KR20160095037A

KR20160095037A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160095037A
Application number: KR1020167017724A
Authority: KR
Inventors: 고오타로오 하야시; 아키라 세키; 가즈야 미시오; 슈헤이 시모카와
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-01-06
Filing date: 2014-01-06
Publication date: 2016-08-10
Also published as: BR112016014435A2; US20160333448A1; KR101821913B1; EP3093358A1; PL3093358T3; CN105899699B; MX2016008810A; EP3093358B1; WO2015102050A1; ES2745428T3; EP3093358A4; CN105899699A; US10774405B2; JPWO2015102050A1

Abstract

이 강재는, 화학 조성이 질량％로, C: 0.050％ 내지 0.40％, Si: 0.50％ 내지 3.0％, Mn: 3.0％ 내지 8.0％, sol.Al: 0.001％ 내지 3.0％를 함유하고, 금속 조직이 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유하고; 상기 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.30％ 내지 0.60％이며; 상기 금속 조직 중의, 측정된 비커스 경도의 최댓값으로부터 최솟값을 뺀 값으로 표시되는 조직 균일성이 30Hv 이하이며; 인장 강도가 900㎫ 내지 1800㎫이다.

Description

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

본 발명은 자동차용 강재, 유정관용 강재 및 건축 구조용 강재와 같이, 연성이 불가결한 용도에 적합한, 초고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로는, 본 발명은 인장 강도가 900㎫ 이상이며, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 초고강도 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근들어 지구 환경 보호의 관점에서, 에너지 절약화에 기여하는 소재 개발이 요구되고 있다. 자동차용 강재, 유정관용 강재 및 건축 구조용 강재 등의 분야에 있어서는, 강재의 경량화나 가혹한 사용 환경에 적용 가능한 초고강도 강재의 수요가 높아져, 그 적용 범위가 확대되고 있다. 그 결과, 이들 분야에 사용하는 초고강도 강재에 있어서는, 강도 특성뿐만 아니라, 사용 환경에 있어서의 안전성을 확보하는 것이 중요해지고 있다. 구체적으로는, 강재의 연성을 높임으로써, 외적인 소성 변형에 대한 허용도를 올리는 것이 중요해지고 있다.

예를 들어, 자동차가 구조체에 충돌한 경우, 그 충격을 차량의 대충돌용 부재로 충분히 완화시키기 위해서는, 강재의 인장 강도가 900㎫ 이상이면서, 또한 인장 강도(TS)와 전체 신도(EL)의 곱의 값(TS×EL)이 24000㎫·％ 이상이어야 한다. 그러나, 인장 강도의 상승에 수반하여 연성은 현저하게 저하되므로, 상기 특성을 만족시켜, 공업적으로 양산 가능한 초고강도 강재는 지금까지 전무했다. 따라서, 초고강도 강재의 연성을 개선하기 위하여, 다수의 연구 개발이 이루어지고, 그것을 실현하는 조직 제어 방법이 제안되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1은, Si를 1.2％ 내지 1.6％(본 명세서에서는 강의 화학 조성에 관한 ％는 모두 질량％이다), Mn을 2％ 전후 함유시킨 강재에 대하여, 가열 온도와 오스템퍼의 유지 조건을 최적화하고, 10％ 전후의 오스테나이트가 강재에 함유되도록 금속 조직을 제어함으로써, 80kg/㎟(784㎫) 이상의 인장 강도와 우수한 연성을 갖는 강재가 얻어지는 것을 개시하고 있다.

특허문헌 2는, C를 0.17％ 이상, Si 및 Al을 합계 1.0％ 내지 2.0％, Mn을 2％ 전후 함유하는 강재를, 오스테나이트의 단상 온도 영역에서 가열하고, 50℃ 내지 300℃의 온도 범위로 급냉하고, 또한 재가열하여, 마르텐사이트와 오스테나이트 양쪽이 강재에 함유되도록 금속 조직을 제어함으로써, 980㎫ 이상의 인장 강도와 우수한 연성을 갖는 강재가 얻어지는 것을 개시하고 있다.

특허문헌 3은, C를 0.10％, Si를 0.1％, Mn을 5％ 함유하는 강재를, A₁점 이하에서 열 처리함으로써, 인장 강도와 신도의 곱의 값이 현저하게 높은 강재가 얻어지는 것을 개시하고 있다.

일본 특허 공개 2004-269920호 공보 일본 특허 공개 2010-90475호 공보 일본 특허 공개 2003-138345호 공보

상술한 바와 같이, 연성이 우수한 초고강도 강재를 제공하는 것에 대하여, 몇 가지의 기술이 제안되고 있으나, 다음에 설명한 바와 같이, 그것들은 모두 충분한 것이라고는 할 수 없다.

