KR20190107077A - 강판 - Google Patents

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유야 스즈키
겐키 아부카와
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명은, 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상의 표층을 갖고 있으면서 내굽힘성이 우수한 클래드 강판을 제공하는 것을 과제로 한다. 본 발명의 강판은, 내층과, 해당 내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에 형성된 경질층을 구비하는 강판이며, 상기 경질층에 있어서의 C의 함유량은, 내층에 있어서의 C의 함유량보다도 높고, 또한, 상기 경질층에 있어서의 Mn의 함유량은, 내층에 있어서의 Mn의 함유량보다도 높고, 상기 경질층의 두께는 20㎛ 이상, 상기 경질층의 두께의 합계는 전체 판 두께의 2/5 이하이고, 상기 경질층의 평균 마이크로비커스 경도는 400HV 이상, 800HV 미만이고, 상기 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상, 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작고, 상기 내층의 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

강판
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 부품이나 인프라 구조 부재를 주된 용도로 하는, 내굽힘성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.
자동차의 섀시 부품이나 골격 부품, 및 철강 구조물의 기둥 부재 등에는 내굽힘성의 확보가 요구된다. 상기 부품이나 부재의 내굽힘성은, 주로 소재의 강도와, 부품 및 부재에 적용되는 강판의 판 두께에 따라 변화하고, 특히 강도 및 판 두께가 클수록, 큰 내굽힘성을 확보할 수 있다. 또한 근년, 자동차나 철강 구조물의 분야에서는, 부품 및 부재의 경량화가 진행되고 있고, 이에 수반하여, 판 두께가 작은 강판의 적용이 증가하고 있다. 따라서, 판 두께가 작은 경우에도 높은 내굽힘성을 갖는 강판에 대한 요구가 높아지고 있다.
지금까지, 강 부품 및 부재의 내굽힘성을 개선하는 기술에 대하여 많은 제안이 이루어져 왔다(예를 들어, 특허문헌 1 내지 5, 참조).
예를 들어, 특허문헌 1에는, 스파이크 금속 부재의 형상을 적정화하고, 종래 1.4 내지 2.0mm 두께의 강재를 사용한 스파이크 금속 부재와 동일 정도 또는 그 이상의 내굽힘 응력 및 내비틀림 모멘트를 갖게 하여, 운동 시의 지면에 대한 클로의 입사 시의 달라붙음을 유지하면서 상기 클로의 융기 부분과 상기 관통 구멍부 사이의 상기 기판의 소성 변형 및 상기 탈락을 방지하는, 야구 슈즈에 있어서의 스파이크 금속 부재가 개시되어 있다.
또한 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.10 내지 0.35％, Si: 0.40 내지 1.50％, Mn: 0.10 내지 1.50％, P: 0.030％ 이하, S: 0.030％ 이하, Cr: 0.50 내지 3.0％, Al: 0.020 내지 0.200％, N: 0.01 내지 0.03％ 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Al의 함유량과 N의 함유량으로부터 구해지는 고용 Al의 함유량이 Al의 질량％로부터 N의 질량％의 27/14를 감한 값이 0.020％ 이상을 충족하고, ?칭·템퍼링 후의 제품의 코어부의 불완전 ?칭 조직을 억제한, 내피칭 강도, 내굽힘 피로 강도, 내비틀림 피로 강도가 우수한 강이 개시되어 있다.
또한 특허문헌 3에는, C: 0.50 내지 0.70％, Si: 1.2 내지 2.5％, Mn: 0.4 내지 1.0％, P: 0.02％ 이하(0％를 포함하지 않는다), S: 0.03％ 이하(0％를 포함하지 않는다), Cr: 0.5 내지 2％, Al: 0.10％ 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.03％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강이 개시되어 있다. 특허문헌 3에 개시된 상기 강은, ?칭·템퍼링 처리 또는 침탄 ?칭·템퍼링 처리를 행하는 것만이어도, 우수한 내굽힘 피로 특성, 내굽힘성 및 압흔성을 발휘할 수 있고, 피니언축 부재 등의 축 부재의 소재로서 최적인 기어용 축강, 이러한 강재로부터 얻어지는 기어용 축 내굽힘성을 갖는 것을 특징으로 한다.
특허문헌 4에는, 강판 표면에, Al: 50 내지 60질량％, 잔부 실질적으로 Zn으로 이루어지는 도금층과, 그 도금층보다 상층에 도막을 갖는 도장 강판에 있어서, 모재의 단면 경도 HM(HV)과, 도금층의 단면 경도 HP(HV)가 식 (1) 및 식 (2)를 충족하고, 바람직하게는 또한 식 (3)을 충족하도록 조정되고 있는 내굽힘 복귀성이 우수한 Zn-Al계 도금 도장 강판 내굽힘성이 개시되어 있다. HM>HP…(1), HP≥90…(2), HM≤145…(3)
특허문헌 5에는, C: 0.05 내지 0.5％(질량％, 이하 동일함), Si: 3％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 2.5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Cr: 2.5 내지 15％를 함유하는 강을 사용하여, 열처리 프로세스로서, 침탄, 침탄질화 또는 침탄 침실을 한 후, 즉시, 또는 일단 A1 변태점 이하로 냉각하고 나서 다시 A1 변태점 이상 1100℃ 이하의 온도로 가열하여 탈탄 처리를 행함으로써, 표면으로부터 0.1mm 이내의 단면에 있어서의 탄화물의 평균 입경을 5㎛ 이하로 하는 고강도 부품의 제조 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 6에는, 표층 및 이층에 위치하는 C: 0.05 내지 0.2질량％, Mn: 0.5 내지 3％를 함유하는 강 A와, 상기 표층 및 이층 간에 위치하는 C: 0.01질량％ 이하, Mn: 0.5질량％ 이하를 함유하는 강 B를 구비하는 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 6에 개시된 상기 용융 아연 도금 강판은, 연질의 내층 강 B와 상기 내층의 양면에 배치된 고강도의 강 A를 구비함으로써, 내덴트성과 내면 변형성·가공성을 확보함과 함께, 용융 아연 도금에 의해 내식성을 확보하는 것을 특징으로 하고 있다.
특허문헌 7에는, 중량％로, C: 0.15 내지 0.45％, Mn: 0.2 내지 2.5％를 함유하는 강을, 열간 가공 후에 구상화 소둔하여 경도를 Hv180 이하로 하고, 이어서 냉간 가공하여 경도를 Hv250 이상으로 하는 연질화용 강재의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 7에는, 연질화 후의 표면 경도가 Hv600 이상, 또한, 유효 경화 깊이가 0.1mm 이상의 연질화 부품을 제조할 수 있는 것이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 제2013-198708호 공보 일본 특허 공개 제2012-132077호 공보 일본 특허 공개 제2010-242130호 공보 일본 특허 공개 제2008-156729호 공보 일본 특허 공개 제2000-129347호 공보 일본 특허 공개 평6-287686호 공보 일본 특허 공개 평9-256045호 공보
Masayoshi KUMAGAI, etal., ISIJ International, Vol.54(2014), No.1, PP.206-201
또한, 상기의 종래 기술은 어느 것이나 모두, 부품의 형상을 고안하는 것, 또는 열처리에 의한 표층의 개질에 의해 내굽힘성을 개선하는 기술이다. 한편, 이들의 기술은, 부품의 형상 변경이 어려운 경우, 혹은 열 처리 시의 강 부품의 치수 및 형상의 변화를 허용할 수 없는 경우로의 적용에 과제가 있다.
또한, 상기의 종래 기술은 모두, 판 두께가 작은 경우에도 높은 내굽힘성을 갖는 강판에 대한 요구를 충분히 충족하고 있지 않다. 종래의 클래드 강판에 있어서, 표층의 경도와 내굽힘성은, 트레이드오프의 관계에 있고, 표층의 경도를 향상시키면 내굽힘성이 열화된다는 기술적 과제가 있다. 상기의 종래 기술은, 이러한 기술적 과제를 충분히 해결하고 있지 않고, 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상의 표층을 갖고 있으면서 내굽힘성이 우수한 클래드 강판을 개시하고 있지 않다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하였다. 그 결과, 강판의 한쪽 또는 양쪽의 면에, 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상 또한 800HV 미만의 경질층을 형성시켜, 내층의 평균 마이크로비커스 경도를 350HV 이상 또한 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작고 또한 내층의 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥ 이상으로 제어함으로써, 내굽힘성을 높은 레벨로 확보하는 것을 알아내었다.
비특허문헌 1은, S45C 탄소강에 680℃에서 5시간의 응력 제거 열처리하고, 당해 열처리 후의 상기 탄소강에 40％의 냉간 압연을 행함으로써, 전위 밀도가 7.0×1013m/㎥ 내지 2.0×1015m/㎥로 증가하고, 내력, 경도 및 인장 강도가 증가한 것을 보고하고 있다.
