하면, 롤 성형 등의 프레스 성형 이외의 열간 성형을 행해도 된다.

열간 성형을 행하는 경우, 금형에 냉각 매체용의 배관 및 분출 구멍을 형성해 두고, Ms점부터 100℃까지의 냉각 시에, 예를 들어 프레스 하사점에서의 유지 중에, 냉각 매체를 열처리용의 강판에 직접 분사하는 것이 바람직하다. 냉각 매체로서는, 예를 들어 물, 다가 알코올류, 다가 알코올류 수용액, 폴리글리콜, 인화점 120℃ 이상의 광물유, 합성 에스테르, 실리콘 오일, 불소 오일, 적점 120℃ 이상의 그리스, 광물유, 합성 에스테르에 계면 활성제를 배합한 물 에멀전이 예시된다. 이들 중 1종 또는 임의의 2종 이상의 조합을 사용할 수 있다. 이러한 금형 및 냉각 매체를 사용함으로써, 35℃/초 이상의 냉각 속도를 용이하게 실현할 수 있다. 이러한 냉각 방법은, 예를 들어 특허문헌 7에 기재되어 있다. 일련의 가열 및 냉각으로서, 고주파 가열 켄칭을 행해도 된다.

Ac₃점 이상의 온도 영역에서의 유지 시간은, 오스테나이트로의 변태를 충분히 발생시키기 위해서 1분간 이상으로 하는 것이 바람직하다. 일반적으로, 10분간의 유지를 행하면, 조직이 오스테나이트 단상으로 되고, 10분간을 초과해서 유지하면 생산성이 저하된다. 따라서, 생산성의 관점에서는 유지 시간을 10분간 이하로 하는 것이 바람직하다.

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

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

이어서, 열처리용의 강판의 제조 방법의 일례에 대해서 설명한다. 이 제조 방법에서는, 예를 들어 열간 압연, 산 세정, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리를 행한다.

열간 압연에서는, 상기의 화학 조성을 갖는 강괴 또는 강편의 온도를 1050℃ 이상으로 해서 열간 압연을 행하고, 그 후에 400℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서 권취를 행한다.

강괴 또는 강편은, 열처리용 강판의 켄칭에 의해 얻어지는 열처리 강재의 인성 및 국부 변형능을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물을 함유하는 경우가 있다. 따라서, 강괴 또는 강편을 열간 압연에 제공할 때, 이들 비금속 개재물을 충분히 고용시키는 것이 바람직하다. 상기 화학 조성의 강괴 또는 강편에 대해서는, 열간 압연에 제공할 때 1050℃ 이상으로 되어 있으면, 상기 비금속 개재물의 고용이 촉진된다. 따라서, 열간 압연에 제공하는 강괴 또는 강편의 온도는 1050℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 강괴 또는 강편의 온도는 열간 압연에 제공할 때 1050℃ 이상이면 된다. 즉, 연속 주조 등의 후에 1050℃ 미만이 된 강괴 또는 강편을 가열해서 1050℃ 이상으로 해도 되고, 연속 주조 후의 강괴 또는 분괴 압연 후의 강편을 1050℃ 미만으로 저하시키지 않고 열간 압연에 제공해도 된다.

권취 온도를 400℃ 이상으로 함으로써, 높은 페라이트 면적률을 얻을 수 있다. 페라이트 면적률이 높을수록, 열간 압연에 의해 얻어지는 열연 강판의 강도가 억제되기 때문에, 후에 냉간 압연을 할 때의 하중 제어 및 강판의 평탄도 및 두께의 제어가 용이해져, 제조 능률이 향상된다. 따라서, 권취 온도는 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도를 700℃ 이하로 함으로써, 권취 후에 있어서의 스케일 성장이 억제되고, 스케일 흠집의 발생이 억제된다. 권취 온도를 700℃ 이하로 함으로써, 권취 후에 있어서의 코일의 자중에 의한 변형도 억제되고, 이 변형에 의한 코일의 표면의 마찰 흠집의 발생이 억제된다. 따라서, 권취 온도는 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 변형은, 열간 압연의 권취 후에 있어서 미변태 오스테나이트가 잔존하여, 해당 미변태 오스테나이트가 권취 후에 페라이트로 변태된 경우에, 페라이트 변태에 의한 체적 팽창 및 그 후의 열수축에 따라 코일의 권취 장력이 상실됨으로써 발생한다.

