KR20170134680A - 열처리용 강판 - Google Patents

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KR20170134680A
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신이치로 다바타
마사후미 아즈마
가즈오 히키다
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

강판의 화학 조성이, 질량%로, C：0.05~0.50%, Si：0.50~5.0%, Mn：1.5~4.0%, P：0.05% 이하, S：0.05% 이하, N：0.01% 이하, Ti：0.01~0.10%, B：0.0005~0.010%, Cr：0~1.0%, Ni：0~2.0%, Cu：0~1.0%, Mo：0~1.0%, V：0~1.0%, Ca：0~0.01%, Al：0~1.0%, Nb：0~1.0%, REM：0~0.1%, 잔부：Fe 및 불순물이고, 상기 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기 Rz가 3.0~10.0μm이며, 상기 강판 중에 존재하는 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수 밀도가 8.0×103개/mm2 이하인, 열처리용 강판.

Description

열처리용 강판
본 발명은, 열처리용 강판에 관한 것이다.
자동차용 강판의 분야에 있어서는, 최근의 환경 규제 및 충돌 안전 기준의 엄격화를 배경으로, 연비와 충돌 안전성을 양립시키기 위해, 높은 인장 강도를 갖는 고강도 강판의 적용이 확대되고 있다. 그러나, 고강도화에 수반하여 강판의 프레스 성형성이 저하되기 때문에, 복잡한 형상의 제품을 제조하는 것이 곤란해지고 있다. 구체적으로는, 고강도화에 수반하는 강판의 연성 저하에 의해, 고가공 부위의 파단과 같은 문제가 생기고 있다. 또, 가공 후의 잔류 응력에 의해 스프링 백 및 벽 휨이 발생하여, 치수 정밀도가 열화된다는 문제도 생기고 있다. 따라서, 고강도, 특히 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강판을, 복잡한 형상을 갖는 제품으로 프레스 성형하는 것은 용이하지 않다. 또한, 프레스 성형이 아니라 롤 성형에 의하면, 고강도의 강판을 가공하기 쉽지만, 그 적용처는 길이 방향으로 일정한 단면을 갖는 부품에 한정된다.
그래서, 최근, 예를 들면, 특허 문헌 1에 개시되는 바와 같이, 고강도 강판과 같은 성형이 곤란한 재료를 프레스 성형하는 기술로서, 핫 스탬프 기술이 채용되고 있다. 핫 스탬프 기술이란, 성형에 제공하는 재료를 가열하고 나서 성형하는 열간 성형 기술이다. 이 기술에서는, 재료를 가열하고 나서 성형하기 때문에, 성형 시에는, 강재가 연질로 양호한 성형성을 갖는다. 이것에 의해, 고강도의 강재여도, 복잡한 형상으로 정밀도 있게 성형할 수 있다. 또, 프레스 금형에 의해 성형과 동시에 담금질을 행하므로, 성형 후의 강재는 충분한 강도를 갖는다. 예를 들면, 특허 문헌 1에 의하면, 핫 스탬프 기술에 의해, 성형 후의 강재에 1400MPa 이상의 인장 강도를 부여하는 것이 가능해진다.
또, 특허 문헌 2에는, 안정된 강도와 인성을 겸비하는 열간 성형 부재와, 그것을 제작하는 열간 성형법이 개시되어 있다. 특허 문헌 3에는, 프레스, 굽힘 및 롤 성형 등의 성형성이 양호하여, 담금질 후에 높은 인장 강도를 부여할 수 있는 성형성 및 담금질성이 우수한 열연 강판, 및 냉연 강판이 개시되어 있다. 특허 문헌 4에는, 강도와 성형성을 양립시킨 초고강도 강판을 얻는 것을 목적으로 한 기술이 개시되어 있다.
또한, 특허 문헌 5에는, 고강도화된 높은 항복비와 높은 강도를 겸비하는 고강도 강재에 있어서, 동일 강종이어도 각종 강도 레벨의 재료를 구분하여 만들 수 있는 강종 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌 6에는, 성형성과, 단면 성형 가공 후의 내(耐)비틀림 피로 특성이 우수한 박육 고강도 용접 강관을 얻는 것을 목적으로 한, 강관의 제조 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌 7에는, 금속 판재를 가열하여 성형하는 열간 프레스 성형 장치에 있어서, 금형 및 성형품의 냉각을 촉진하여 단시간에 강도 및 치수 정밀도가 우수한 프레스 제품을 얻는 것이 가능한 열간 프레스 성형 장치 및 열간 프레스 성형 방법이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 2002-102980호 공보 일본국 특허공개 2004-353026호 공보 일본국 특허공개 2002-180186호 공보 일본국 특허공개 2009-203549호 공보 일본국 특허공개 2007-291464호 공보 일본국 특허공개 2010-242164호 공보 일본국 특허공개 2005-169394호 공보
상기 핫 스탬프와 같은 열간 성형 기술은, 성형성을 확보하면서 부재를 고강도화할 수 있는 우수한 성형 방법이지만, 800~1000℃과 같은 고온으로 가열하는 것이 필요하기 때문에, 강판 표면이 산화된다는 문제가 생긴다. 그 때에 생기는 철산화물로 이루어지는 스케일이 프레스 시에 탈락되어 금형에 부착되면 생산성이 저하된다. 또, 프레스 후의 제품에 스케일이 잔존하면 외관이 불량이 된다는 문제가 있다.
또한, 강판 표면에 스케일이 잔존하면, 다음 공정에서 도장하는 경우에 강판과 도막의 밀착성이 열화되어, 내식성의 저하를 초래한다. 그래서, 프레스 성형 후는, 숏 블래스트 등의 스케일 제거 처리가 필요해진다. 따라서, 생성하는 스케일에 요구되는 특성으로서는, 프레스 시에는 박리 탈락되어 금형 오염을 일으키지 않고, 숏 블래스트 처리 시에는 용이하게 박리 제거되기 쉬운 것이다.
또, 상술과 같이, 자동차용 강판에는 충돌 안전성도 요구된다. 자동차의 충돌 안전성은, 차체 전체 또는 강판 부재의 충돌 시험에 있어서의 압괴 강도 및 흡수 에너지에 의해 평가된다. 특히 압괴 강도는 재료 강도에 크게 의존하기 때문에, 초고강도 강판의 수요가 비약적으로 높아지고 있다. 그러나, 일반적으로 고강도화에 수반하여 파괴 인성이 저하되기 때문에, 자동차 부재의 충돌 압괴 시에 조기에 파단되거나, 또는 변형이 집중되는 부위에서 파단되어, 재료 강도에 알맞은 압괴 강도가 발휘되지 않고, 흡수 에너지가 저하된다. 따라서, 충돌 안전성을 향상시키기 위해서는, 재료 강도 뿐만이 아니라, 자동차 부재의 파괴 인성의 중요한 지표인 재료의 인성을 향상시키는 것이 중요하다.