그러나, 상기 경도 및 내굽힘성을 충족하는 강판의 제조 방법은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 고안해도 제조 곤란이고, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정으로 최적화를 달성함으로써 밖에 제조 가능하지 않은 것도, 여러가지 연구를 거듭함으로써 알아내고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1) 내층과, 해당 내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에 형성된 경질층을 구비하는 강판이며,
상기 경질층에 있어서의 C의 함유량은, 내층에 있어서의 C의 함유량보다도 높고, 또한, 상기 경질층에 있어서의 Mn의 함유량은, 내층에 있어서의 Mn의 함유량보다도 높고,
상기 경질층의 두께는 20㎛ 이상, 상기 경질층의 두께의 합계는 전체 판 두께의 2/5 이하이고,
상기 경질층의 평균 마이크로비커스 경도는 400HV 이상, 800HV 미만이고,
상기 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상, 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작고,
상기 내층의 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 이상인 것을 특징으로 하는 강판.
(2) 상기 경질층 및 내층은, 질량％로,
C: 0.10 내지 0.60％,
Si: 0.01 내지 3.00％,
Mn: 1.000 내지 10.00％를 함유하고,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
O: 0.0200％ 이하로 제한되고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 경질층 또는 상기 내층 중 적어도 어느 것은, 또한, 질량％로,
Al: 0.500％ 이하,
Cr: 2.000％ 이하,
Mo: 1.000％ 이하,
Ti: 0.500％ 이하,
B: 0.0100％ 이하,
Nb: 0.500％ 이하,
V: 0.500％ 이하,
Cu: 0.500％ 이하,
W: 0.100％ 이하,
Ta: 0.100％ 이하,
Ni: 0.500％ 이하,
Sn: 0.050％ 이하,
Sb: 0.050％ 이하,
As: 0.050％ 이하,
Mg: 0.0500％ 이하,
Ca: 0.050％ 이하,
Y: 0.050％ 이하,
Zr: 0.050％ 이하,
La: 0.050％ 이하,
Ce: 0.050％ 이하
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (2)에 기재된 내굽힘성이 우수한 강판.
본 발명의 강판은, 극히 단단한 경질층이 표층에 형성되어 있음에도 불구하고, 내굽힘성이 우수하다. 즉, 본 발명에 따르면, 강판의 한쪽 또는 양쪽의 면에, 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상 또한 800HV 미만의 경질층을 형성시켜, 내층의 평균 마이크로비커스 경도를 350HV 이상 또한 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작게 하고, 또한, 내층의 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥ 이상으로 제어함으로써, 내굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 표층(경질층)과 중심층(내층)의 경도 차와 나선 전위 밀도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는, 냉간 압연 전의 열연판 어닐링에 적합한, 상자 어닐링의 어닐링 패턴을 도시하는 도면이다.
도 3은, 냉간 압연 전의 열연판 어닐링 및 냉간 압연 후의 냉연판 어닐링에 적합한, 연속 어닐링의 어닐링 패턴을 도시하는 도면이다.
도 4는, 냉간 압연 후의 냉연판 어닐링에 적합한, 리히트형 냉연판 어닐링의 어닐링 패턴을 도시하는 도면이다.
도 5는, 발명 강에 스킨 패스 압연을 실시함으로써, 내층에 압축의 잔류 응력이 발생하는 것을 도시하는 도면이다.
본 발명의 강판은, 경질층과, 상기 경질층보다도 평균 마이크로비커스 경도가 낮은 내층으로 이루어지고, 표면의 적어도 한쪽에 상기 경질층을 구비하는 2층 또는 3층 구조의 강판이다.
먼저, 경질층 및 내층의 두께, 평균 마이크로비커스 경도를 한정한 이유를 설명한다.
[경질층 및 내층의 두께]
내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에 존재하는 경질층의 두께를 편면당 20㎛ 이상으로 하고, 전체 판 두께의 2/5 이하로 한다. 경질층의 두께가 20㎛ 미만인 경우, 경질층의 두께가 얇고, 강판에 굽힘 모멘트를 첨가한 때에, 용이하게 경질층의 박리를 초래하여, 우수한 내굽힘성이 얻어지지 않게 된다. 예를 들어, 내층의 한쪽 면에 있어서 20㎛ 이상의 경질층을 가진 경우에도, 상기 내층의 다른 쪽의 면에 있어서 20㎛ 미만의 경질층을 갖는 구조에서는, 강판에 굽힘 모멘트를 첨가한 때에, 20㎛ 미만의 경질층이 박리할 우려가 있다. 이 때문에, 경질층의 두께는, 내층의 편면에 대해서 20㎛ 이상으로 한다.
또한, 내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에 형성된 각각의 경질층의 두께의 합계가 전체 판 두께의 2/5를 초과하는 경우, 굽힘 시에 경질층에 걸리는 응력이 증대하고, 경질층으로부터 크랙이 발생하여 내굽힘성은 현저하게 열화되기 때문에, 복층화에 의한 내굽힘성 향상의 장점을 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 각각의 경질층의 두께의 합계는 전체 판 두께의 2/5 이하로 한다. 보다 바람직하게는, 각각의 경질층의 두께는 30㎛ 이상, 상기 두께의 합계는 전체 판 두께의 3/10 이하이다.
경질층과 내층의 두께 측정 방법은, 정확하게 측정 가능한 한 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 광학 현미경으로 측정해도 된다. 광학 현미경을 사용하여 경질층과 내층의 두께를 측정하는 경우, 다음 수순으로 측정하는 것이 바람직하다.
먼저, 측정의 대상으로 하는 샘플을 직경 30mm의 원통형의 에폭시 수지 중에 매립하고, #80 내지 1000의 연마지를 사용하여 습식 연마에 의해 초벌 연마를 행하고, 계속해서, 3㎛ 및 1㎛의 평균 입경을 갖는 다이아몬드 지립을 사용하여 경면상으로 마무리 연마를 행한다. 또한, 1㎛의 다이아몬드 입자에서의 연마는, 1N 내지 10N의 하중을 가하여, 30 내지 120mpm의 속도로 회전하는 연마대 위에서, 30 내지 600초 유지하는 조건에서 실시한다. 경질층과 내층에서는, 경도의 차가 있기 때문에, 상기의 1㎛의 다이아몬드 입자에서의 연마에 있어서, 연마량에 차가 발생한다.
이에 의해, 경질층과 내층의 경계에 근소한 단차가 발생하게 되고, 광학 현미경을 사용한 관찰에 의해, 경질층과 내층의 경계, 각 층의 판 두께 및 판 두께에 차지하는 비율을 보다 정확하게 구하는 것이 가능하게 된다. 또한, 마무리 연마에 의해 마련된 단차가 미소한 경우에는, 광학 현미경의 미분 간섭에 의한 관찰이 바람직하다.
[경질층 및 내층의 평균 마이크로비커스 경도]
경질층의 평균 마이크로비커스 경도를 400HV 이상, 800HV 미만으로 한다. 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 미만인 경우, 경질층의 경도가 낮고, 우수한 내굽힘성이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, 경질층의 평균 마이크로비커스 경도를 400HV 이상으로 한다. 한편, 경질층의 평균 마이크로비커스 경도가 800HV 이상이 되면, 경질층이 과도하게 고강도이기 때문에, 굽힘 모멘트를 첨가한 때에 경질층이 취성적으로 파괴하기 때문에, 내굽힘성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, 경질층의 평균 마이크로비커스 경도를 800HV 미만으로 한다. 보다 바람직하게는, 450HV 이상, 780HV 이하이다.
내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상, 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작은 값으로 한다. 평균 마이크로비커스 경도가 350HV 미만인 경우, 경질층과의 경도의 차가 커지는 점에서, 굽힘 모멘트를 첨가한 때에 내층측에 변형이 과도하게 치우치게 되고, 내층이 용이하게 변형되고, 내굽힘성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상으로 한다. 또한, 평균 마이크로비커스 경도가 경질층의 경도보다도 50HV 작은 값을 초과하는 경우, 경질층과 내층의 경도의 차가 작아지는 점에서, 굽힘 모멘트를 첨가한 때에, 경질층에 탄성 변형이 크게 걸리는 점에서, 내굽힘성은 열화된다. 이 때문에, 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작은 값으로 한다. 보다 바람직하게는, 400HV 이상, 경질층보다도 100HV 이상 작은 값이다.