특허문헌 1에 개시된 기술은, 강재의 인장 강도를 900㎫ 이상으로 할 수는 없다. 왜냐하면, 특허문헌 1에 개시된 기술에서는 강재에 함유되는 오스테나이트의 안정성을 높이기 위하여, 가열 중 및 600℃까지의 냉각 중에 페라이트의 생성을 촉진시킨다. 페라이트가 생성되면, 강재의 인장 강도가 현저하게 저하된다. 따라서, 특허문헌 1에 개시된 기술은 900㎫ 이상의 인장 강도를 필요로 하는 강재에는 적용할 수 없다.

특허문헌 2에 개시된 기술은, 제조 방법에 대한 재질 안정성이 부족하므로, 얻어진 강재를 적용한 구조물의 안전성이 확보되지 않는다. 즉, 특허문헌 2에 개시된 기술에 있어서는, 급냉 이후의 열 처리 조건, 구체적으로는 냉각 속도, 냉각 정지 온도(냉각을 정지하는 온도), 재가열 조건에 의해 인장 강도가 제어된다. 그러나, 특허문헌 2와 같이 냉각 속도를 8℃/초 이상으로 하고, 가열한 강재를 50℃ 내지 300℃의 온도 범위로 냉각하는 경우, 변태 발열 등에 의해 강재의 온도 분포가 매우 불균일해진다. 즉, 특허문헌 2에 개시된 기술에는 냉각 속도 및 냉각 정지 온도의 제어가 매우 어렵다는 불가피한 문제가 있다. 냉각 시의 온도 분포가 불균일하면, 강재의 강도 분포가 매우 불균일해져, 취약한 저강도부의 조기 파단에 의해 이 강재를 적용한 구조물의 안전성이 확보되지 않게 된다. 따라서, 특허문헌 2에 개시된 기술은, 재질 안정성이 부족한 것이며, 안전성을 필요로 하는 강재에는 적용할 수 없다.

특허문헌 3에 개시된 기술에서 얻어진 제품(강재)은, 충격 특성이 부족하므로, 이 강재를 적용한 구조물의 안전성이 확보되지 않는다. 즉, 특허문헌 3에 개시된 기술에 있어서는, Mn 편석을 이용함으로써, A₁점 이하의 온도 영역에서의 가열 중에 다량의 오스테나이트를 생성시킨다. 한편, A₁점 이하에서의 가열에 의해 조대한 시멘타이트가 많이 석출되므로, 국소적인 응력 집중이 변형 시에 발생하기 쉬워진다. 이 응력 집중에 의해, 강재에 함유되는 오스테나이트는 충격 변형의 초기에 마르텐사이트 변태되어, 그 주변에 보이드를 발생시킨다. 그 결과, 강재의 충격 특성이 저하된다. 따라서, 특허문헌 3에 개시된 기술에서 얻어지는 강재는 충격 특성이 부족하므로, 안전성을 필요로 하는 강재로서 사용할 수 없다.

이와 같이, 900㎫ 이상의 인장 강도를 가지면서, 연성이 우수한 초고강도 강재를 제공하는 것에 대하여, 몇 가지의 기술이 제안되고 있다. 그러나, 모두 재질 안정성 또는 충격 특성이 부족하여, 충분한 것이라고는 할 수 없다.

본 발명은, 상술한 문제를 해결하여, 900㎫ 이상의 인장 강도를 가지면서, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 초고강도 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