상기의 종래의 기술에 있어서는, 적절한 스케일 특성 및 우수한 내충돌 특성을 얻는 것에 대해서, 충분한 검토가 이루어지지 않아, 개량의 여지가 남아 있다.
본 발명은, 상기의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 열간 성형 시에 있어서의 스케일 특성 및 열처리 후의 인성이 우수한 열처리용 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 열처리(열간 성형을 포함한다.) 후의 강판을 「열처리 강재」라고도 한다.
본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 열처리용 강판을 요지로 한다.
(1) 강판의 화학 조성이, 질량%로,
C：0.05~0.50%,
Si：0.50~5.0%,
Mn：1.5~4.0%,
P：0.05% 이하,
S：0.05% 이하,
N：0.01% 이하,
Ti：0.01~0.10%,
B：0.0005~0.010%,
Cr：0~1.0%,
Ni：0~2.0%,
Cu：0~1.0%,
Mo：0~1.0%,
V：0~1.0%,
Ca：0~0.01%,
Al：0~1.0%,
Nb：0~1.0%,
REM：0~0.1%,
잔부：Fe 및 불순물이고,
상기 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기 Rz가 3.0~10.0μm이며,
상기 강판 중에 존재하는 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수(數) 밀도가 8.0×103개/mm2 이하인,
열처리용 강판.
(2) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Cr：0.01~1.0%,
Ni：0.1~2.0%,
Cu：0.1~1.0%,
Mo：0.1~1.0%,
V：0.1~1.0%,
Ca：0.001~0.01%,
Al：0.01~1.0%,
Nb：0.01~1.0%, 및
REM：0.001~0.1%
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는,
상기 (1)에 기재된 열처리용 강판.
(3) 하기 (i) 식으로 표시되는 Mn 편석도 α가 1.6 이하인,
상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열처리용 강판.
α=［판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도(질량%)］/［표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도(질량%)］ ···(i)
(4)JIS G 0555(2003)으로 규정되는 강의 청정도의 값이 0.10% 이하인,
상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열처리용 강판.
본 발명에 의하면, 열간 성형 시의 스케일 특성이 우수한 열처리용 강판을 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명의 열처리용 강판에 대해, 열처리 또는 열간 성형 처리를 실시함으로써, 1.4GPa 이상의 인장 강도를 가짐과 함께 인성이 우수한 열처리 강재를 얻는 것이 가능해진다.
본 발명자들은, 열간 성형 시에 있어서의 스케일 특성 및 열처리 후의 인성의 쌍방을 만족하기 위한 화학 성분 및 조직의 관계에 대해서 예의 검토를 행한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.
(a) 국내외에서 생산되고 있는 열처리용 강판의 성분은 거의 동일하고, C：0.2~0.3% 및 Mn：1~2% 정도를 함유하고, 또한 Ti 및 B를 포함한다. 열처리 공정에 있어서, 이 강판을 Ac3점 이상의 온도까지 가열한 후, 페라이트가 석출되지 않도록 신속하게 반송하고, 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점)까지 금형 프레스에 의해 급냉함으로써, 강도가 높은 마텐자이트 조직이 대부분을 차지하는 부재의 조직을 얻는다.
(b) 강 중의 Si량을 종래의 열처리용 강판보다 많게 하고, 또한 열처리 전의 강판의 최대 높이 거칠기 Rz를 3.0~10.0μm로 함으로써, 열간 성형 시에 있어서 적절한 스케일 특성을 발휘한다.
(c) 열처리용 강판 중에 조대한 탄화물이 과잉하게 존재하면, 열처리 후에 탄화물이 입계에 많이 잔류하여 인성이 악화될 우려가 있다. 그 때문에, 열처리용 강판에 존재하는 탄화물의 수 밀도를 규정치 이하로 할 필요가 있다.
(d) 열처리용 강판에 포함되는 Mn 편석도를 정량화하고, 그것을 저감함으로써 열처리 강재의 인성이 더 향상된다.
(e) 열처리용 강판에 포함되는 개재물이 초고강도 강판의 인성에 다대한 영향을 미친다. 인성 개선을 위해서는, JIS G 0555(2003)으로 규정되는 강의 청정도의 값을 낮게 하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 상세하게 설명한다.
(A) 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C：0.05~0.50%
C는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, C함유량이 0.05% 미만에서는, 담금질 후의 강재에 있어서 충분한 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, C함유량은 0.05% 이상으로 한다. 한편, C함유량이 0.50%를 넘으면, 담금질 후의 강재의 강도가 너무 높아져, 인성의 열화가 현저해진다. 따라서, C함유량은 0.50% 이하로 한다. C함유량은 0.08% 이상인 것이 바람직하고, 0.45% 이하인 것이 바람직하다.
Si：0.50~5.0%
Si는, 열처리 시에 강판 표면에 Fe2SiO4를 생성시켜, 스케일 생성을 억제함과 함께, 스케일 중의 FeO를 감소시키는 역할을 한다. 이 Fe2SiO4가 배리어층이 되어, 스케일 중으로의 Fe의 공급이 차단되기 때문에, 스케일 두께를 얇게 하는 것이 가능해진다. 또한 스케일 두께가 얇으면 열간 성형 시에는 박리하기 어렵고, 성형 후의 스케일 제거 처리 시에 박리하기 쉽다는 메리트도 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Si를 0.50% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, Si가 0.50% 이상이면, 탄화물은 적어지는 경향이 있다. 후술하지만, 열처리 전의 강판 중에 석출되는 탄화물이 많으면 그들이 열처리 시에 잔존하여, 충분한 담금질성을 확보하지 못하고, 저강도의 페라이트가 석출되어, 강도 부족이 될 우려가 있기 때문에, 이 의미에서도 Si는 0.50% 이상으로 한다.
단, 강 중의 Si함유량이 5.0%를 넘으면, 열처리 시에, 오스테나이트 변태를 위해 필요한 가열 온도가 현저하게 높아진다. 이것에 의해, 열처리에 필요로 하는 비용의 상승을 초래하거나, 가열 부족에 의한 담금질 부족을 초래하는 경우가 있다. 따라서, Si함유량은 5.0% 이하로 한다. Si함유량은 0.75% 이상인 것이 바람직하고, 4.0% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 후술하는 바와 같이, Si는 프레스 가공의 가열 시에 황철석으로서 강판 표면의 조도(粗度)가 큰 부분 또는 그 외의 부분에 생성되기 때문에, 철스케일을 뷔스타이트 조성으로 조정하는 작용을 갖는다. 상기의 바람직한 범위에서는 그 효과가 커진다.