강판의 평균 마이크로비커스 경도는, 경질층 및 내층의 표면측으로부터 각 두께 1/4위치에 있어서의 하중 0.098N의 마이크로비커스 경도를, 각각 12점 측정하고, 가장 단단한 데이터 및 가장 연질의 데이터를 제외한 10점의 평균값으로부터 구한다. 마이크로비커스 경도의 측정은, JIS Z 2244: 2009에 정의된 비커스 경도 시험에 준거하여 행한다. 또한, 하중 0.098N에서는 400HV의 경우의 압흔 대각선 길이는 약 7㎛, 800HV의 경우의 길이는 약 5㎛이고, 20㎛ 정도의 두께를 갖는 경질층의 경도도 적절하게 평가하는 것이 가능하다.
경질층의 나노 경도의 표준 편차는 2.0 이하가 바람직하다. 이것은, 경질층의 나노 경도의 변동을 억제함으로써, 내굽힘성이 현저하게 향상하기 때문이다. 표준 편차가 2.0을 초과하면, 경질층 내에서의 경도의 변동이 커지는 점에서, 예를 들어 굽힘 모멘트를 첨가한 때에 경질층에 균열이 발생하는 경우가 있다. 그 관점에서, 표준 편차는 2.0 이하가 바람직하고, 1.6 이하가 더욱 바람직하다. 표준 편차의 하한은 지정하지 않지만, 0.2 이하로 억제하는 것은 기술적으로 곤란하다.
또한, 경질층의 판 두께 방향의 나노 경도의 변동은 내굽힘성에 영향을 주지 않고, 가령, 판 두께 방향으로 경도의 경사를 갖고 있었다고 해도, 본 발명의 효과를 저해하지 않는다. 실질적으로는, 강판의 폭 방향에 있어서의 나노 경도의 변동이 큰 경우에, 즉, 판 두께 방향 및 압연 방향에 대하여 수직인 선 상에 있어서의 나노 경도의 변동이 큰 경우에, 내굽힘성은 저하된다. 이 때문에, 나노 경도의 표준 편차는, 어떤 판 두께 단면의 판 두께 방향과 압연 방향에 수직인 선 상에 있어서의 경도로부터 구할 필요가 있다. 단, 나노 경도의 측정 최초의 위치는, 강판의 폭 방향의 중심 위치를 기점으로 하여 우측 및 좌측의 어느 쪽의 방향이어도 된다.
본 발명에 있어서, 「경질층의 나노 경도의 표준 편차」란, 경질층의 표면측으로부터 두께의 1/4 위치에서, 판 두께 단면의 판 두께 방향 및 압연 방향에 대하여 수직인 선 상에 있어서 3㎛의 간격으로 100군데의 나노 경도를, 압입 깊이 80nm의 조건에서 측정하고, 얻어진 경도 데이터로부터 히스토그램을 제작하고, 그 히스토그램을 정규 분포로 근사할 때의 피팅 커브의 표준 편차를 말하는 것이다.
[내층의 나선 전위 밀도]
내층의 나선 전위 밀도는 Cu 또는, Co 관구를 구비한 미소부 X선 회절 장치를 사용하여, modified-Williamson-Hall/Warren-Averbach법에 의해 측정한다. X선 회절에 제공하는 시료는, 전술한 광학 현미경에 의한 판 두께 측정에 사용한 시료를 사용해도 된다. X선 회절에 제공하기 전에는, 경면 연마면에, 화학 에칭 혹은 전해 연마를 실시하여, 기계 연마에서 도입된 변형을 제거한다. 측정면은, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면으로 하고, X선의 조사 범위가 내층의 두께 중에 수렴되도록 X선 직경을 콜리메이터 등으로 조절한다. 또한, Cu 관구의 X선원을 사용하는 경우에는, 모노크로미터 등을 설치하고, 형광 X선의 검출을 가능한 한 억제시킨다. modified-Williamson-Hall/Warren-Averbach법에 의한 수순은, 예를 들어 T.Ungar and A.Borbely: Appl.Phys.Lett., 69(1996), 3173. 혹은, Masayoshi Kumagai, Muneyuki Imafuku, Shin-ichi Ohya: ISIJ International, Vol.54(2014) No.1, p.206-211을 참고로 해도 된다.
내층의 나선 전위 밀도는 2.0×1013m/㎥ 이상으로 한다. 나선 전위는 교차 미끄럼을 일으키고, 그 얽힘으로부터 강의 항복 강도를 상승시킨다. 즉, 내층 내의 나선 전위 밀도의 증가는, 「굽힘」이라고 하는 소성 변형의 발생에 요하는 하중을 증가시키므로, 내굽힘성을 증가시키는 작용 효과가 있다. 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 미만이면, 내굽힘성의 향상 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 2.0×1013m/㎥ 이상으로 한다. 또한, 나선 전위 밀도는 높을수록 바람직하지만, 1×1017m/㎥을 초과하는 경우에는 전위의 얽힘 사이트에 보이드가 발생하고, 강판의 취성적인 파괴를 초래한다. 따라서, 상한은 1×1017m/㎥가 바람직하다. 이 때문에, 내층의 나선 전위 밀도의 하한을 2.0×1013m/㎥ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 5×1013m/㎥ 이상이다.
[경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량과 내층에 있어서의 C, Mn의 함유량의 관계]
전술한 경질층 및 내층의 평균 마이크로비커스 경도의 요건과, 내층의 나선 전위 밀도의 요건에 첨가하여, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량을 내층에 있어서의 C, Mn보다도 많게 하는 것은, 본 발명의 효과를 얻기 위하여 필수적이다. C, Mn 모두 강의 마이크로 항복에 영향을 미치는 원소이고, 함유량의 증가에 수반하여 마이크로 항복의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 마이크로 항복이란, 예를 들어 인장 시험 시에 매크로적으로는 탄성 변형으로 간주되는 변형-응력의 영역에 있어서, 소재 내부의 결정립 단위에서 발생하는 항복 현상이다. 마이크로 항복은, 본질적으로는, 결정립 내부 혹은 입계로부터 발생한 전위가, 인접하는 결정립에 전파할 때에 발생한다. 이 결정립 단위에서 발생하는 항복, 즉 마이크로 항복이, 판 두께 전체에 전파하는 현상이, 인장 시험에서 인정되는 매크로적인 항복 현상이다. C는 결정립계에 편석함으로써, 인접 입자로의 전위의 전파, 즉, 마이크로 항복의 발생을 억제하는 효과가 있다. 또한, Mn은 입자 내를 이동하는 전위의 교차 미끄럼을 촉진하는 효과가 있다고 생각되고, 외력을 부여한 때의 결정립계로의 전위의 퇴적을 억제함으로써, 인접 입자로의 전위의 전파, 즉, 마이크로 항복의 발생을 억제하는 작용을 갖는다. 내굽힘성을 확보하기 위해서는, 경질층에 있어서의 마이크로 항복의 발생을 억제하는 것이 필요하고, 이것을 위해서는, 복층 강판에 외력을 가했을 때의 변형의 완화를, 내층의 마이크로 항복으로 보충할 필요가 있다. 따라서, 경질층의 마이크로 항복의 발생을 억제하여, 내층의 마이크로 항복의 발생을 촉진하기 위해서, 경질층에 있어서의 C, Mn의 각각의 함유량을, 내층에 있어서의 C, Mn의 각각의 함유량보다도 많게 할 필요가 있다.
경질층 및 내층의 강판에 최적인 화학 성분에 대하여 설명한다. 이하, 성분에 관한 「％」는 질량％를 의미한다.
(C: 0.10 내지 0.60％)
C는 강의 강화에 유효한 원소이다. 부품의 내굽힘성을 확보하기 위해서는 0.10％ 이상의 C양이 필요하고, 0.10％ 미만이면 소재의 경도가 부족하고, 우수한 내마곡성을 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 하한을 0.10％ 이상으로 한다. 한편, 0.60％를 초과하면, 소재 내에 탄화물의 형성을 촉진하고, 굽힘 모멘트를 첨가한 때에 탄화물을 기점으로 한 취성적인 균열을 초래하기 때문에 상한을 0.40％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.15％ 이상, 0.59％ 이하이다.
(Si: 0.01 내지 3.00％)
Si는, 탈산제로서 작용하고, 탄화물의 형태 제어 및 강의 강도 증가에 영향을 미치는 원소이다. 0.01％ 미만이면, 탄화물의 생성이 촉진하고, 다량의 탄화물이 강에 존재하게 되고, 내굽힘성은 열화된다. 또한, Si를 0.01％ 미만의 함유량으로 억제하는 것은, 현상의 정련 프로세스에서는 비용의 증가도 초래한다. 이 때문에, Si의 하한은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Si의 함유량이 3.0％를 초과하면, 강 부품의 취화를 초래하여, 내굽힘성을 저하시키기 때문에, 상한을 3.0％로 한다. 바람직하게는 0.01％ 이상, 2.5％ 이하이다. 보다 바람직하게는, 0.2％ 이상, 2.0％ 이하이다.