여기서, 「우수한 연성」이란, 인장 강도와 전체 신도의 곱의 값이 24000㎫·％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 「우수한 충격 특성」이란, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 20J/㎠ 이상인 것을 의미한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 행했다. 그 결과, 강재의 화학 조성에 대해서는 Si와 Mn을 다량으로 함유시키는 것, 제조 방법에 대해서는 그 화학 조성을 갖는 소재 강재에 대한 최적의 열 처리 조건을 적용하는 것, 또한 열 처리에 제공하는 소재 강재에 대해서는 그 조직을 미세한 마르텐사이트 단상으로 하는 것이 중요한 것을 알 수 있다. 상술한 바와 같이, 소재 및 열 처리 조건을 제어함으로써, 종래의 기술에서는 제조할 수 없었던, 900㎫ 이상의 인장 강도를 가지면서, 우수한 연성 및 충격 특성을 갖는 초고강도 강재를 안정되게 제조할 수 있다는 새 지견을 얻었다. 본 발명은 그 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 즉, 본 발명의 일 형태에 관한 강재는, 화학 조성이 질량％로, C: 0.050％ 내지 0.40％, Si: 0.50％ 내지 3.0％, Mn: 3.0％ 내지 8.0％, sol.Al: 0.001％ 내지 3.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0％ 내지 1.0％, Nb: 0％ 내지 1.0％, V: 0％ 내지 1.0％, Cr: 0％ 내지 1.0％, Mo: 0％ 내지 1.0％, Cu: 0％ 내지 1.0％, Ni: 0％ 내지 1.0％, Ca: 0％ 내지 0.01％, Mg: 0％ 내지 0.01％, REM: 0％ 내지 0.01％, Zr: 0％ 내지 0.01％, B: 0％ 내지 0.01％ 및 Bi: 0％ 내지 0.01％, 잔량부가 Fe 및 불순물이며; 금속 조직이 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유하고; 상기 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.30％ 내지 0.60％이며; 상기 금속 조직 중의, 측정된 비커스 경도의 최댓값으로부터 최솟값을 뺀 값으로 표시되는 조직 균일성이 30Hv 이하이며; 인장 강도가 900㎫ 내지 1800㎫이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강재에서는, 상기 화학 조성이 질량％로, Ti: 0.003％ 내지 1.0％, Nb: 0.003％ 내지 1.0％, V: 0.003％ 내지 1.0％, Cr: 0.01％ 내지 1.0％, Mo: 0.01％ 내지 1.0％, Cu: 0.01％ 내지 1.0％ 및 Ni: 0.01％ 내지 1.0％ 로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강재에서는, 상기 화학 조성이 질량％로, Ca: 0.0003％ 내지 0.01％, Mg: 0.0003％ 내지 0.01％, REM: 0.0003％ 내지 0.01％, Zr: 0.0003％ 내지 0.01％ 및 B: 0.0003％ 내지 0.01％로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강재에서는, 상기 화학 조성이 질량％로, Bi: 0.0003％ 내지 0.01％를 함유해도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강재에서는, 상기 화학 조성이 질량％로, Mn: 4.0％ 내지 8.0％를 함유해도 된다.

(6) 본 발명의 일 형태에 관한 강재의 제조 방법은, (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 갖고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하이고 또한 마르텐사이트 단상인 금속 조직을 갖는 소재 강재에 열 처리를 실시하는 강재의 제조 방법이며, 상기 열 처리는, 상기 소재 강재를 670℃ 내지 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만의 온도에서 5초 내지 120초간 유지하는 유지 공정과; 상기 유지 공정에 이어, 상기 소재 강재를, 상기 온도 영역부터 150℃까지의 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 냉각하는 냉각 공정을 포함한다.

본 발명에 따르면, 인장 강도가 900㎫ 이상으로 고강도임에도 불구하고, 연성 및 충격 특성이 우수한 초고강도 강재를 제조하는 것이 가능해진다. 본 발명에 관한 초고강도 강재는, 산업상, 특히 자동차 분야 및 에너지 분야, 나아가, 건축 분야 등에 있어서, 광범위하게 사용하는 것이 가능하다. 또한, 인장 강도가 지나치게 높아지면 저온 인성이 열화되는 경우가 있으므로, 강재의 인장 강도는 1800㎫ 이하가 바람직하다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강재에 대하여, 구체적으로 설명한다.

1. 화학 조성

본 실시 형태에 관한 강재(연성 및 충격 특성이 우수한 초고강도 강재)의 화학 조성은 다음과 같다. 상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서 각 원소의 함유량을 나타내는 「％」는 질량％이다.

C: 0.050％ 내지 0.40％

C는 오스테나이트의 생성을 촉진시켜, 강도 상승 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. 강재의 인장 강도를 900㎫ 이상, 강재의 인장 강도와 신도의 곱의 값(TS×EL)을 24000㎫·％ 이상으로 하기 위하여, C 함유량의 하한을 0.050％로 한다. 다른 원소를 적절한 범위로 제어하면서, C 함유량을 0.080％ 이상으로 하면, 인장 강도가 1000㎫ 이상이 된다. 따라서, C 함유량은 0.080％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, C 함유량이 0.40％를 초과하면, 충격 특성이 열화된다. 이로 인해, C 함유량의 상한을 0.40％로 한다. C 함유량의 바람직한 상한은 0.25％이다.

Si: 0.50％ 내지 3.0％

Si는 오스테나이트의 생성을 촉진시켜, 연성 향상에 기여하는 원소이다. 강재의 인장 강도와 전체 신도의 곱의 값을 24000㎫·％ 이상으로 하기 위하여, Si 함유량의 하한을 0.50％로 한다. Si 함유량을 1.0％ 이상으로 하면, 용접성이 향상된다. 따라서, Si 함유량의 하한을 1.0％로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Si 함유량이 3.0％를 초과하면, 충격 특성이 열화된다. 이로 인해, Si 함유량의 상한은 3.0％로 한다.