Mn：1.5~4.0%
Mn은, 강판의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강도를 안정되게 확보하기 위해, 매우 효과가 있는 원소이다. 또한 Ac3점을 낮추고, 담금질 처리 온도의 저온화를 촉진하는 원소이다. 그러나, Mn함유량이 1.5% 미만에서는 그 효과는 충분하지 않다. 한편, Mn함유량이 4.0%를 넘으면, 상기의 효과는 포화되고, 또한 담금질부의 인성 열화를 초래한다. 그 때문에, Mn함유량은 1.5~4.0%로 한다. Mn함유량은 2.0% 이상인 것이 바람직하다. 또, Mn함유량은 3.8% 이하인 것이 바람직하고, 3.5% 이하인 것이 보다 바람직하다.
P：0.05% 이하
P는, 담금질 후의 강재의 인성을 열화시키는 원소이다. 특히, P함유량이 0.05%를 넘으면, 인성의 열화가 현저해진다. 따라서, P함유량은 0.05% 이하로 한다. P함유량은, 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
S：0.05% 이하
S는, 담금질 후의 강재의 인성을 열화시키는 원소이다. 특히, S함유량이 0.05%를 넘으면, 인성의 열화가 현저해진다. 따라서, S함유량은 0.05% 이하로 한다. S함유량은, 0.003% 이하인 것이 바람직하다.
N：0.01% 이하
N은, 담금질 후의 강재의 인성을 열화시키는 원소이다. 특히, N함유량이 0.01%를 넘으면, 강 중에 조대한 질화물이 형성되어, 국부 변형능이나 인성이 현저하게 열화된다. 따라서, N함유량은 0.01% 이하로 한다. N함유량의 하한은 특별히 한정할 필요는 없지만, N함유량을 0.0002% 미만으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, N함유량은 0.0002% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0008% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ti：0.01~0.10%
Ti는, 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하고 열처리를 실시할 때에 재결정을 억제함과 함께, 미세한 탄화물을 형성하여 입성장을 억제함으로써, 오스테나이트립을 세립으로 하는 작용을 갖는 원소이다. 이 때문에, Ti를 함유시킴으로써, 강재의 인성이 크게 향상되는 효과를 얻을 수 있다. 또, Ti는, 강 중의 N과 우선적으로 결합함으로써 BN의 석출에 의한 B의 소비를 억제하고, 후술하는 B에 의한 담금질성 향상의 효과를 촉진한다. Ti함유량이 0.01% 미만에서는, 상기의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, Ti함유량은 0.01% 이상으로 한다. 한편, Ti함유량이 0.10%를 넘으면, TiC의 석출량이 증가하고 C가 소비되기 때문에, 담금질 후의 강재의 강도가 저하된다. 따라서, Ti함유량은 0.10% 이하로 한다. Ti함유량은 0.015% 이상인 것이 바람직하고, 0.08% 이하인 것이 바람직하다.
B：0.0005~0.010%
B는, 미량에서도 강의 담금질성을 극적으로 높이는 작용을 가지므로, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. 또, B는 입계에 편석함으로써, 입계를 강화시켜 인성을 높인다. 또한, B는, 강판의 가열 시에 오스테나이트의 입성장을 억제한다. B함유량이 0.0005% 미만에서는, 상기의 효과를 충분히 얻을 수 없는 경우가 있다. 따라서, B함유량은 0.0005% 이상으로 한다. 한편, B함유량이 0.010%를 넘으면, 조대한 화합물이 많이 석출되어, 강재의 인성이 열화된다. 따라서 B함유량은 0.010% 이하로 한다. B함유량은 0.0010% 이상인 것이 바람직하고, 0.008% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 열처리용 강판에는, 상기의 원소에 더하여, 또한 하기에 나타내는 양의 Cr, Ni, Cu, Mo, V, Ca, Al, Nb 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유시켜도 된다.
Cr：0~1.0%
Cr은, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 또 Si와 마찬가지로, 열처리 시에 강판 표면에 FeCr2O4를 생성시켜, 스케일 생성을 억제함과 함께, 스케일 중의 FeO를 감소시키는 역할을 한다. 이 FeCr2O4가 배리어층이 되어, 스케일 중으로의 Fe의 공급이 차단되기 때문에, 스케일 두께를 얇게 하는 것이 가능해진다. 또한 스케일 두께가 얇으면 열간 성형 시에는 박리하기 어렵고, 성형 후의 스케일 제거 처리 시에 박리하기 쉽다는 메리트도 있다. 그러나, Cr함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과는 포화되어, 불필요하게 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 함유시키는 경우의 Cr함유량은 1.0%로 한다. Cr함유량은 0.80% 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Cr함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하고, 0.05% 이상인 것이 보다 바람직하다.
Ni：0~2.0%
Ni는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Ni함유량이 2.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Ni함유량은 2.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Ni를 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Cu：0~1.0%
Cu는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Cu함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Cu함유량은 1.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Cu를 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Mo：0~1.0%
Mo는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Mo함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Mo함유량은 1.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Mo를 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
V：0~1.0%
V는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, V함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 V함유량은 1.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, V를 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Ca：0~0.01%
Ca는, 강 중의 개재물을 미세화하여, 담금질 후의 인성 및 연성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Ca함유량이 0.01%를 넘으면 그 효과는 포화되고, 불필요하게 비용의 증가를 초래한다. 따라서, Ca를 함유하는 경우에는 그 함유량은 0.01% 이하로 한다. Ca함유량은 0.004% 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, Ca함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Al：0~1.0%
Al는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Al함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Al함유량은 1.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Al를 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Nb：0~1.0%
Nb는, 강의 담금질성을 높이고, 또한 담금질 후의 강재의 강도를 안정되게 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, Nb함유량이 1.0%를 넘으면, 상기의 효과가 포화되고 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Nb함유량은 1.0% 이하로 한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, Nb를 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
REM：0~0.1%
REM은, Ca와 마찬가지로 강 중의 개재물을 미세화하여, 담금질 후의 인성 및 연성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에 함유시켜도 된다. 그러나, REM 함유량이 0.1%를 넘으면 그 효과는 포화되고, 불필요하게 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 함유시키는 경우의 REM 함유량은 0.1% 이하로 한다. REM 함유량은 0.04% 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻고 싶은 경우는, REM 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은, 예를 들면 Fe-Si-REM 합금을 사용하여 용강에 첨가되고, 이 합금에는, 예를 들면, Ce, La, Nd, Pr이 포함된다.