(Mn: 1.00 내지 10.00％)
Mn은, 탈산제로서 작용하고, 또한, 강의 펄라이트 변태 억제에 유효한 원소이다. 1.00％ 미만이면, 오스테나이트 영역으로부터의 냉각 과정에 있어서, 펄라이트 변태를 억제하는 것이 어려워지고, 이에 수반하여, 마르텐사이트의 조직 비율이 저하되기 때문에, 강도의 저하 및 내굽힘성의 열화를 야기한다. 이 때문에, 하한을 1.0％ 이상으로 한다. 한편, 10.00％를 초과하면, 조대한 Mn 산화물이 강 중에 존재하게 되고, 굽힘 시의 파괴의 기점이 되기 때문에, 내굽힘성이 열화된다. 이 때문에, 상한을 10.00％로 한다. 바람직하게는 2.0％ 이상, 9.0％ 이하이다.
(P: 0.0001 내지 0.0200％)
P는, 페라이트 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화를 촉진하는 원소이다. 적을수록 바람직하지만, 정련 공정에 있어서 0.0001％ 미만으로 고순도화하기 위해서는, 정련을 위하여 요하는 시간이 많아지고, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에, 하한을 0.0001％ 이상으로 해도 된다. 한편, 0.0200％를 초과하면, 입계 취화에 의해 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에, 상한을 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상, 0.0190％ 이하이다.
(S: 0.0001 내지 0.0200％)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하고, 강판 부품의 연성의 저하를 초래하는 원소이다. 적을수록 바람직하지만, 정련 공정에 있어서 0.0001％ 미만으로 고순도화하기 위해서는, 정련을 위하여 요하는 시간이 많아지고, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에, 하한을 0.0001％ 이상으로 해도 된다. 한편, 0.0200％를 초과하면, 굽힘 모멘트를 첨가한 때에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열의 발생을 초래하여, 내굽힘성이 저하되기 때문에, 상한을 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상, 0.0190％ 이하이다.
(N: 0.0200％ 이하)
N은, C와 마찬가지로 강의 강화에 유효한 원소이다. 내굽힘성의 확보의 관점에서, 함유량은 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.0001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, N이 포함되는 경우에는 하한을 0.0001％ 이상으로 한다. 한편, 0.0200％를 초과하는 함유량에서는, 강의 취화를 일으키는 점에서, 내굽힘성은 현저하게 저하된다. 이 때문에, 상한을 0.0200％로 한다. 바람직하게는 0.0010％ 이상, 0.0150％ 이하이다.
(O: 0.0200％ 이하)
O는, 강 중에 산화물의 형성을 촉구하는 원소이고, 페라이트 입자 내에 존재하는 산화물은 보이드의 생성 사이트가 되기 때문에 적은 쪽이 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.0001％ 미만으로 저감하는 것은, 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, O가 포함되는 경우에는 0.0001％ 이상을 하한으로 한다. 한편, 0.0200％를 초과하는 함유량에서는 내굽힘성을 저하시키기 때문에, 상한을 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005％ 이상, 0.0170％ 이하이다.
(Al: 0.500％ 이하)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Al을 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.500％를 초과하면 조대한 Al 산화물이 생성되고, 내굽힘성의 저하를 야기한다. 이 때문에, 상한을 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상 0.450％ 이하이다.
(Ti: 0.500％ 이하)
Ti는, 탄화물의 형태 제어에 중요한 원소이고, 다량의 함유에 의해 페라이트의 강도 증가를 촉구하는 원소이다. 내굽힘성의 확보의 관점에서, 함유량은 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, Ti가 포함되는 경우에는 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.500％를 초과하는 함유량에서는, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN이 강 중에 존재하게 되고, 내굽힘성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한을 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상, 0.450％ 이하이다.
(B: 0.0100％ 이하)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. B를 첨가하는 경우, 0.0001％ 미만이면, 첨가에 의한 고강도화 또는 내굽힘성의 향상의 효과가 충분히는 얻어지지 않는다. 또한, 0.0001％ 미만의 동정에는 분석에 세심한 주의를 기울일 필요가 있음과 함께, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 이른다. 이 때문에, 0.0001％ 이상을 하한으로 한다. 한편, 0.0100％를 초과하는 함유량에서는, 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하여, 내굽힘성은 열화된다. 이 때문에, 상한을 0.0100％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하이다.
(Cr: 2.000％ 이하)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하여, 강의 고강도화에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Cr을 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 첨가의 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 2.000％를 초과하는 첨가에서는, 중심 편석부에 조대한 Cr 탄화물을 형성하게 되고, 내굽힘성을 저하시키기 위해서, 상한을 2.000％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상, 1.500％ 이하이다.
(Mo: 1.000％ 이하)
Mo는, Mn, Cr과 마찬가지로 강의 강화에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가 된다. Mo를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 1.000％를 초과하면, 조대한 Mo 탄화물을 형성하고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 1.000％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 0.700％ 이하이다.
(Nb: 0.500％ 이하)
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 위하여 인성의 향상에도 효과적인 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Nb를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.500％를 초과하면, 미세하고 경질한 Nb 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 함께 연성이 현저된 열화를 초래하여, 내굽힘성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한을 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.200％ 이하이다.
(V: 0.500％ 이하)
V도, Nb와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 때문에 인성의 향상에도 효과적인 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. V를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.500％를 초과하면, 미세한 V 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 내굽힘성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한을 0.500％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.400％ 이하이다.
(Cu: 0.500％ 이하)
Cu는, 강판의 강도의 증가에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Cu를 첨가하는 경우, 강도 증가의 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는 0.001％ 이상의 함유량이 바람직하다. 한편, 0.500％를 초과하면, 적열 취성을 초래하여 열연에서의 생산성을 저하시키기 때문에 상한을 0.500％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.400％ 이하이다.
(W: 0.100％ 이하)
W도, Nb, V와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강의 강도의 증가에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. W를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.100％를 초과하면, 미세한 W 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 내굽힘성을 저하시키기 때문에 상한을 0.100％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.100％ 이하이다.
(Ta: 0.100％ 이하)
Ta도, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Ta를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만이면, 효과가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.100％를 초과하면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 내굽힘성을 저하시킨다. 이 때문에, 상한을 0.100％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.100％ 이하이다.
(Ni: 0.500％ 이하)
Ni는, 부품의 내굽힘성의 향상에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Ni를 첨가하는 경우, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.001％ 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.500％를 초과하면, 연성이 저하되고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 0.500％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상, 0.400％ 이하이다.
(Sn: 0.050％ 이하)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이고, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로의 저감에는 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, Sn이 포함되는 경우에는 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 또한, 0.050％를 초과하는 함유량에서는, 페라이트의 취화에 의한 내굽힘성의 저하를 야기하기 때문에, 상한을 0.050％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(Sb: 0.050％ 이하)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하기 때문에, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로의 저감에는 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, Sb가 포함되는 경우에는 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 또한, 0.050％를 초과하는 함유량에서는, 내굽힘성의 저하를 야기하기 때문에, 상한을 0.050％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(As: 0.050％ 이하)
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되어, 입계에 강하게 편석하는 원소이고, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로의 저감에는 정련 비용의 증가를 초래하기 때문에, As가 포함되는 경우에는 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 또한, 0.050％를 초과하는 함유량에서는, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에, 상한을 0.050％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(Mg: 0.0500％ 이하)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Mg를 첨가하는 경우, 0.0001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.0001％ 이상으로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 조대한 개재물의 형성에 의한 내굽힘성의 저하를 야기하기 때문에, 상한을 0.0500％로 한다. 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 0.0400％ 이하이다.
(Ca: 0.050％ 이하)
Ca는, Mg와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Ca를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 조대한 Ca 산화물이 생성되고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에, 상한을 0.050％로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(Y: 0.050％ 이하)
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Y를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 조대한 Y 산화물이 생성되고, 내굽힘성은 저하되기 때문에, 상한을 0.050％로 한다. 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(Zr: 0.050％ 이하)
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Zr을 첨가하는 경우, 0.001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 조대한 Zr 산화물이 생성되고, 내굽힘성은 저하되기 때문에, 상한을 0.050％로 한다. 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(La: 0.050％ 이하)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. La를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.050％를 초과하여 첨가하면, La 산화물이 생성되고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 0.050％로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.040％ 이하이다.
(Ce: 0.050％ 이하)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라서 첨가된다. Ce를 첨가하는 경우, 0.001％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않기 때문에 하한을 0.001％ 이상으로 한다. 한편, 0.050％를 초과하여 첨가하면, Ce 산화물이 생성되고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 0.050％로 한다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 0.046％ 이하이다.