산 세정은, 통상법에 따라서 행하면 된다. 산 세정 전 또는 산 세정 후에 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 스킨 패스 압연에 의해, 예를 들어 평탄도가 교정되거나, 스케일의 박리가 촉진되거나 한다. 스킨 패스 압연을 행하는 경우의 신장률은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 0.3％ 이상 3.0％ 이하로 한다.

열처리용의 강판으로서 냉연 강판을 제조하는 경우, 산 세정에 의해 얻어진 산 세정 강판의 냉간 압연을 행한다. 냉간 압연은 통상법에 따라서 행하면 된다. 냉간 압연의 압하율은 특별히 한정되지 않고, 통상의 범위 내의 압하율, 예를 들어 30％ 이상 80％ 이하로 한다.

열처리용의 강판으로서 어닐링 열연 강판 또는 어닐링 냉연 강판을 제조하는 경우, 열연 강판 또는 냉연 강판의 어닐링을 행한다. 어닐링에서는, 예를 들어 550℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역으로 열연 강판 또는 냉연 강판을 유지한다.

어닐링에서 유지하는 온도를 550℃ 이상으로 함으로써, 어닐링 열연 강판 또는 어닐링 냉연 강판 중 어느 것을 제조하는 경우에도, 열연 조건의 상이에 수반하는 특성의 상이가 저감되어, 켄칭 후의 특성을 더욱 안정된 것으로 할 수 있다. 또한, 냉연 강판의 어닐링을 550℃ 이상으로 행한 경우에는, 재결정에 의해 냉연 강판이 연질화되기 때문에, 가공성을 향상시킬 수 있다. 즉, 양호한 가공성을 구비한 어닐링 냉연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 어닐링에서 유지하는 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

어닐링에서 유지하는 온도를 950℃ 초과로 하면, 조직이 조립화하는 경우가 있다. 조직의 조립화는 켄칭 후의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, 어닐링에서 유지하는 온도를 950℃ 초과로 해도, 온도를 높게 한만큼의 효과는 얻어지지 않고, 비용이 상승하고, 생산성이 저하될 뿐이다. 따라서, 어닐링에서 유지하는 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 후에는, 550℃까지를 3℃/초 이상 20℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 함으로써, 조대 펄라이트 및 조대한 시멘타이트의 생성이 억제되어, 켄칭 후의 특성을 향상시킬 수 있다. 또한, 상기 평균 냉각 속도를 20℃/초 이하로 함으로써, 강도 불균일 등의 발생을 억제하여, 어닐링 열연 강판 또는 어닐링 냉연 강판의 재질을 안정된 것으로 하는 것이 용이해진다.

열처리용의 강판으로서 도금 강판을 제조하는 경우, 예를 들어 전기 도금 처리 또는 용융 도금 처리를 행한다. 전기 도금 처리 및 용융 도금 처리는, 모두 통상법에 따라서 행하면 된다. 예를 들어, 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우에, 연속 용융 아연 도금 설비를 사용하여, 상기의 어닐링에 이어서 연속적으로 도금 처리를 행해도 된다. 또한, 상기의 어닐링으로부터 독립시켜서 도금 처리를 행해도 된다. 용융 아연 도금 처리에 있어서, 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금층을 형성해도 된다. 합금화 처리를 행하는 경우, 합금화 처리 온도를 480℃ 이상 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리 온도를 480℃ 이상으로 함으로써 합금화 처리 불균일을 억제할 수 있다. 합금화 처리 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 제조 비용을 억제함과 함께 높은 생산성을 확보할 수 있다. 용융 아연 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 스킨 패스 압연에 의해, 예를 들어 평탄도가 교정된다. 스킨 패스 압연을 행하는 경우의 신장률은 특별히 한정되지 않고, 통상의 방법과 마찬가지의 신장률로 하면 된다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안된다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

이어서, 본원 발명자들이 행한 실험에 대해서 설명한다.

(제1 실험)

제1 실험에서는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 두께가 1.4mm인 냉연 강판을 열처리용 강판으로서 제조하였다. 이 강판은, 실험실에서 용제한 슬래브의 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 제조하였다. 표 1 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어난 것을 나타낸다.