본 발명의 열처리용 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다.
여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(B) 표면 거칠기
최대 높이 거칠기 Rz：3.0~10.0μm
본 발명에 관련된 열처리용 강판은, 강판 표면에 있어서, JIS B 0601(2013)으로 규정되는 최대 높이 거칠기 Rz가 3.0~10.0μm이다. 강판 표면의 최대 높이 거칠기 Rz를 3.0μm 이상으로 함으로써, 엥커 효과에 의해 열간 성형 시의 스케일 밀착성이 향상된다. 한편, 최대 높이 거칠기 Rz가 10.0μm를 넘으면, 프레스 성형 후에 있어서의 숏 블래스트 등의 스케일 제거 처리의 단계에 있어서, 스케일이 부분적으로 잔존되어 버리는 경우가 있어, 압입흔의 원인이 된다.
강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기 Rz를 3.0~10.0μm로 함으로써, 프레스 시에 있어서의 스케일 밀착성과 숏 블래스트 처리 시에 있어서의 스케일 박리성을 양립시키는 것이 가능해진다. 또한, 상기와 같이 적절한 엥커 효과를 얻기 위해서는, 산술 평균 거칠기 Ra로 관리하는 것은 불충분하며, 최대 높이 거칠기 Rz를 이용할 필요가 있다.
강판 표면의 최대 높이 거칠기 Rz가 3.0μm 이상인 강판을 열간 성형한 경우, 표면에 형성하는 산화철의 뷔스타이트의 비율이 증가하는 경향을 나타낸다. 구체적으로는, 뷔스타이트의 비율이 면적%로 30~70%가 됨으로써, 우수한 스케일 밀착성을 얻을 수 있다.
뷔스타이트는 헤마타이트, 마그네타이트보다 고온에서의 소성 변형능이 우수하여, 열간 성형 시에 강판을 소성 변형하는 경우에 스케일도 소성 변형되기 쉬운 특징을 나타내는 것을 생각할 수 있다. 뷔스타이트의 비율이 증가하는 이유로서는, 명확하게는 확실하지 않지만, 요철이 존재하는 경우에는 스케일 지철계면의 면적이 커져, 산화 시에 철이온의 외방 확산이 촉진되어, 철의 비율이 높은 뷔스타이트가 증가하는 것이라고 생각할 수 있다.
또, Si를 함유시킴으로써 열간 성형 시에 강판 표면에 Fe2SiO4를 생성시켜, 스케일 생성을 억제하는 것은 상술했던 대로이다. 전체의 스케일 두께가 얇아지고, 또한 스케일 중의 뷔스타이트 비율이 증가함으로써, 열간 성형 시의 스케일 밀착성이 향상되는 것이라고 생각할 수 있다. 구체적으로는, 스케일 두께가 5μm 이하가 됨으로써, 우수한 스케일 밀착성을 얻을 수 있다.
(C) 탄화물：8.0×103개/mm2 이하
열처리 전의 강판 중에 조대한 탄화물이 많이 존재하면, 그들이 열처리 시에 잔존하여, 충분한 담금질성을 확보하지 못하고, 저강도의 페라이트가 석출된다. 따라서, 열처리 전의 강판 중의 탄화물이 적을수록, 담금질성이 향상되어, 고강도를 확보할 수 있다.
또, 탄화물은 구γ립계에 퇴적되어, 입계를 취화시킨다. 특히, 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수 밀도가 8.0×103개/mm2를 넘으면, 열처리 후에도 탄화물이 입계에 많이 잔류하여, 열처리 후의 인성이 악화될 우려가 있다. 이 때문에, 열처리용 강판에 존재하는 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수 밀도는 8.0×103개/mm2 이하로 한다. 또한, 상기 탄화물은 입상의 것을 가리키며, 구체적으로는 애스펙트비가 3 이하인 것을 대상으로 한다.
(D) Mn 편석도
Mn 편석도 α：1.6 이하
α=［판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도(질량%)］/［표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도(질량%)］ ···(i)
본 발명에 관련된 열처리용 강판은, Mn 편석도 α가 1.6 이하인 것이 바람직하다. 강판의 판두께 단면 중심부에서는, 중심 편석이 일어남으로써 Mn이 농화된다. 그 때문에, MnS가 개재물로서 중심에 집중되어, 경질의 마텐자이트가 생기기 쉬워지기 때문에, 주위와의 경도에 차이가 생겨, 인성이 악화될 우려가 있다. 특히 상기 (i) 식으로 표시되는 Mn의 편석도 α의 값이 1.6을 넘으면, 인성이 악화될 우려가 있다. 따라서, 인성을 개선하기 위해서는, 열처리 강재의 α의 값을 1.6 이하로 하는 것이 바람직하다. 인성을 한층 더 개선하기 위해서는, α의 값을 1.2 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 열처리 또는 열간 성형에 의해 α의 값이 크게 변화되는 경우는 없기 때문에, 열처리용 강판의 α의 값을 상기의 범위로 함으로써, 열처리 강재의 α의 값도 1.6 이하로 하는 것이 가능하며, 즉 열처리 강재의 인성을 향상시키는 것이 가능해진다.
판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도는, 이하의 방법에 의해 구한다. 전자 프로브 마이크로 애널라이저(EPMA)를 이용하여 강판의 판두께 중심부에 있어서, 판두께 방향과 수직인 방향으로 라인 분석을 행하고, 분석 결과로부터 높은 순서로 3개의 측정치를 선택하고, 그 평균치를 산출한다. 또, 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도는, 이하의 방법에 의해 구한다. 마찬가지로 EPMA를 이용하여 강판의 1/4깊이 위치에 있어서 10개소의 분석을 행하고, 그 평균치를 산출한다.
강판 중의 Mn의 편석은, 주로 강판 조성, 특히 불순물 함유량과, 연속 주조의 조건에 의해 제어되며, 열간 압연 및 열간 성형의 전후에서는 실질적으로 변화하지 않는다. 따라서, 열처리용 강판의 편석 상황이 본 발명의 규정을 만족하고 있으면, 그로부터 열처리된 강재의 편석 상황도 마찬가지로 본 발명의 규정을 만족한다.