또한, 본 발명의 강판에 있어서의 경질층 및 내층에서는, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지지만, 본 발명의 효과를 방해하지 않는 범위 내에서 다른 원소가 미량으로 포함되어 있어도 된다.
계속해서, 강판 조직의 관찰 및 측정 방법을 설명한다.
조직 관찰은, 주사형 전자 현미경으로 행한다. 관찰에 앞서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리지에 의한 습식 연마 및 1㎛의 평균 입자 사이즈를 가지는 다이아몬드 지립에 의해 연마하고, 관찰면을 경면에 마무리한 후, 3％ 질산 알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 3000배로 하고, 경질층 및 내층의 각 두께 1/4층에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 랜덤하게 10장 촬영한다. 조직의 비율은, 포인트 카운트법으로 구한다. 얻어진 조직 화상에 대하여, 세로 3㎛ 또한 가로 4㎛의 간격으로 나열하는 격자점을 계 100점 정하여, 격자점 아래에 존재하는 조직을 판별하고, 10장의 평균값으로부터 강판에 포함되는 조직 비율을 구한다.
탄화물의 체적률의 측정은, 주사형 전자 현미경으로 촬영한 조직 화상에 기초하여 행한다. 관찰에 앞서, 조직 관찰용의 샘플을, 에머리지에 의한 습식 연마 및 1㎛의 평균 입자 사이즈를 가지는 다이아몬드 지립에 의해 연마하고, 관찰면을 경면에 마무리한 후, 포화 피크르산 알코올 용액으로 조직을 에칭해 둔다. 관찰의 배율을 3000배로 하고, 판 두께 1/4층에 있어서의 30㎛×40㎛의 시야를 랜덤하게 8장 촬영한다. 얻어진 조직 화상에 대하여 미따니 쇼지 가부시키가이샤제(Win ROOF)로 대표되는 화상 해석 소프트웨어에 의해, 그 영역 중에 포함되는 각 탄화물의 면적을 상세하게 측정한다. 관찰 시야의 총 면적에 대한 탄화물의 총 면적의 비율을 구하고, 이것을 탄화물의 체적률로 한다. 또한, 노이즈에 의한 측정 오차의 영향을 억제하기 위해서, 면적이 0.01㎛2 이하의 탄화물은 평가의 대상으로부터 제외한다.
본 발명의 강판에 있어서, 경질층 및 내층에 있어서의 탄화물의 체적률은 2.0％ 이하가 바람직하다. 탄화물은 강 중에 있어서 가장 단단한 조직이고, 강에 부여하는 응력이 인장 강도의 0.5배 정도의 작은 경우에도, 다른 조직에 대한 경도의 차에 기인하여 탄화물에 접하는 강의 모상 계면에 변형이 집중한다. 변형의 집중은 소성 변형을 초래하여, 내굽힘성 및 내피로 특성의 저하를 야기한다. 따라서, 탄화물은 적을수록 바람직하고, 체적률로 2.0 이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 1.6％ 이하이다.
전술한 바와 같이, 본 발명의 강판은, 상기 내층과, 상기 경질층을 구비함으로써 강의 인장 강도가 향상되고, 인장 강도의 향상과 함께 항복점도 상승시키므로, 우수한 내굽힘성을 갖는다. 내굽힘성은, 다음 평가 방법에 의해 확인할 수 있다. 즉, 각 샘플로부터 셴크형 시험편을 제작하고, 응력 무부하의 상태에서 시험편 표면에 스트레인게이지를 첩부한 후에, 인장 강도의 0.5배의 부하 응력으로 103회의 반복 평면 굽힘을 부여하여, 시험편을 시험기로부터 분리한 후의 잔류 소성 변형을 측정한다. 본 발명에 따르면, 상기 잔류 소성 변형을 0.1％ 이하로 할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면, 피로 파괴 특성이 우수한 고강도 강판을 만들 수 있다. 이러한 고강도 강판은, 내굽힘성이 더 우수하므로, 내피로 강도가 우수하다. 또한, 내피로 특성은, 다음의 평가 방법에 의해 확인할 수 있다. 즉, 각 샘플로부터 셴크형 시험편을 제작하고, 응력 무부하의 상태에서 시험편 표면에 스트레인게이지를 첩부한 후에, 인장 강도의 0.5배의 부하 응력으로 104회의 반복 평면 굽힘을 부여한다. 본 발명에 따르면, 104회의 반복 평면 굽힘 후도 피로 파괴(파단)이 일어나지 않고, 피로 파괴 특성이 우수한 소재를 만들 수 있다. 본 발명에 따른 내피로 강도가 우수한 강판은, 적어도, 그 강판을 구성하는 경질층 및 내층의 강판 모두, 전술한 최적인 화학 성분의 조성을 충족할 필요가 있다.
이러한 내굽힘성이 우수한 강판은, 종전의 표층 개질 처리로서 일반적인 침탄·질화·연질화·고주파 표면 ?칭 등을 실시하는 것만으로는 얻어지지 않는다. 이 이유는, 침탄·질화·연질화 등의 열처리 기술에서는, 표층에 경질층을 형성시킬 때까지 머무르고, 내층의 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥로 제어하는 것이 어렵고, 내굽힘성의 저하를 초래하기 때문이다.
[본 발명의 강판 제조 방법]
이어서, 본 발명의 강판 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것으로서, 본 발명의 강판을 이하에 설명하는 것과 같은 내층과 경질층을 첩부함으로써 얻어진 복층 강판에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다. 예를 들어 강판의 제조 시에, 단층의 강판에 표면 처리를 실시하고, 그 표층 부분을 경화함으로써, 본 발명에 따른 내층과 경질층을 구비한 강판을 제조하는 것도 가능하다. 이렇게 강판의 제조 시에 표면 처리에 의해 표층 부분을 경화함으로써, 부품 성형 후에 표면 처리를 실시할 때에 발생하고 있었던 열처리 변형에 의한 치수 정밀도 저하의 과제를 해결할 수 있다.
본 발명의 제조 방법은, 내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에, 내층의 경도보다도 50HV 이상 단단한 경질층을 첩부하고, 또한 내층의 전위의 형태·성분·조직을 최적인 상태로 제어하는 것을 특징으로 하고 있다. 또한, 이러한 제조 방법으로서는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 박강판의 블랭크판을 사용한 확산 열처리법, 전자 빔 용접에 의해 경질층과 내층의 각 강 종류를 첩부한 슬래브를 사용한 열연·냉연 어닐링·및 도금 등의 처리를 들 수 있다. 본 발명의 구체적인 제조 방법의 특징은 이하와 같다.
복층 슬래브의 제조 방법은 특별히 상관없고, 예를 들어 연속 주조법 또는 슬래브 용접법의 어느 것이라도 상관없다. 연속 주조법에서는, 2개의 턴디쉬를 구비하는 주조기를 사용하여, 중심부에 위치하는 내층측의 주조체를 비롯하여 제조하고, 계속해서, 내층측의 주조체를 덮도록, 2번째 턴디쉬로부터 경질층에 해당하는, 내층측과는 다른 성분의 용강을 주입하고, 연속적으로 응고시켜, 복층 상태의 슬래브를 얻는다. 또는, 슬래브 용접법에서는, 소정의 조성으로 주조한 슬래브 또는, 슬래브로부터 제조한 조압연 소재에 대하여, 접합면을 머신 스카프 등에 의해 연마하고, 계속해서, 산 및 알코올 세정에 의해, 산화물이나 오염물을 제거한 것을, 적층한다. 또한 그 적층 슬래브 전자 빔 용접에 의해 접합하고, 열간 압연용의 적층 슬래브를 얻는다.
이상을 예로 하는 제법에 의해 만들어진 슬래브를 사용하여, 하기의 열간 압연 공정에 의해 복층 강판을 제조함으로써, 본 발명의 강판을 제조할 수 있다.
열연의 특징: 전술한 복층 슬래브를, 그대로, 또는 일단 냉각 후에 가열한 후에 열간 압연을 행하고, 650℃ 이상, 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 열연을 종료한다. 마무리 압연 후의 강판을 런아웃 테이블(ROT) 상에서 냉각 후에 700℃ 이하의 온도 범위로 권취하여 열연 코일로 한다. 또한, 열연 코일을 미산세의 상태 혹은 산세 후에, 신장률 0.1％ 이상의 조질 압연(「스킨 패스 압연」이라고도 함)을 부여한다. 이하에, 본 발명의 제조 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
상기 복층 슬래브의 열간 압연 시의 가열 온도는 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 하고, 상기 가열 온도 범위에 있어서의 가열 시간을 15분 이상 300분 이하로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1300℃를 초과하거나, 또는 가열 시간이 300분을 초과하는 경우에는 경질층과 내층 사이에서 현저하게 산화가 진행하고, 경질층과 내층이 박리되기 쉬워지기 때문에, 내굽힘성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 보다 바람직한 상한으로서, 가열 온도는 1250℃ 이하, 당해 온도 범위에 있어서의 가열 시간은 270분 이하이다. 한편, 상기 복층 슬래브의 열간 압연 시의 가열 온도가 1100℃ 미만이거나, 또는 가열 시간이 15분 미만이면, 경질층과 내층의 응고 편석의 해소가 불충분해지고, 경질층과 내층의 인장 강도가 불충분해지는 경우가 있다. 그 때문에, 보다 바람직한 하한으로서, 가열 온도는 1150℃ 이상, 당해 온도 범위에 있어서의 가열 시간은 30분 이상이다.