Mn: 3.0％ 내지 8.0％

Mn은 오스테나이트의 생성을 촉진시켜, 강도 상승 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. Mn 함유량을 3.0％ 이상으로 하면, Mn 마이크로편석에 의한 조직의 불균일성이 작아져, 오스테나이트가 균일하게 분산하게 된다. 그 결과, 강재의 인장 강도를 900㎫ 이상, 또한, 강재의 인장 강도와 전체 신도의 곱의 값을 24000㎫·％ 이상으로 할 수 있다. 그로 인해, Mn 함유량의 하한을 3.0％로 한다. 또한, C 함유량이 0.40％ 이하인 경우에 Mn 함유량을 4.0％ 이상으로 하면, 오스테나이트의 안정성이 높아져, 가공 경화가 지속되므로, 인장 강도가 1000㎫ 이상이 된다. 따라서, Mn 함유량의 하한을 4.0％로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 8.0％를 초과하면, 전로(轉爐)에 있어서의 정련, 주조가 현저하게 곤란해진다. 이로 인해, Mn 함유량의 상한은 8.0％로 한다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 6.5％이다.

P: 0.05％ 이하

P는 불순물로서 함유되는 원소이다. 그러나, 강도 상승에 기여하는 원소이기도 하므로, 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나, P 함유량이 0.05％를 초과하면, 주조가 현저하게 곤란해진다. 이로 인해, P 함유량의 상한은 0.05％로 한다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.02％이다.

P 함유량은, 낮은 편이 바람직하므로, P 함유량의 하한은 0％이다. 단, 제조 비용 등의 관점에서, P 함유량의 하한을 0.003％로 해도 상관없다.

S: 0.01％ 이하

S는 불순물로서 함유되어, 강재의 충격 특성을 현저하게 열화시키는 원소이다. 이로 인해, S 함유량의 상한을 0.01％로 한다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.005％이다. 더욱 바람직한 상한은 0.0015％이다.

S 함유량은, 낮은 편이 바람직하므로, S 함유량의 하한은 0％이다. 단, 제조 비용 등의 관점에서, S 함유량의 하한을 0.0003％로 해도 상관없다.

sol.Al: 0.001％ 내지 3.0％

Al은 강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이다. 강재를 건전화하기 위하여, sol.Al 함유량의 하한을 0.001％로 한다. sol.Al 함유량의 바람직한 하한은 0.010％이다. 한편, sol.Al 함유량이 3.0％를 초과하면, 주조가 현저하게 곤란해진다. 이로 인해, sol.Al 함유량의 상한은 3.0％로 한다. sol.Al 함유량의 바람직한 상한은 1.2％이다. 또한, sol.Al 함유량이란, 강재 중의 산 가용성 Al의 함유량을 나타내고 있다.

N: 0.01％ 이하

N은 불순물로서 함유되고, 강재의 내시효성을 현저하게 열화시키는 원소이다. 이로 인해, N 함유량의 상한을 0.01％로 한다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.006％이며, 더욱 바람직한 상한은 0.003％이다. N 함유량은, 낮은 편이 바람직하므로, N 함유량의 하한은 0％이다. 단, 제조 비용 등의 관점에서, N 함유량의 하한을 0.001％로 해도 상관없다.

Ti: 1.0％ 이하, Nb: 1.0％ 이하, V: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하 및 Ni: 1.0％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상

이들 원소는 강재의 강도를 안정되게 확보하기 위하여 유효한 원소이다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소든 그의 함유량이 1.0％를 초과하면, 강재의 열간 가공을 행하는 것이 곤란해진다. 이로 인해, 함유시키는 경우의 각 원소의 함유량은 각각 상기한 바와 같이 한다. 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없다. 그로 인해, 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그것들의 하한은 0％이다.

또한, 이들 원소의 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ti: 0.003％ 이상, Nb: 0.003％ 이상, V: 0.003％ 이상, Cr: 0.01％ 이상, Mo: 0.01％ 이상, Cu: 0.01％ 이상 및 Ni: 0.01％ 이상 중 적어도 1개를 만족시키는 것이 바람직하다.

Ca: 0.01％ 이하, Mg: 0.01％ 이하, REM: 0.01％ 이하, Zr: 0.01％ 이하 및 B: 0.01％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상

이들 원소는 저온 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소든 0.01％를 초과하여 함유시키면, 강재의 표면 성상이 열화된다. 이로 인해, 함유시키는 경우의 각 원소의 함유량은 각각 상기한 바와 같이 한다. 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없다. 그로 인해, 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그것들의 하한은 0％이다.

또한, 이들 원소의 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, 이들 원소 중 적어도 1개의 함유량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미쉬 메탈의 형태로 첨가된다.

Bi: 0.01％ 이하

Bi는 Mn의 편석을 저감시켜, 기계 특성의 이방성을 완화시키는 원소이다. 따라서, 이 효과를 얻기 위하여 Bi를 함유시켜도 된다. 그러나, Bi 함유량이 0.01％를 초과하면, 강재의 열간 가공을 행하는 것이 곤란해진다. 이로 인해, 함유시키는 경우의 Bi 함유량의 상한을 0.01％로 한다. Bi는 반드시 함유시킬 필요는 없다. 그로 인해, 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

또한, Bi의 함유에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Bi 함유량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

2. 금속 조직

본 실시 형태에 관한 강재는, 상기 화학 조성을 가짐과 함께, 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유하고, 상기 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.30％ 내지 0.60％인 금속 조직을 갖는다. 이 금속 조직은, 전술한 화학 조성을 갖는 소재 강재에, 후술하는 제조 방법을 적용함으로써 얻을 수 있다.