(E) 청정도
청정도：0.10% 이하
열처리 강재 중에 JIS G 0555(2003)에 기재된 A계, B계 및 C계 개재물이 많이 존재하면, 상기 개재물이 인성 열화의 원인이 된다. 개재물이 증가하면 균열 전파가 용이하게 일어나기 때문에, 인성이 열화될 우려가 있다. 특히, 1.4GPa 이상의 인장 강도를 갖는 열처리 강재의 경우, 개재물의 존재 비율을 낮게 억제하는 것이 바람직하다. JIS G 0555(2003)으로 규정되는 강의 청정도의 값이 0.10%를 넘으면, 개재물의 양이 많기 때문에, 실용상 충분한 인성을 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 열처리용 강판의 청정도의 값은 0.10% 이하로 하는 것이 바람직하다. 인성을 보다 한층 개선하려면 청정도의 값을 0.06% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 강의 청정도의 값은, 상기의 A계, B계 및 C계 개재물이 차지하는 면적 백분율을 산출한 것이다.
또한, 열처리 또는 열간 성형에 의해 청정도의 값이 크게 변화되는 경우는 없기 때문에, 열처리용 강판의 청정도의 값을 상기의 범위로 함으로써, 열처리 강재의 청정도의 값도 0.10% 이하로 하는 것이 가능하다.
본 발명에 있어서, 열처리용 강판 또는 열처리 강재의 청정도의 값은 이하의 방법에 의해 구한다. 열처리용 강판 또는 열처리 강재에 대해서, 5개소에서 공시재를 잘라낸다. 그리고, 각 공시재의 판두께 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t의 각 위치에 대해서, 점산법으로 청정도를 조사한다. 각 판두께에 있어서의 청정도의 값이 가장 큰(청정성이 가장 낮다) 수치를, 그 공시재의 청정도의 값으로 한다.
(F) 열처리용 강판의 제조 방법
본 발명에 관련된 열처리용 강판의 제조 조건에 대해서 특별히 제한은 없지만, 이하에 나타내는 제조 방법을 이용함으로써, 제조할 수 있다. 이하의 제조 방법에서는, 예를 들면, 열간 압연, 산세, 냉간 압연 및 소둔 처리를 행한다.
상술한 화학 조성을 갖는 강을 노에서 용제한 후, 주조에 의해 슬래브를 제작한다. 이 때, 지연 파괴의 기점이 되는 MnS의 집중을 억제하기 위해서는, Mn의 중심 편석을 저감시키는 중심 편석 저감 처리를 행하는 것이 바람직하다. 중심 편석 저감 처리로서는, 슬래브가 완전 응고되기 전의 미응고층에 있어서, Mn이 농화된 용강을 배출하는 방법을 들 수 있다.
구체적으로는, 전자 교반, 미응고층 압하 등의 처리를 실시함으로써, 완전 응고 전의 Mn이 농화된 용강을 배출시킬 수 있다. 또한, 상기의 전자 교반 처리는, 250~1000가우스로 미응고 용강에 유동을 부여함으로써 행할 수 있고, 미응고층 압하 처리는, 최종 응고부를 1mm/m 정도의 구배로 압하함으로써 행할 수 있다.
상기의 방법으로 얻어진 슬래브에 대해, 필요에 따라 소킹(균열(均熱)) 처리를 실시해도 된다. 소킹 처리를 행함으로써, 편석한 Mn을 확산시켜 편석도를 저하시킬 수 있다. 소킹 처리를 행하는 경우가 바람직한 균열 온도는 1200~1300℃이며, 균열 시간은 20~50h이다.
또, 강판의 청정도를 0.10% 이하로 하려면, 용강을 연속 주조할 때에, 용강의 가열 온도를 그 강의 액상선 온도보다 5℃ 이상 높은 온도로 하고, 또한, 단위 시간당 용강 주입량(鑄入量)을 6t/min 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
연속 주조 시에 용강의 단위 시간당 주입량이 6t/min을 넘으면, 주형 내에서의 용강 유동이 빠르기 때문에, 응고 쉘에 개재물이 포착되기 쉬워져, 슬래브 중의 개재물이 증가한다. 또, 용강 가열 온도가 액상선 온도보다 5℃ 높은 온도 미만이면, 용강의 점도가 높아져, 연속 주조기 내에서 개재물이 부상하기 어렵고, 결과적으로, 슬래브 중의 개재물이 증가하여 청정성이 악화되기 쉬워진다.
한편, 용강의 액상선 온도로부터의 용강 가열 온도를 5℃ 이상, 또한 단위 시간당 용강 주입량을 6t/min 이하로 하여 주조함으로써, 개재물이 슬래브 내에 반입되기 어려워진다. 그 결과, 슬래브를 제작하는 단계에서의 개재물의 양을 효과적으로 감소시킬 수 있어, 0.10% 이하와 같은 강판 청정도를 용이하게 달성할 수 있게 된다.
용강을 연속 주조할 때, 용강의 용강 가열 온도는 액상선 온도보다 8℃ 이상 높은 온도로 하는 것이 바람직하고, 또, 단위 시간당 용강 주입량을 5t/min 이하로 하는 것이 바람직하다. 용강 가열 온도를 액상선 온도보다 8℃ 이상 높은 온도로 하고, 또한, 단위 시간당 용강 주입량을 5t/min 이하로 함으로써, 청정도를 0.06% 이하로 하는 것이 용이해지기 때문에 바람직하다.
그 후, 상기의 슬래브에 열간 압연을 실시한다. 열간 압연 조건은, 탄화물을 보다 균일하게 생성시키는 관점에서, 열간 압연 개시 온도를 1000~1300℃의 온도역으로 하고, 열간 압연 완료 온도를 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연 공정에 있어서는, 조압연을 행한 후에, 필요에 따라 탈스케일링을 행하고, 마지막에 마무리 압연을 행한다. 이 때, 조(粗)압연이 종료되고 나서 마무리 압연을 개시할 때까지의 시간을 10s 이하로 하면, 오스테나이트의 재결정이 억제되어, 결과적으로 탄화물의 성장이 억제될 뿐만 아니라, 고온에서 생성하는 스케일의 억제, 오스테나이트립계의 산화의 억제, 및 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기를 적절한 범위로 조정하는 것이 가능해진다. 이에 더하여, 스케일의 생성 및 입계 산화의 억제에 의해, 표층에 있는 Si가 고용된 상태로 잔존하기 쉽기 때문에, 프레스 가공의 가열 시에 황철석이 생성되기 쉽고, 그 때문에 뷔스타이트도 생성되기 쉬워진다고 생각할 수 있다.
열간 압연 후의 권취 온도는, 가공성의 관점에서는 높은 것이 바람직하지만, 너무 높으면 스케일 생성에 의해 수율이 저하되므로, 500~650℃로 하는 것이 바람직하다. 또, 권취 온도를 저온으로 하는 것이, 탄화물이 미세 분산되기 쉽고, 또한 탄화물의 개수도 적어진다.