마무리 열연은 650℃ 이상, 950℃ 이하로 종료시키는 것으로 한다. 마무리 열연 온도가 650℃ 미만이면, 강판의 변형 저항의 증가로부터, 압연 부하가 현저하게 고조되고, 또한 롤 마모량의 증대를 초래하여, 생산성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 하한을 650℃ 이상으로 한다. 또한, 마무리 열연 온도가 950℃를 초과하면, ROT를 통판 중에 생성하는 두꺼운 스케일에 기인한 흠집이 강판 표면에 발생하고, 스케일에 기인하는 표면 크랙이 생성되는 점에서, 내굽힘성의 저하를 야기한다. 이 때문에, 상한을 950℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 800℃ 이상, 930℃ 이하이다. 또한, 경질층의 나노 경도의 표준 편차를 2.0 이하로 하기 위해서는, 상기 마무리 압연의 온도 범위에 첨가하고, 또한, 경질층의 강판을 전술한 최적인 화학 성분으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 열연 후의 ROT에서의 강판의 냉각 속도는 10℃/초 이상, 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 10℃/초 미만이면 냉각 도중에 있어서의 두꺼운 스케일의 생성과 그것에 기인하는 흠집의 발생을 방지할 수 없고, 표면 미관의 저하를 초래한다. 이 때문에 하한을 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판의 표층부터 내부에 걸쳐 100℃/초를 초과하는 냉각 속도로 강판을 냉각하면, 최표층부는 과잉으로 냉각되어 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직을 발생시킨다. 권취 후에 실온까지 냉각된 코일을 불출하는 때에는 전술한 저온 변태 조직에 미소 크랙이 발생하고, 계속되는 산세 공정에 있어서도 크랙을 제거하는 것은 어렵다. 이들의 크랙이 파단의 기점이 되고, 제조상에서의 강판의 파단 및 생산성의 저하를 야기한다. 이 때문에 상한을 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기에서 정하는 냉각 속도는, 마무리 열연 후의 강판이 무주수 구간을 통과 후에 주수 구간에서 물 냉각을 받는 시점(주수 개시점)으로부터, 권취의 목표 온도까지 ROT 상에서 냉각되는 시점에 있어서 각 주수 구간의 냉각 설비로부터 받는 냉각능을 가리키고 있고, 주수 개시점으로부터 권취기에 의해 권취되는 온도까지의 평균 냉각 속도를 나타내는 것은 아니다. 보다 바람직하게는 20℃/초 이상, 90℃/초 이하이다.
권취 온도는 700℃ 이하로 한다. 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연 후에 경질층 및 내층에 소정의 강도를 확보 가능하지 않은 것에 첨가하여, 다량의 탄화물의 생성을 초래하고, 내굽힘성의 저하를 야기한다. 이 때문에, 권취 온도의 상한은 700℃ 이하로 한다. 또한, 경질층의 강도 증가를 위해서, 권취 온도는 낮을수록 바람직하지만, 실온보다 저온의 심랭 처리(서브 제로 처리)를 실시하는 경우, 열연판이 현저하게 취화할 경우가 있기 때문에, 권취 온도의 하한은 0℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10℃ 이상, 680℃ 이하이다.
본 발명의 형태를 얻기 위해서, 스킨 패스 압연에서의 제어는 매우 중요하다. 복층 강판에 하중을 가하여 소성 변형을 부여하는 경우, 도 5에 도시하는 대로, 경질층 및 내층의 응력 변형선을 따라, 경질층과 내층에서 응력 및 변형의 분배가 일어난다. 예를 들어, 도 5 중의 좌표 1 및 2에 상당하는 소성 변형을 더하는 경우, 내층의 변형이 용이하기 때문에, 좌표 3에서 나타내는 것처럼 내층에 많은 소성 변형이 도입된다. 이 상태로부터, 하중을 제거하면, 좌표 1 및 3의 응력-변형 상태로부터 탄성 변형에 의한 수축이 일어난다. 또한, 좌표 3보다도 좌표 1의 응력이 높은 경우, 탄성 변형에 의한 수축량도 좌표 3보다도 좌표 1쪽이 커진다. 이 결과, 하중을 제거한 후의 응력 상태는, 좌표 4 및 5에서 나타내는 대로, 경질층에는 인장, 내층에는 압축 응력장이 만들어지게 된다.
이와 같이, 내층에 소성 변형을 첨가한 후에, 압축 응력을 남김으로써, 내층의 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥ 이상으로 제어하는 것이 가능하게 된다. 즉, 소성 변형에 의해 증식한 전위에 대하여, 변형과는 역방향(여기서는, 인장으로부터 압축)의 응력을 부여하면, 인장에 의해 도입된 전위가, 압축 응력이 가해짐으로써 발생원의 전위원을 향하여 되돌아가려고 한다. 또한, 스킨 패스 압연에 의해, 다량의 전위가 도입되어 있는 경우, 전위끼리가 서로 얽히고, 그 얽힘에 의해 전위의 이동이 억제되어, 전위원으로 되돌아갈 수는 없게 된다. 또한, 내층에 발생하는 압축 응력을 완화하려고 하기 때문에, 원래의 미끄럼계인 주미끄럼계와는 상이한, 다른 미끄럼계로 전위가 옮겨가는, 소위 교차 미끄럼이 발생한다. 이 교차 미끄럼은, 나선 전위만에 일어나는 현상이기 때문에, 복층 강판으로의 스킨 패스 압연의 부여에 의해, 나선 전위 밀도를 우선적으로 증가시키는 것이 가능하게 된다.
복층 강판에 부여하는 스킨 패스는 신장률로 0.1％ 이상으로 한다. 신장률, 결국은 복층 강판에 부여하는 소성 변형량이 0.1％ 미만인 경우에는, 내층의 소성 변형량이 적고, 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥ 이상으로 제어할 수 없다. 이 때문에, 스킨 패스 신장률의 하한을 0.1％ 이상으로 한다. 또한, 스킨 패스 압연율은 높을수록 바람직하지만, 5.0％를 초과하여 부여하는 것은, 압연기에 큰 부하를 가하는 것이 되고, 생산성의 저하를 초래하기 때문에, 상한으로서는 5.0％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2％ 이상, 4.0％ 이하이다.
또한, 상기의 스킨 패스 압연 완료, 혹은 미스킨 패스 압연의 열연 강대를 산세하고, 냉연, 혹은, 또한 냉연판 어닐링, 또는 열연판 어닐링 후에 냉연 및 냉연판 어닐링을 실시함으로써, 내굽힘성을 겸비하는 냉연 강대를 제조해도 된다.
산세 공정: 산세 공정에서 사용하는 산의 종류는 특별히 지정하지 않는다. 산세의 목적은, 열연 후에 강대의 표면에 생성된 산화 스케일의 제거이고, 염산 산세 또는 황산 산세여도 상관없다. 또한, 산세를 촉진시키기 위해서, 산세 용액 중에 화학적인 산세 촉진제의 투여, 또는 진동·장력의 증감 등, 기계적인 작용을 첨가해도, 본 발명의 근저 기술에는 전혀 영향을 미치지 않는다.
냉간 압연: 냉간 압연의 압하율은, 20％ 이상, 80％ 이하가 바람직하다. 압하율이 20％ 미만이면, 탠덤 압연기의 각 스탠드에서 부여하는 하중이 작아지기 때문에, 판 형상의 파악 및 제어가 곤란해지고, 생산성의 저하를 초래한다. 또한, 압하율이 80％를 초과하면, 각 스탠드에서 부여하는 하중이 현저하게 증대하고, 이에 수반하여, 롤에 발생하는 헤르츠 응력이 과도하게 높아지는 점에서, 롤 수명의 저하를 초래하고, 생산성의 저하를 야기한다. 이 때문에, 압하율은 20％ 이상, 80％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 25％ 이상, 70％ 이하이다.