오스테나이트의 체적률: 10％ 내지 40％

상기 화학 조성을 갖는 강재의 금속 조직에 있어서, 오스테나이트 체적률이 10％ 이상이면 900㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 연성이 동시에 얻어진다. 오스테나이트 체적률이 10％ 미만에서는 연성 향상이 불충분하다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강재의 오스테나이트 체적률의 하한은 10％로 한다. 한편, 오스테나이트의 체적률이 40％를 초과하면, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이로 인해, 본 실시 형태에 관한 강재의 오스테나이트의 체적률의 상한은 40％로 한다.

또한, 900㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 오스테나이트 이외의 잔량부 조직으로서는, 마르텐사이트인 것이 바람직하고, 페라이트는 포함되지 않는 것이 바람직하다.

오스테나이트 중의 평균 C 농도: 0.30질량％ 내지 0.60질량％

상기 화학 조성을 갖는 강재의 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.30질량％ 이상이면 강재의 충격 특성이 향상된다. 이 평균 C 농도가 0.30질량％ 미만에서는, 충격 특성의 향상은 불충분해진다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강재의 오스테나이트 중의 평균 C 농도의 하한은 0.30질량％로 한다. 한편, 이 평균 C 농도가 0.60질량％ 초과인 경우, TRIP 현상에 수반하여 생성되는 마르텐사이트가 경질이 되어, 마이크로 크랙이 그 근방에 발생하기 쉬워지므로, 충격 특성이 열화된다. 이로 인해, 본 실시 형태에 관한 강재의 오스테나이트 중의 평균 C 농도의 상한은 0.60질량％로 한다.

조직 균일성

상기 화학 조성을 갖는 강재의 금속 조직에 있어서, 측정된 비커스 경도의 최솟값과 최댓값의 차(최댓값-최솟값)로 표시되는 조직 균일성이 30Hv 이하이면 불균일한 변형이 억제되어, 양호한 연성이 안정되게 확보된다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강재의 조직 균일성은 30Hv 이하로 한다. 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차는 작은 편이 바람직하므로, 조직 균일성의 하한은 0이다.

또한, 조직 균일성은, 비커스 시험기를 사용하여, 1kg의 하중으로 5점의 경도를 측정하여, 그때의 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차로 구해진다.

3. 제조 방법

본 실시 형태에 관한 강재의 바람직한 제조 방법(본 실시 형태에 관한 제조 방법)에 대하여 다음에 설명한다.

전술한 바와 같이, 900㎫ 이상의 인장 강도와, 우수한 연성과 충격 특성을 갖는 초고강도 강재를 얻기 위해서는, 열 처리 후의 금속 조직에 대하여, 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유시키고, 또한 오스테나이트 중의 평균 C 농도를 질량％로 0.30％ 내지 0.60％로 하는 것이 중요하다. 이러한 금속 조직은, 상기한 범위의 화학 조성을 갖고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께 마르텐사이트 단상인 금속 조직을 갖는 강재를 소재(소재 강재)로서 사용하여 이하의 열 처리를 행함으로써 얻어진다. 구체적으로는, 이 소재 강재를, 670℃ 이상 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만의 온도 영역에서 가열하여, 그 온도 영역에서 5초간 내지 120초간 유지하고(유지 공정), 계속하여 상기 온도 영역부터 150℃까지의 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 냉각함으로써(냉각 공정) 얻어진다.

또한, 열 처리를 행해도 강재의 화학 조성은 변화하지 않는다. 즉, 열 처리 전의 강재(소재 강재)와 본 실시 형태에 관한 강재 사이에서, 화학 조성은 변화하지 않는다.

열 처리에 제공하는 강재(소재 강재, 즉 열 처리 전의 강재)의 금속 조직

열 처리에 제공하는 강재에는, 상술한 화학 조성을 갖고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께 마르텐사이트 단상인 금속 조직을 갖는 강재를 사용한다. 그러한 금속 조직을 갖는 강재를, 후술하는 조건에서 열 처리함으로써, 인장 강도가 900㎫ 이상인 고강도를 유지하면서, 연성과 충격 특성이 우수한 초고강도 강재가 얻어진다.

열 처리에 제공하는 강재의 조직이, 마르텐사이트 단상이 아닌 경우, 열 처리 중의 오스테나이트 성장이 지연되므로, 열 처리 후의 오스테나이트 체적률이 저하된다. 또한, 열 처리에 제공하는 강재의 조직이, 마르텐사이트 단상이 아닌 경우, 열 처리 후의 강재에 있어서, TS×EL이 저하되어, 충돌 시에 조기 파단되게 된다.