그리고, 각 냉연 강판으로부터, 두께가 1.4mm, 폭이 30mm, 길이가 200mm인 시료를 제작하여, 표 2에 나타내는 조건에서 시료의 열처리(가열 및 냉각)를 행하였다. 이 열처리는, 열간 성형에 있어서의 열처리를 모의한 것이다. 이 실험에서의 가열은, 통전 가열에 의해 행하였다. 열처리 후에, 시료로부터 균열 부위를 잘라내고, 이 균열 부위를 X선 회절 시험, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험에 제공하였다. Ms점까지의 냉각 속도(80℃/초)는 임계 냉각 속도 이상이다.

X선 회절 시험에서는, 불화수소산 및 과산화수소수를 사용하여, 균열 부위의 표면으로부터의 깊이가 두께의 1/8까지의 부분을 화학 연마해서 X선 회절 시험용의 시험편을 제작하고, 이 시험편 중의 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 체적률(체적％)을 구하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 잔부는 마르텐사이트이었다.

인장 시험에서는, 균열 부위를 두께가 1.2mm인 ASTM E8의 절반 사이즈 판상 시험편으로 가공하고, 이 시험편의 인장 시험을 행해서 인장 강도 및 항복 강도를 측정하였다. 이 절반 사이즈 판상 시험편의 평행부의 길이는 32mm이며, 평행부의 폭은 6.25mm이다. 또한, 인장 강도 및 항복 강도로부터 항복비를 산출하였다.

샤르피 충격 시험에서는, 균열 부위를 두께가 1.2mm로 될 때까지 연삭하고, 이것을 3매 적층한 V 노치가 있는 시험편을 제작하고, 이 시험편의 샤르피 충격 시험을 행해서 -80℃에서의 충격값을 구하였다.

이 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위 또는 바람직한 범위로부터 벗어난 것을 나타낸다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 시료 No.1, No.2, No.5, No.6, No.9, No.10, No.13, No.14, No.16 및 No.17에서는, 화학 조성 및 조직이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 1400MPa 이상의 인장 강도가 얻어지고, 0.70 이상의 우수한 항복비도 얻어지고, 인장 강도가 1400MPa 이상인 경우에 바람직한 50J/cm² 이상의 충격값이 얻어졌다.

시료 No.3, No.4, No.7, No.8, No.11, No.12 및 No.15에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있지만, 조직이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, 항복비가 0.70 미만으로 낮았다.

시료 No.1, No.2, No.5, No.6, No.9, No.10, No.13, No.14, No.16 및 No.17에서는, 모두 Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 이상이며, 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있었기 때문에, 원하는 조직이 얻어졌다. 이에 반해, 시료 No.3, No.4, No.7, No.8, No.11, No.12 및 No.15에서는, 모두 Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 미만이고, 제조 조건이 본 발명이 범위에서 벗어나 있었기 때문에, 원하는 조직이 얻어지지 않았다.

시료 No.18 및 No.19에서는, Si 함유량이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 이상이어도, 잔류 오스테나이트의 체적률이 1.5체적％ 초과이며, 항복비가 0.70 미만이었다.

시료 No.20 및 No.21에서는, Mn 함유량이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, 충격값이 50J/cm² 미만으로, 원하는 인성이 얻어지지 않았다.

(제2 실험)

제2 실험에서는, 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 두께가 1.4mm인 냉연 강판을 열처리용 강판으로서 제조하였다. 이 강판은, 실험실에서 용제한 슬래브의 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 제조하였다. 표 3 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위에서 벗어난 것을 나타낸다.

그리고, 제1 실험과 마찬가지의 열처리 및 평가 시험을 행하였다. 이 결과를 표 4에 나타낸다. 표 4 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위 또는 바람직한 범위에서 벗어난 것을 나타낸다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 시료 No.31, No.32, No.34, No.35, No.37, No.38, No.40, No.41, No.43 및 No.44에서는, 화학 조성 및 조직이 본 발명의 범위 내에 있기 때문에, 1800MPa 이상의 인장 강도가 얻어지고, 0.70 이상의 우수한 항복비도 얻어지고, 인장 강도가 1800MPa 이상인 경우에 바람직하다고 여겨지는 40J/cm² 이상의 충격값이 얻어졌다.