열연판 어닐링 공정: 열연 강대를 냉간 압연에 제공하기 전에, 어닐링을 실시해도 된다. 열연판 어닐링의 목적은, 냉연 전의 강대의 연질화에 의한, 냉간 압연에서의 생산성의 확보 및 열연판 어닐링 후의 단계에서의 조직 비율의 제어에 의한, 냉연판 어닐링 후의 강대에 있어서의 우수한 내굽힘성의 발휘이다. 열연판 어닐링의 공정으로서는, 상자 어닐링(BAF) 또는 통상의 연속 어닐링법(C-CAL)의 어느 것이어도 된다. 상자 어닐링(BAF) 및 통상의 연속 어닐링법(C-CAL)의 공정의 개략을 도 2 및 도 3에 각각 나타낸다.
상자 어닐링에 있어서의 가열 속도 및 냉각 속도는, 5℃/hr 이상, 80℃/hr이 바람직하다. 가열 속도가 5℃/hr 미만이면, 열연판 어닐링 공정에 요하는 시간이 증대하고, 생산성의 저하를 초래한다. 한편, 가열 속도가 80℃/hr을 초과하면, 코일형으로 권취된 강대의 내주측과 외주측에서의 온도 차가 높아지고, 이 차이의 열팽창 차에 기인한 강대의 마찰에 의해, 강대의 표면에 흠집을 발생시킨다. 이 흠집은, 제품의 표면 미관의 저하에 첨가하여, 내굽힘성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 가열 속도는 5℃/hr 이상, 80℃/hr 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 10℃/초 이상, 60℃/초 이하이다.
상자 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 400℃ 이상, 720℃ 이하, 유지 시간은 1hr 이상, 150hr 이하가 바람직하다. 어닐링 온도가 400℃ 미만 또는 유지 시간이 1hr 미만이면, 강대의 연질화가 충분하지 않고, 냉간 압연에서의 생산성의 향상에 효과가 없다. 또한, 어닐링 온도가 720℃를 초과하면, 어닐링 중에 오스테나이트가 생성하게 되고, 열팽창 변화에 의한 강대로의 흠집의 발생을 야기한다. 또한, 유지 시간이 150hr을 초과하면, 강대의 표면이 응착하고, 번인을 발생하기 때문에, 표면 미관이 저하된다. 이 때문에, 상자 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 400℃ 이상, 720℃ 이하, 유지 시간은 1hr 이상, 150hr 이하가 바람직하다. 보다 바람직한 어닐링 온도는 420℃ 이상, 700℃ 이하, 유지 시간은 3hr 이상, 100hr 이하이다.
연속 어닐링에 있어서의 가열 속도 및 냉각 속도는, 5℃/초 이상이 바람직하다. 가열 속도가 5℃/초 미만이면, 생산성의 저하를 초래한다. 한편, 가열 속도 및 냉각 속도에 상한은 없고, 80℃/초를 초과해도 된다. 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
연속 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 650℃ 이상, 900℃ 이하, 유지 시간은 20초 이상, 300초 이하가 바람직하다. 어닐링 온도가 650℃ 미만 또는 유지 시간이 20초 미만이면, 연속 어닐링법에서는 강대의 연질화가 충분하지 않고, 냉간 압연에서의 생산성의 향상에 효과가 없다. 또한, 어닐링 온도가 900℃를 초과하면, 강대의 강도가 현저하게 저하되고, 로내에서의 판 파단을 초래하여, 생산성의 저하를 야기한다. 또한, 유지 시간이 300초를 초과하면, 로내 중의 불순물이 강대의 표면에 부착되게 되고, 표면 미관이 저하된다. 이 때문에, 연속 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 650℃ 이상, 900℃ 이하, 유지 시간은 20초 이상, 300초 이하가 바람직하다. 보다 바람직한 어닐링 온도는, 680℃ 이상, 850℃ 이하, 유지 시간은 30초 이상, 240초 이하이다.
연속 어닐링에 있어서의 과시 효대에서의 온도는, 200℃ 이상, 500℃ 이하, 유지 시간은 50초 이상, 500초 이하가 바람직하다. 과시 효대에서는, 가열의 단계에서 발생한 오스테나이트를 베이나이트 또는 마르텐사이트에 변태시켜, 잔류 오스테나이트의 양과 형태를 적절하게 제어함으로써, 우수한 내굽힘성이 얻어지게 된다. 시효 온도가 200℃ 미만 및 유지 시간이 50초 미만이면, 베이나이트의 변태량이 부족하고, 또한, 시효 온도가 500℃ 이상 및 유지 시간이 500초 미만이면, 잔류 오스테나이트의 양이 현저하게 저하되기 때문에, 내굽힘성은 양립하지 않게 된다. 이 때문에, 통상의 연속 어닐링에 있어서의 과시 효대에서의 온도는, 200℃ 이상, 500℃ 이하, 유지 시간은 50초 이상, 500초 이하가 바람직하다. 보다 바람직한 온도는 250℃ 이상, 450℃ 이하, 유지 시간은 60초 이상, 400초 이하이다.
냉연판 어닐링 공정: 냉연판 어닐링의 목적은, 냉연에 의해 상실된 강대의 내굽힘성의 회복이고, 또한 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 각 조직의 비율을 최적화함으로써, 우수한 내굽힘성을 얻는 것이다. 냉연판 어닐링의 공정으로서는, 통상의 연속 어닐링법(C-CAL) 또는 리히트형의 연속 어닐링법(R-CAL)의 어느 것이어도 된다.
냉연판 어닐링에서의, 통상의 연속 어닐링법(C-CAL)에 있어서의 가열 및 유지·냉각 공정은, 열연판 어닐링 공정에 대하여 전술한 연속 어닐링과 마찬가지의 조건에서 행할 수 있다.
리히트형의 연속 어닐링의 공정 개략을 도 4에 도시한다. 리히트형의 연속 어닐링에 있어서의 가열 속도 및 냉각 속도는, 5℃/초 이상이 바람직하다. 가열 속도가 5℃/초 미만이면, 생산성의 저하를 초래한다. 한편, 가열 속도 및 냉각 속도에 상한은 없고, 80℃/초를 초과해도 된다. 보다 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
리히트형의 연속 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 700℃ 이상, 900℃ 이하, 유지 시간은 20초 이상, 300초 이하가 바람직하다. 어닐링 온도가 700℃ 미만 또는 유지 시간이 20초 미만이면, 연속 어닐링 중에 변태하는 오스테나이트의 양이 충분하지 않고, 그 후의 ?칭 분배 처리에 있어서, 바람직한 조직 비율로 제어할 수 없게 된다. 또한, 어닐링 온도가 900℃를 초과하면, 강대의 강도가 현저하게 저하되고, 로내에서의 판 파단을 초래하여, 생산성의 저하를 야기한다. 또한, 유지 시간이 300초를 초과하면, 로내 중의 불순물이 강대의 표면에 부착되게 되고, 표면 미관이 저하된다. 이 때문에, 연속 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는 700℃ 이상, 900℃ 이하, 유지 시간은 20초 이상, 300초 이하가 바람직하다. 보다 바람직한 어닐링 온도는, 720℃ 이상, 850℃ 이하, 유지 시간은 30초 이상, 240초 이하이다.
리히트형의 연속 어닐링에 있어서의 냉각 정지 온도는 100℃ 이상, 340℃ 이하, 유지 시간은 5초 이상, 60초 이하가 바람직하다. 이 냉각의 과정에서는, 일부의 오스테나이트를 마르텐사이트에 변태시켜, 강재의 강도를 증가시킨다. 냉각 정지 온도가 100℃ 미만인 경우, 마르텐사이트로의 변태량이 과잉이 되고, 강재의 연성 및 내굽힘성을 손상시킨다. 이 때문에, 냉각 정지 온도의 하한은 100℃ 이상이 바람직하다. 냉각 정지 온도가 340℃를 초과하고, 또는 유지 시간이 5초 미만인 경우에는, 소량의 마르텐사이트밖에 얻어지지 않고, 강의 강도를 증가시키는 것이 어려워진다. 이 때문에, 냉각 정지 온도의 상한은 340℃ 이하, 유지 시간의 하한은 5초 이상이 바람직하다. 또한, 60초를 초과하여 유지했다고 해도, 조직적으로 큰 변화는 일어나지 않기 때문에, 유지 시간의 상한은 60초가 바람직하다. 보다 바람직한 온도는, 150℃ 이상, 320℃ 이하, 유지 시간은 6초 이상, 50초 이하이다.