구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 초과이면, 반응 초기에, 오스테나이트에의 C의 편재가 현저해지므로, 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.60질량％를 초과하는 것이 염려된다.

상술한 바와 같이 금속 조직을 갖는 열 처리에 제공하는 강재(소재 강재)는, 예를 들어 상술한 화학 조성을 갖는 강편 등의 강을, 850℃ 이하에서 열간 가공하고, 계속하여 20℃/초 이상의 냉각 속도로 실온까지 급냉하거나 또는 냉간 가공 후에 오스테나이트 단상이 되는 온도로 가열하고, 20℃/초 이상의 냉각 속도로 실온까지 급냉함으로써 제조할 수 있다. 구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하이면, 그 강재를 템퍼링해도 된다.

또한, 열 처리 후의 강재의 조직 균일성을 보다 높이기 위하여, 강편의 단계에서, 1150℃ 내지 1350℃에서 0.5시간 내지 10시간 유지해도 된다.

가열, 유지 조건(열 처리 조건): 670℃ 이상 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만의 온도 영역에 5초간 내지 120초간 유지

구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하임과 함께 마르텐사이트 단상인 금속 조직을 갖는 소재 강재를 670℃ 이상 780℃ 미만이면서, 또한 하기 식 (1)에 의해 규정되는 오스테나이트 단상이 되는 Ac₃점(℃) 미만의 온도 영역에서 가열하고, 그 온도 영역에 5초간 내지 120초간 유지한다.

여기서, Ac₃점은, 각 원소의 함유량을 사용하여, 이하의 식 (1)로 산출된다.

상기 식 중에 있어서의 각 원소 기호는, 강재의 화학 조성에 있어서의 그 원소의 함유량(단위: 질량％)을 나타낸다.

유지 온도가 670℃ 미만에서는, 열 처리 후의 강재에 함유되는 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 과대해진다. 그 결과, 열 처리 후의 강재에 있어서, 충격 특성이 열화될 뿐만 아니라, 900㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 유지 온도의 하한은 670℃로 한다. 한편, 유지 온도가 780℃ 이상 또는 Ac₃점 이상이 되면 열 처리 후의 강재에 적당량의 오스테나이트가 함유되지 않아, 연성이 현저하게 열화된다. 따라서, 유지 온도는 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만으로 한다. 여기서, 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만의 온도란, Ac₃점이 780℃ 미만이면 Ac₃점 미만의 온도이며, Ac₃점이 780℃ 이상인 경우에는 780℃ 미만의 온도가 된다.

한편, 유지 시간이 5초간 미만에서는, 강재에 온도 분포가 잔존하여, 열 처리 후의 인장 강도를 안정되게 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 유지 시간의 하한은 5초간으로 한다. 한편, 유지 시간이 120초간 초과에서는, 열 처리 후의 강재에 함유되는 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 과소가 되어, 충격 특성이 열화된다. 따라서, 유지 시간의 상한을 120초로 한다. 또한, 670℃ 이상 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만으로 가열하고, 그 온도 영역에 5초간 내지 120초간 유지할 때, 평균 가열 속도를 0.2℃/초 내지 100℃/초로 하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 0.2℃/초보다 느리면, 생산성이 저하된다. 한편, 통상의 로를 사용한 경우, 평균 가열 속도가 100℃/초보다 빠르면, 유지 온도의 제어가 곤란해진다. 단, 고주파 가열 등을 사용한 경우, 100℃/초를 상회하는 승온 속도로 가열해도 상기한 효과를 얻을 수 있다.

가열 시의 유지 온도 영역부터 150℃까지의 평균 냉각 속도(열 처리 조건): 5℃/초 내지 500℃/초

상술한 가열 유지 후, 계속해서, 가열 유지의 온도 영역부터 150℃까지의 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 냉각한다. 상기 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는, 연질의 페라이트나 펄라이트가 과도하게 생성되어, 열 처리 후의 강재에 있어서 900㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도의 하한은 5℃/초로 한다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 500℃/초 초과에서는, 담금질 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 500℃/초로 한다. 또한, 150℃까지의 평균 냉각 속도를 5℃/초 내지 500℃/초로 하면, 150℃ 이하에 있어서의 냉각 속도는 상기 범위와 동일해도 되고, 상이해도 된다.

상술한 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 의하면, 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유하고, 상기 오스테나이트 중의 평균 C 농도가, 질량％로, 0.30％ 내지 0.60％인 금속 조직을 갖고, 인장 강도가 900㎫ 이상이면서, 또한 연성과 충격 특성이 우수한, 초고강도 강재를 제조하는 것이 가능해진다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성과 표 2에 나타내는 금속 조직을 갖는 소재 강재를, 표 3에 나타내는 조건에서 열 처리에 제공했다.