탄화물의 형태는, 열간 압연에서의 조건에 더하여, 그 후의 소둔 조건을 조정함으로써도 제어하는 것이 가능하다. 즉, 소둔 온도를 고온으로 하고, 소둔 단계에서 한 번 탄화물을 고용시킨 후, 저온에서 변태시키는 것이 바람직하다. 또한, 탄화물은 경질이기 때문에, 냉간 압연에서는 그 형태가 변화되는 경우는 없고, 냉간 압연 후도 열간 압연 후의 존재 형태가 유지된다.
열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판에 산세 등에 의해 탈스케일 처리를 실시한다. 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기를 적절한 범위로 조정하기 위해서는, 산세 공정에 있어서의 용삭량을 조정하는 것이 바람직하다. 용삭량을 작게 하면 최대 높이 거칠기는 커지고, 또한, 용삭량을 크게 하면 최대 높이 거칠기는 작아진다. 구체적으로는, 산세에 의한 용삭량을 1.0~15.0μm로 하는 것이 바람직하고, 2.0~10.0μm로 하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명에 있어서의 열처리용 강판으로서는, 열연 강판 혹은 열연 소둔 강판, 또는 냉연 강판 혹은 냉연 소둔 강판을 이용할 수 있다. 처리 공정은, 제품의 판두께 정밀도 요구 레벨 등에 따라 적절히 선택하면 된다.
즉, 탈스케일 처리가 실시된 열연 강판은, 필요에 따라 소둔을 실시하여 열연 소둔 강판으로 한다. 또, 상기의 열연 강판 또는 열연 소둔 강판은, 필요에 따라 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하고, 또한, 냉연 강판은, 필요에 따라 소둔을 실시하여 냉연 소둔 강판으로 한다. 또한, 냉간 압연에 제공하는 강판이 경질인 경우에는, 냉간 압연 전에 소둔을 실시하여 냉간 압연에 제공하는 강판의 가공성을 높여 두는 것이 바람직하다.
냉간 압연은 통상의 방법을 이용하여 행하면 된다. 양호한 평탄성을 확보하는 관점에서는, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 하중이 과대해지는 것을 피하기 위해, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 80% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연에서 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기가 크게 변화되는 경우는 없다.
열처리용 강판으로서 소둔 열연 강판 또는 소둔 냉연 강판을 제조하는 경우, 열연 강판 또는 냉연 강판에 대해 소둔을 행한다. 소둔에서는, 예를 들면, 550~950℃의 온도역에 있어서 열연 강판 또는 냉연 강판을 유지한다.
소둔에서 유지하는 온도를 550℃ 이상으로 함으로써, 소둔 열연 강판 또는 소둔 냉연 강판 중 어느 하나를 제조하는 경우여도, 열연 조건의 상이에 수반하는 특성의 상이가 저감되어, 담금질 후의 특성을 더 안정된 것으로 할 수 있다. 또, 냉연 강판의 소둔을 550℃ 이상에서 행한 경우에는, 재결정에 의해 냉연 강판이 연질화되기 때문에, 가공성을 향상시킬 수 있다. 즉, 양호한 가공성을 구비한 소둔 냉연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 소둔에서 유지하는 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 소둔에서 유지하는 온도가 950℃를 넘으면, 조직이 조립화되는 경우가 있다. 조직의 조립화는 담금질 후의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 또, 소둔에서 유지하는 온도가 950℃를 넘어도, 온도를 높게 한 만큼의 효과는 얻어지지 않으며, 비용이 상승해, 생산성이 저하될 뿐이다. 따라서, 소둔에서 유지하는 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
소둔 후에는, 3~20℃／s의 평균 냉각 속도로 550℃까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각 속도를 3℃／s 이상으로 함으로써, 조대 펄라이트 및 조대한 세멘타이트의 생성이 억제되어, 담금질 후의 특성을 향상시킬 수 있다. 또, 상기 평균 냉각 속도를 20℃／s 이하로 함으로써, 강도 불균일 등의 발생을 억제하여, 소둔 열연 강판 또는 소둔 냉연 강판의 재질을 안정된 것으로 하는 것이 용이해진다.
(G) 열처리 강재의 제조 방법
본 발명에 관련된 열처리용 강판에 대해 열처리를 실시함으로써, 높은 강도를 가짐과 함께 인성이 우수한 열처리 강재를 얻는 것이 가능해진다. 열처리 조건에 대해서는 특별히 제한은 설정되지 않지만, 예를 들면, 하기의 가열 공정 및 냉각 공정을 순서대로 포함하는 열처리를 실시할 수 있다.
가열 공정
5℃／s 이상의 평균 승온 속도로, Ac3점~Ac3점＋200℃의 온도역까지 강판을 가열한다. 이 가열 공정에 의해, 강판의 조직을 오스테나이트 단상으로 한다. 가열 공정에 있어서 승온 속도가 너무 느리거나 또는 가열 온도가 너무 높으면, γ립이 조대화되어, 냉각 후의 강재의 강도가 열화될 우려가 있다. 이에 반해, 상기의 조건을 만족한 가열 공정을 실시함으로써, 열처리 강재의 강도의 열화를 방지할 수 있다.
냉각 공정
상기 가열 공정을 거친 강판을, 확산 변태가 일어나지 않도록(즉 페라이트가 석출되지 않는다), 상기 온도역부터 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상으로 냉각하고, 그 후, Ms점부터 100℃까지 5℃／s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 100℃ 미만의 온도로부터 실온까지의 냉각 속도에 대해서는, 공냉 정도의 냉각 속도가 바람직하다. 상기의 조건을 만족한 냉각 공정을 실시함으로써, 냉각 과정에 있어서의 페라이트의 생성을 방지할 수 있으며, 또한 Ms점 이하의 온도역에 있어서, 자동 뜨임에 의해 탄소가 미변태 오스테나이트로 확산, 농화되어, 소성 변형에 대해 안정적인 잔류 오스테나이트가 생성된다. 이것에 의해, 인성 및 연성이 우수한 열처리 강재를 얻는 것이 가능해진다.
상기의 열처리는 임의의 방법에 의해 실시할 수 있으며, 예를 들면, 고주파 가열 담금질에 의해 실시해도 된다. 가열 공정에 있어서, 강판을 Ac3점~Ac3점＋200℃의 온도역에서 유지하는 시간은, 오스테나이트 변태를 진행시켜 탄화물을 용해시킴으로써 강의 담금질성을 높이는 관점에서, 10s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 유지 시간은, 생산성의 관점에서는, 600s 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 열처리를 실시하는 강판으로서는, 열연 강판 또는 냉연 강판에 소둔 처리를 실시한 소둔 열연 강판 또는 소둔 냉연 강판을 이용해도 된다.