시료 No.33, No.36, No.39 및 No.42에서는, 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있지만, 조직이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, 항복비가 0.70 미만으로 낮았다.

시료 No.31, No.32, No.34, No.35, No.37, No.38, No.40, No.41, No.43 및 No.44에서는, 모두 Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 이상이며, 제조 조건이 본 발명의 범위 내에 있었기 때문에, 원하는 조직이 얻어졌다. 이에 반해, 시료 No.33, No.36, No.39 및 No.42에서는, 모두 Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 미만이고, 제조 조건이 본 발명이 범위에서 벗어나 있었기 때문에, 원하는 조직이 얻어지지 않았다.

시료 No.45 및 No.46에서는, Si 함유량이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, Ms점부터 100℃까지의 평균 냉각 속도가 35℃/s 이상이어도, 잔류 오스테나이트의 체적률이 1.5체적％ 초과이며, 항복비가 0.70 미만이었다.

시료 No.47 및 No.48에서는, Mn 함유량이 본 발명이 범위에서 벗어나 있기 때문에, 충격값이 40J/cm² 미만으로, 원하는 인성이 얻어지지 않았다.

[산업상 이용 가능성]

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

Claims

질량％로,
C: 0.16％ 내지 0.38％,
Mn: 0.6％ 내지 1.5％,
Cr: 0.4％ 내지 2.0％,
Ti: 0.01％ 내지 0.10％,
B: 0.001％ 내지 0.010％,
Si: 0.20％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.05％ 이하,
N: 0.01％ 이하,
Ni: 0％ 내지 2.0％,
Cu: 0％ 내지 1.0％,
Mo: 0％ 내지 1.0％,
V: 0％ 내지 1.0％,
Al: 0％ 내지 1.0％,
Nb: 0％ 내지 1.0％,
REM: 0％ 내지 0.1％,
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
잔류 오스테나이트: 1.5 체적％ 이하,
잔부: 마르텐사이트
로 나타내어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 강재.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서, C: 0.16 내지 0.25％인 것을 특징으로 하는, 열처리 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서,
항복비: 0.70 이상
으로 나타내어지는 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.1％ 내지 2.0％,
Cu: 0.1％ 내지 1.0％,
Mo: 0.1％ 내지 1.0％,
V: 0.1％ 내지 1.0％,
Al: 0.01％ 내지 1.0％,
Nb: 0.01％ 내지 1.0％, 또는
REM: 0.001％ 내지 0.1％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재.
강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하는 공정과,
계속해서, 상기 강판을 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 Ms점까지 냉각하는 공정과,
계속해서, 상기 강판을 Ms점부터 100℃까지 35℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정,
을 갖고,
상기 강판은,
질량％로,
C: 0.16％ 내지 0.38％,
Mn: 0.6％ 내지 1.5％,
Cr: 0.4％ 내지 2.0％,
Ti: 0.01％ 내지 0.10％,
B: 0.001％ 내지 0.010％,
Si: 0.20％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.05％ 이하,
N: 0.01％ 이하,
Ni: 0％ 내지 2.0％,
Cu: 0％ 내지 1.0％,
Mo: 0％ 내지 1.0％,
V: 0％ 내지 1.0％,
Al: 0％ 내지 1.0％,
Nb: 0％ 내지 1.0％,
REM: 0％ 내지 0.1％,
잔부: Fe 및 불순물
로 나타내어지는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 강재의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서, C: 0.16 내지 0.25％인 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 화학 조성에 있어서,
Ni: 0.1％ 내지 2.0％,
Cu: 0.1％ 내지 1.0％,
Mo: 0.1％ 내지 1.0％,
V: 0.1％ 내지 1.0％,
Al: 0.01％ 내지 1.0％,
Nb: 0.01％ 내지 1.0％, 또는
REM: 0.001％ 내지 0.1％,
또는 이들의 임의의 조합이 성립되는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.
제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강판을 Ac₃점 이상의 온도 영역으로 가열하고 나서 상기 강판의 온도가 Ms점에 도달할 때까지의 동안에 성형을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 열처리 강재의 제조 방법.