사용한 소재 강재는, 실험실에서 용제한 슬래브를 열간 가공하여 제조했다. 이 소재 강재를, 두께 3㎜, 폭 100㎜, 길이 200㎜의 치수로 절단하고, 표 3의 조건에서 가열, 유지 및 냉각했다. 열전대를 강재 표면에 부착하고, 열 처리 중의 온도 측정을 행했다. 표 3에 나타낸 평균 가열 속도는 실온부터 가열 온도까지의 온도 영역에 있어서의 값, 유지 시간은 가열 온도로 유지한 시간, 평균 냉각 속도는 유지 온도부터 150℃까지의 온도 영역에 있어서의 값이다. 열 처리에 제공하는 강재의 금속 조직, 열 처리에서 얻어진 강재의 금속 조직 및 기계적 성질에 대하여, 다음에 설명한 바와 같이, 금속 조직 관찰, X선 회절 측정, 인장 시험 및 샤르피 시험에 의해 조사했다. 이상의 시험 결과는 표 4에 정리하여 나타낸다.

(열 처리에 제공하는 강재(소재 강재)의 금속 조직)

열 처리에 제공하는 강재의 단면을 전자 현미경으로 관찰 및 촬영하여, 합계 0.04㎟의 영역을 해석함으로써, 금속 조직을 동정함과 함께, 구 오스테나이트의 평균 입경을 측정했다. 구 오스테나이트의 평균 입경은, 얻어진 관찰상에 있어서의 평균 절편 길이를 측정하여, 그 길이를 1.78배로 함으로써 얻었다.

관찰 위치는, 판 두께의 대략 1/2의 위치(1/2t의 위치)에서, 중심 편석부를 피한 위치이다. 중심 편석부를 피하는 이유는 이하와 같다. 중심 편석부는, 강재의 대표적인 금속 조직에 대하여, 국소적으로 상이한 금속 조직을 갖는 경우가 있다. 그러나, 중심 편석부는, 판 두께 전체에 대하여 미소한 영역이며, 강재의 특성에는 거의 영향을 미치지 않는다. 즉, 중심 편석부의 금속 조직은, 강재의 금속 조직을 대표하고 있다고 할 수 없다. 그로 인해, 금속 조직의 동정에 있어서는, 중심 편석부를 피하는 것이 바람직하다.

(열 처리 후의 강재에 있어서의 오스테나이트의 체적률)

열 처리 후의 각 강재로부터 폭 25㎜, 길이 25㎜의 시험편을 잘라내고, 이 시험편에 화학 연마를 실시하여 0.3㎜ 두께 감소시킨, 화학 연마 후의 시험편의 표면에 대하여 X선 회절을 3회 실시했다. 얻어진 프로파일을 해석하고, 각각을 평균하여 오스테나이트의 체적률을 산출했다.

(열 처리 후의 강재에 있어서의 오스테나이트 중의 평균 C 농도)

X선 회절에서 얻어진 상기 프로파일을 해석하고, 오스테나이트의 격자 상수(a: 단위는 Å)를 산출하고, 하기 (2) 식에 기초하여, 오스테나이트 중의 평균 C 농도(c: 단위는 질량％)를 결정했다.

(조직 균일성)

비커스 시험기를 사용하여, 1kg의 하중으로 5점의 경도를 측정하여, 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차를 조직 균일성으로서 평가했다.

(인장 시험)

열 처리 후의 각 강재로부터, 두께 2.0㎜의 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 준하여 인장 시험을 행하여, TS(인장 강도) 및 EL(전체 신도)을 측정했다. 또한, 이 TS와 El로부터 TS×EL을 계산했다.

(충격 특성)

열 처리 후의 강재를, 두께가 1.2㎜로 되도록 표리면 연삭하여, V 노치 시험편을 제작했다. 그 시험편을 4매 적층하여 나사 고정한 후, JIS Z2242에 준하여 샤르피 충격 시험에 제공했다. 충격 특성은, 0℃에서의 충격값이 20J/㎠ 이상으로 되는 경우를 양호, 그 미만인 경우를 불량으로 했다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 공시재 No.1, 3, 4, 8, 10, 12, 14, 18, 20, 23, 24, 26, 27 및 28은, 900㎫ 이상의 인장 강도를 가짐과 함께, 인장 강도와 전체 신도의 곱(TS×EL)의 값이 24000㎫·％ 이상으로 연성이 우수했다. 또한, 0℃에서의 샤르피 시험의 충격값이 20J/㎠ 이상으로 충격 특성도 양호했다. 특히, 공시재 No.4, 10, 12, 14, 18, 20, 23, 24, 26, 27 및 28은, C 함유량과 Mn 함유량이 바람직한 범위에 있고, 인장 강도가 1000㎫ 이상으로 매우 높아졌다.