상기 열처리 시에, Ac3점~Ac3점＋200℃의 온도역으로 가열 후, Ms점까지 냉각하기 전에, 상술한 핫 스탬프와 같은 열간 성형을 실시해도 된다. 열간 성형으로서는, 굽힘 가공, 드로잉 가공, 장출 성형, 구멍 확장 성형, 및 플랜지 성형 등을 들 수 있다. 또, 성형과 동시 또는 그 직후에 강판을 냉각하는 수단을 구비하고 있으면, 프레스 성형 이외의 성형법, 예를 들면 롤 성형에 본 발명을 적용해도 된다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
[실시예]
표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 시험 전로로 용제하고, 연속 주조 시험기로 연속 주조를 실시하여, 폭 1000mm, 두께 250mm의 슬래브를 제작했다. 이 때, 표 2에 나타내는 조건에 있어서, 용강의 가열 온도 및 단위 시간당 용강 주입량의 조정을 행했다.
Figure pct00001
슬래브의 냉각 속도의 제어는 2차 냉각 스프레이대의 수량을 변경함으로써 행했다. 또, 중심 편석 저감 처리는, 응고 말기부에 있어서 롤을 이용하여, 1mm/m의 구배로 경압하를 실시하여, 최종 응고부의 농화 용강을 배출함으로써 행했다. 일부의 슬래브에 대해서는, 그 후, 1250℃, 24h의 조건에 있어서 소킹 처리를 실시했다.
얻어진 슬래브에 대해서, 열간 압연 시험기에 의해 열간 압연을 실시하여, 두께 3.0mm의 열연 강판으로 했다. 열간 압연 공정에서는, 조압연 후에 탈스케일링을 행하고, 마지막에 마무리 압연을 행했다. 그 후, 상기의 열연 강판을 실험실에서 산세했다. 또한 냉간 압연 시험기로 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.4mm의 냉연 강판으로 하고, 열처리용 강판(강 No.1~19)을 얻었다.
열처리용 강판의 제조 공정에 있어서의 중심 편석 저감 처리 및 소킹 처리의 유무, 열간 압연 공정에 있어서의 조압연이 종료되고 나서 마무리 압연을 개시할 때까지의 시간, 열간 압연 완료 온도 및 열연 강판의 권취 온도, 및, 산세에 의한 용삭량을, 표 2에 아울러 나타낸다.
Figure pct00002
얻어진 열처리용 강판에 대해서, 최대 높이 거칠기, 산술 평균 거칠기, 탄화물의 수 밀도, Mn 편석도 및 청정도를 측정했다. 본 발명에 있어서, 최대 높이 거칠기 Rz 및 산술 평균 거칠기 Ra를 구할 때에는, 표면 조도계를 이용하여 2mm 구간의 최대 높이 거칠기 Rz 및 산술 평균 거칠기 Ra를 압연 방향 및 압연 수직 방향으로 각 10개소 측정하고, 그 평균치를 채용했다.
원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수 밀도를 구할 때에는, 열처리용 강판의 표면을, 피크랄액을 사용하여 부식시키고, 주사형 전자현미경으로 2000배로 확대하여, 복수 시야의 관찰을 행했다. 이 때에, 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물이 존재하는 시야의 수를 세어 1mm2 당 개수를 산출했다.
Mn 편석도의 측정은 이하의 순서에 의해 행했다. EPMA를 이용하여 열처리용 강판의 판두께 중앙부에 있어서, 판두께 방향과 수직인 방향으로 라인 분석을 행하고, 분석 결과로부터 높은 순서로 3개의 측정치를 선택한 후, 그 평균치를 산출하여, 판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도를 구했다. 또, 열처리용 강판의 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서, EPMA를 이용하여 10개소의 분석을 행하고, 그 평균치를 산출하여, 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도를 구했다. 그리고, 상기의 판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도를, 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도로 나눔으로써, Mn 편석도 α를 구했다.
청정도는, 판두께 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t의 각 위치에 대해서, 점산법으로 측정했다. 그리고, 각 판두께에 있어서의 청정도의 값이 가장 큰(청정도가 가장 낮다) 수치를, 그 강판의 청정도의 값으로 했다.
열처리용 강판의 최대 높이 거칠기 Rz, 산술 평균 거칠기 Ra, 탄화물의 수 밀도, Mn 편석도 α 및 청정도의 측정 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
그 후, 상기의 각 강판으로부터, 두께：1.4mm, 폭：30mm, 및 길이：200mm의 샘플을 2개씩 채취했다. 채취한 각 샘플 중 1개에 대해서는, 열간 성형을 모의한 하기의 표 4에 나타내는 열처리 조건에 따라서, 통전 가열 및 냉각을 행한 후, 각 샘플의 균열 부위를 잘라내어, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험에 제공했다.
인장 시험은, ASTM 규격 E8의 규정에 준거하여, 인스트롱사 제조 인장 시험기로 실시했다. 상기 열처리 샘플을 1.2mm 두께까지 연삭한 후, 시험 방향이 압연 방향에 평행해지도록, ASTM 규격 E8의 하프 사이즈 판형상 시험편(평행부 길이：32mm, 평행부 판폭：6.25mm)를 채취했다. 각 시험편에 변형 게이지(쿄와 전업 제조 KFG-5, 게이지 길이：5mm)를 붙여, 3mm/min의 변형 속도로 실온 인장 시험을 행했다. 또한, 본 실시예에서 이용한 통전 가열 장치 냉각 장치에서는, 길이 200mm 정도의 샘플로부터 얻어지는 균열 부위는 한정되기 때문에, ASTM 규격 E8의 하프 사이즈 판형상 시험편을 채용하는 것으로 했다.
샤르피 충격 시험에서는, 균열 부위를 두께가 1.2mm가 될 때까지 연삭하고, 이것을 3장 적층한 V노치를 넣은 시험편을 제작하고, 이 시험편의 샤르피 충격 시험을 행하여 -80℃에 있어서의 충격값을 구했다. 또한, 본 발명에 있어서는, 40J/cm2 이상의 충격값을 갖는 경우를 인성이 우수하다고 평가하는 것으로 했다.