또한, 오스테나이트 이외의 조직은, 모두 마르텐사이트이었다.

한편, 공시재 No.2는, 열 처리에 제공하는 강재의 금속 조직이 부적절했기 때문에, 열 처리 후의 오스테나이트 체적률이 낮고, 연성이 낮았다. 공시재 No.5는, 열 처리에 제공하는 강재(소재 강재)의 구 오스테나이트 입경이 부적절했으므로, 열 처리 후의 강재에 있어서 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 높아져, 충격 특성이 나빴다. 공시재 No.6, 22 및 25는 화학 조성이 부적절하여 연성이 나빠, 목표로 하는 인장 강도도 얻어지지 않았다. 또한, 22 및 25는 조직 균일성도 목표값을 만족할 수 없었다. 공시재 No.7, 11 및 17은, 화학 조성이 부적절하여, 충격 특성이 나빴다. 공시재 No.9는, 열 처리 후의 냉각 속도가 지나치게 낮아, 필요한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 공시재 No.13 및 15는 열 처리 시의 유지 온도가 너무 높아, 원하는 조직이 얻어지지 않아, 연성이 떨어졌다. 공시재 No.16은, 화학 조성이 부적절하여 연성이 떨어졌다. 공시재 No.19는, 열 처리 시의 유지 온도가 지나치게 낮아, 원하는 조직이 얻어지지 않기 때문에, 충격 특성이 나빠, 필요한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 공시재 No.21은, 열 처리의 유지 시간이 지나치게 길어, 원하는 조직이 얻어지지 않기 때문에, 충격 특성이 나빴다.

<산업상 이용가능성>

본 발명에 따르면, 인장 강도가 900㎫ 이상으로 고강도임에도 불구하고, 연성 및 충격 특성이 우수한 초고강도 강재를 제조하는 것이 가능해진다. 본 발명에 관한 초고강도 강재는, 예를 들어 자동차 분야 및 에너지 분야, 나아가, 건축 분야에 있어서, 광범위하게 사용하는 것이 가능하여, 산업상의 이용 가치가 높다.

Claims

화학 조성이 질량％로,
C: 0.050％ 내지 0.40％,
Si: 0.50％ 내지 3.0％,
Mn: 3.0％ 내지 8.0％,
sol.Al: 0.001％ 내지 3.0％,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
N: 0.01％ 이하
Ti: 0％ 내지 1.0％,
Nb: 0％ 내지 1.0％,
V: 0％ 내지 1.0％,
Cr: 0％ 내지 1.0％,
Mo: 0％ 내지 1.0％,
Cu: 0％ 내지 1.0％,
Ni: 0％ 내지 1.0％,
Ca: 0％ 내지 0.01％,
Mg: 0％ 내지 0.01％,
REM: 0％ 내지 0.01％,
Zr: 0％ 내지 0.01％,
B: 0％ 내지 0.01％ 및
Bi: 0％ 내지 0.01％,
잔량부가 Fe 및 불순물이며;
금속 조직이 체적％로 10％ 내지 40％의 오스테나이트를 함유하고;
상기 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.30％ 내지 0.60％이며;
상기 금속 조직 중의, 측정된 비커스 경도의 최댓값으로부터 최솟값을 뺀 값으로 표시되는 조직 균일성이 30Hv 이하이며;
인장 강도가 900㎫ 내지 1800㎫인 것을 특징으로 하는 강재.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성이 질량％로, Ti: 0.003％ 내지 1.0％, Nb: 0.003％ 내지 1.0％, V: 0.003％ 내지 1.0％, Cr: 0.01％ 내지 1.0％, Mo: 0.01％ 내지 1.0％, Cu: 0.01％ 내지 1.0％ 및 Ni: 0.01％ 내지 1.0％로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성이 질량％로, Ca: 0.0003％ 내지 0.01％, Mg: 0.0003％ 내지 0.01％, REM: 0.0003％ 내지 0.01％, Zr: 0.0003％ 내지 0.01％ 및 B: 0.0003％ 내지 0.01％로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이 질량％로, Bi: 0.0003％ 내지 0.01％를 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이 질량％로, Mn: 4.0％ 내지 8.0％를 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖고, 구 오스테나이트의 평균 입경이 20㎛ 이하이고 또한 마르텐사이트 단상인 금속 조직을 갖는 소재 강재에 열 처리를 실시하는 강재의 제조 방법이며,
상기 열 처리는, 상기 소재 강재를 670℃ 내지 780℃ 미만이고 또한 Ac₃점 미만의 온도에서 5초 내지 120초간 유지하는 유지 공정과;
상기 유지 공정에 이어, 상기 소재 강재를, 상기 온도 영역부터 150℃까지의 평균 냉각 속도가 5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 냉각하는 냉각 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.