또, 채취한 각 샘플 중, 또 다른 1개에 대해서는, 열간 성형을 모의한 하기의 표 4에 나타내는 열처리 조건으로 통전 가열한 후, 균열 부위에 대해 굽힘 가공을 실시하고, 그 후 냉각했다. 냉각 후에, 각 샘플의 휨 가공을 실시한 부위를 잘라내어, 스케일 특성 평가 시험에 제공했다. 또한, 굽힘 가공을 실시할 때에는, 샘플의 양단을 지지구로 지지하여, 길이 방향 중앙 부근에 위로부터 R10mm의 지그를 눌러, U자 굽힘을 행했다. 지지구들의 간격은 30mm로 했다.
스케일 특성 평가 시험은, 프레스 시에 박리 탈락되지 않는지 어떤지의 지표가 되는 스케일 밀착성의 평가와, 숏 블래스트 처리 등에 의해 용이하게 박리 제거될 수 있는지 어떤지의 지표가 되는 스케일 박리성의 평가로 나누어 행했다. 우선, 통전 가열 후의 굽힘 가공에 의해 박리가 생기는지 어떤지를 관찰하여, 이하의 기준에 의해 스케일 밀착성의 평가를 행했다. 본 발명에 있어서는, 결과가 「○○」 또는 「○」인 경우에, 스케일 밀착성이 우수하다고 판단하는 것으로 했다.
○○：박리 없음
○ ：1~5개의 박리편 낙하
×：6~20개의 박리편 낙하
××：21개 이상의 박리편 낙하
계속해서, 상기의 스케일 밀착성의 평가에 있어서 「××」가 된 샘플 이외에 대해서는, 굽힘 가공을 더 실시한 부위에 대해, 접착 테이프에 의해 첩착·박리되는 테이프 박리 시험을 행했다. 그 후, 스케일이 테이프에 부착되어 용이하게 박리되는지 어떤지를 관찰하여, 이하의 기준에 의해 스케일 박리성의 평가를 행했다. 본 발명에 있어서는, 결과가 「○○」 또는 「○」인 경우에, 스케일 박리성이 우수하다고 판단하는 것으로 했다. 그리고, 스케일 밀착성 및 스케일 박리성 쌍방이 우수한 경우에, 열간 성형 중의 스케일 특성이 우수한 것으로 했다.
○○：모두 박리
○ ：1~5개의 박리편 잔존
×：6~20개의 박리편 잔존
××：21개 이상의 박리편 잔존
인장 시험, 샤르피 충격 시험 및 스케일 특성 평가 시험의 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 표 4에는, 각 강판의 Ac3점 및 Ms점을 아울러 나타낸다.
Figure pct00004
표 1~4를 참조하여, 본 발명에서 규정되는 화학 조성 및 조직 모두를 만족하는 강 No.1~10을 이용한 시험 No.1~11에서는, 스케일 특성에도 우수함과 함께, 40J/cm2 이상의 충격값을 가지며 인성이 우수한 결과가 되었다. 그 중에서도 Mn 편석도 α의 값이 1.6 이하이며 또한 청정도가 0.10% 이하인 시험 No.1, 3~9에서는, 50J/cm2 이상의 충격값을 가지며, 특히 인성이 우수한 결과가 되었다.
한편, 본 발명의 화학 조성을 만족하지 않은 강 No.11~13을 이용한 시험 No.12~14에서는, 최대 높이 거칠기 Rz의 값이 3.0μm 미만이 되었기 때문에, 스케일 밀착성이 불량이었다. 또, 강 No.14 및 16을 이용한 시험 No.15 및 17에서는, 열간 압연 후의 산세 공정에 있어서의 용삭량이 불충분했던 것에 기인하여, 최대 높이 거칠기 Rz의 값이 10.0μm를 넘었기 때문에, 스케일 박리성이 불량이었다. 또한, 강 No.15를 이용한 시험 No.16에서는, 열간 압연 후의 산세 공정에 있어서의 용삭량이 과잉이었던 것에 기인하여, 최대 높이 거칠기 Rz의 값이 3.0μm 미만이 되었기 때문에, 스케일 밀착성이 불량이었다.
강 No.17 및 18을 이용한 시험 No.18 및 19에서는, 열간 압연 공정에 있어서의 조압연이 종료되고 나서 마무리 압연을 개시할 때까지의 시간이 10s를 넘었다. 또, 강 No.19를 이용한 시험 No.20에서는, Si함유량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮고, 또 권취 온도가 높았다. 이들에 기인하여, 시험 No.18~20에서는, 최대 높이 거칠기 Rz의 값이 3.0μm 미만이 되었던 것에 더하여, 탄화물 수 밀도가 8.0×103개/mm2를 넘었기 때문에, 스케일 밀착성이 불량이며, 또한, 충격값이 40J/cm2 미만이 되어, 원하는 인성을 얻을 수 없었다.
<산업상의 이용 가능성>
본 발명에 의하면, 열간 성형 시의 스케일 특성이 우수한 열처리용 강판을 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명의 열처리용 강판에 대해, 열처리 또는 열간 성형 처리를 실시함으로써, 1.4GPa 이상의 인장 강도를 가짐과 함께 인성이 우수한 열처리 강재를 얻는 것이 가능해진다.

Claims (4)

  1. 강판의 화학 조성이, 질량%로,
    C：0.05~0.50%,
    Si：0.50~5.0%,
    Mn：1.5~4.0%,
    P：0.05% 이하,
    S：0.05% 이하,
    N：0.01% 이하,
    Ti：0.01~0.10%,
    B：0.0005~0.010%,
    Cr：0~1.0%,
    Ni：0~2.0%,
    Cu：0~1.0%,
    Mo：0~1.0%,
    V：0~1.0%,
    Ca：0~0.01%,
    Al：0~1.0%,
    Nb：0~1.0%,
    REM：0~0.1%,
    잔부：Fe 및 불순물이고,
    상기 강판의 표면에 있어서의 최대 높이 거칠기 Rz가 3.0~10.0μm이며,
    상기 강판 중에 존재하는 원상당 직경이 0.1μm 이상인 탄화물의 수(數) 밀도가 8.0×103개/mm2 이하인, 열처리용 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Cr：0.01~1.0%,
    Ni：0.1~2.0%,
    Cu：0.1~1.0%,
    Mo：0.1~1.0%,
    V：0.1~1.0%,
    Ca：0.001~0.01%,
    Al：0.01~1.0%,
    Nb：0.01~1.0%, 및
    REM：0.001~0.1%
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 열처리용 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    하기 (i) 식으로 표시되는 Mn 편석도 α가 1.6 이하인, 열처리용 강판.
    α=［판두께 중심부에서의 최대 Mn 농도(질량%)］/［표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에서의 평균 Mn 농도(질량%)］ ···(i)
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    JIS G 0555(2003)으로 규정되는 강의 청정도의 값이 0.10% 이하인, 열처리용 강판.
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