리히트형의 연속 어닐링에 있어서의 과시 효대에서의 온도는, 350℃ 이상, 480℃ 이하, 유지 시간은 50초 이상, 500초 이하가 바람직하다. 과시 효대에서는, 냉각 정지 시에 생성된 일부의 마르텐사이트를 핵으로 하여, 잔부 오스테나이트의 베이나이트로의 변태를 촉진시켜, 잔류 오스테나이트의 양과 형태를 적절하게 제어함으로써, 우수한 내굽힘성이 얻어지게 된다. 시효 온도가 350℃ 미만 미쳐 유지 시간이 50℃ 미만이면, 베이나이트의 변태량이 부족하고, 또한, 시효 온도가 480℃ 이상 및 유지 시간 500초 미만이면, 잔류 오스테나이트의 양이 현저하게 저하되기 때문에, 내굽힘성은 양립하지 않게 된다. 이 때문에, 리히트형의 연속 어닐링에 있어서의 과시 효대에서의 온도는, 350℃ 이상, 480℃ 이하, 유지 시간은 50초 이상, 500초 이하가 바람직하다. 보다 바람직한 온도는, 380℃ 이상, 460℃ 이하, 유지 시간은 60초 이상, 400초 이하이다.
이상의 본 발명의 제조 방법에 의하면, 강판의 한쪽 또는 양쪽의 면에, 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상 또한 800HV 미만인 경질층을 형성시켜, 내층의 평균 마이크로비커스 경도를 350HV 이상 또한 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작은 값으로 하고, 내층의 나선 전위 밀도를 2.0×1013m/㎥ 이상으로 제어되어, 우수한 내굽힘성을 갖는 강판을 제조할 수 있다. 본 발명의 제조 방법에 의하면, 전술한 잔류 소성 변형 시험의 잔류 소성 변형이 0.1％ 이하의 강판을 제조할 수 있다.
실시예
다음으로 실시예에 의해 본 발명의 효과를 설명한다.
실시예의 수준은, 본 발명의 실시 가능성 그리고 효과를 확인하기 위하여 채용한 실행 조건의 일례이고, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명 요지를 일탈하지 않고, 본 발명 목적을 달성하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
(실시예 No.1 내지 113)
표 1-1 및 표 1-2의 조성 No.A 내지 BA의 조성을 갖는 슬래브를 연속 주조법에 의해 제조하였다. 제조된 상기 조성의 슬래브를 사용하여, 표 2-1 내지 표 2-6의 「층 구성」의 「표층」, 「중심」, 「이층」의 순서대로 적층함으로써, 2층 구조 또는 3층 구조의 적층 슬래브를 제조하였다. 얻어진 적층 슬래브의 각각을 하기 조건에서 가열하여 열간 압연 공정, 마무리 압연 공정, ROT 냉각 공정, 권취 공정을 행하였다. 권취 공정 후의 복층 강판에 대하여 하기 조건에서 스킨 패스 압연을 행하여, 실시예 No.1 내지 113의 최종 제품으로서의 복층 강판을 제조하였다. 표 2-1 내지 표 2-6의 항목 「표층」 및 「이층」은, 내층(표 2-1 내지 표 2-6의 항목 「중심」)의 표면 및 이면에 각각 형성된 것이다.
[제조 조건]
적층 슬래브의 열간 압연 공정 시의 가열 조건: 1200℃에서 50분 유지
적층 슬래브의 마무리 압연 온도: 920℃
ROT 냉각 속도: 55℃/초
권취 온도: 220℃
스킨 패스 압연 공정 시의 적층 강판의 신장률: 0.3％
최종 제품으로서의 적층 강판의 판 두께: 2.4mm
표층 및 이층의 각 층 두께: 480㎛(판 두께의 1/5)
실시예 No.1 내지 113의 각각의 적층 강판에 대해서, 표층과 중심층의 경도의 차, 이층과 중심층의 경도의 차, 인장 강도, 나선 전위 밀도, 내굽힘 특성 및 내피로 특성을 측정하였다.
내피로 특성은, 전술한 바와 같이, 각 적층 강판으로부터 셴크형 시험편을 제작하고, 상기 시험편에 인장 강도의 0.5배의 부하 응력으로 104회 이상의 반복 평면 굽힘을 부여한 후, 피로 파괴(파단)의 유무를 스트레인게이지에서 판정함으로써 행하였다. 파괴까지의 반복 횟수가 104회를 초과하는 경우에는 ○(합격), 104회 이하인 경우에는 ×(불합격)로 하였다.
또한, 내굽힘 특성은, 표 2-4 내지 표 2-6의 각 실시예로부터 셴크형 시험편을 제작하고, 응력 무부하의 상태에서 시험편 표면에 스트레인게이지를 첩부한 후에, 인장 강도의 0.5배의 부하 응력으로 103회의 반복 평면 굽힘을 부여하여, 시험편을 시험기로부터 떼어낸 후의 잔류 소성 변형을 측정함으로써 행하였다. 잔류 소성 변형이 0.1％ 이하인 경우에는, 반복 굽힘에 있어서 소성 변형이 억제되어, 내굽힘성이 우수하다고 판단하고, "○"의 지표를 붙였다. 또한, 잔류 소성 변형이 0.1％를 초과하는 경우에는, 반복 굽힘에 있어서 소성 변형을 억제할 수 없었다고 판단하여, "×"의 지표를 붙였다.
표 2-4 내지 표 2-6의 실시예 중, 중심의 층(내층)에 있어서의 C의 함유량이 표층 혹은 이층에 있어서의 C의 함유량보다도 높은 실시예와, 내층에 있어서의 Mn의 함유량이 표층 혹은 이층에 있어서의 Mn의 함유량보다도 높은 실시예는, 모두 내굽힘 특성이 「×」로 되어 있는 것을 알 수 있다.
발명예는, 모두, 경질층의 나노 경도의 표준 편차가 2.0 이하였다.
또한, 비교예인 복층 강판 No.15, 26 및 No.99는, 내층 및 경질층의 모두 경도가 본 발명의 요건을 충족시키고, 내층의 나선 전위 밀도도 본 발명의 요건을 충족시킴에도 불구하고, 내굽힘 특성이 「×」였다. 복층 강판 No.15, 26 및 No.99는, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량이 내층에 있어서의 C, Mn의 함유량보다도 낮게 되어 있기 때문에, 경질층에 있어서의 마이크로 항복의 발생을 억제하기 어려워진 것이 원인으로 생각된다. 이와 같이, 전술한 경질층 및 내층의 평균 마이크로비커스 경도의 요건과, 내층의 나선 전위 밀도의 요건에 첨가하여, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량을 내층에 있어서의 C, Mn보다도 많게 하는 것은, 본 발명의 효과를 얻기 위하여 필수적이다.
비교예인 복층 강판 No.17, 32의 이층은, 조성 No.I의 강판이다. 강판 No.I의 탄소 함유량은 높으므로, 복층 강판 No.17, 32의 이층의 경도는, 모두 800HV를 초과하고 있다. 그 때문에, 복층 강판 No.17, 32는 모두 취화 균열이 발생하기 쉬워지고, 내굽힘성이 저하되었다.
실시예 No.1 내지 113 중, 실시예 No.15, 26 및 99를 제외하는 모든 실시예에 대하여 「경도 차」와 「나선 전위 밀도」를 검토하였다. 그 결과를 도 1에 도시한다. 도 1의 비교예 「×」 및 발명예 「○」의 위치에서, 내굽힘성을 향상시키기 위해서는, 상기 내층의 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 이상이고, 표층과 중심층의 경도 차가 50HV 이상이 될 필요가 있는 것을 알 수 있다.
(실시예 No.114 내지 126)
표리층(경질층)의 두께에 의한 내굽힘 특성 및 내피로 특성에 대한 효과를 조사하기 위해서, 표 2-4 내지 표 2-6에 있어서의 내굽힘 특성 및 내피로 강도가 모두 "○"(합격)인 실시예의 층 구성의 표리층의 두께를 바꾸어서 적층 슬래브를 제조하였다. 상기 적층 슬래브 각각을 사용하여, 실시예 No.1 내지 113과 동일한 제조 조건에서, 실시예 No.114 내지 126의 복층 강판을 제조하였다. 또한, 실시예 No.114 내지 126의 적층 강판의 판 두께는 모두 2.4mm이다. 실시예 No.114 내지 126의 복층 강판은, 표 3에 나타내는 층 구성을 각각 갖고 있고, 표 1-1 및 표 1-2의 조성 No.A 내지 BA 중, 전술한 최적인 화학 성분의 강 조성을 갖는 개발 강의 슬래브를 사용하여 제조되었다.
표 3의 항목 「표리층 목적 두께」의 란은, 표층 및 이층의 각각의 층 두께의 상기 판 두께에 대한 비율의 목표값이며, 제조 시에 설정되었다. 또한, 표 3의 항목 「실질 두께」란, 실시예 No.114 내지 126의 적층 강판의 이층 및 표층의 실제의 층 두께이다. 표 3의 실시예 No.114 내지 116으로부터 알 수 있는 바와 같이, 각 경질층의 두께가 20㎛ 미만이고, 경질층의 두께 합계가 전체 판 두께의 1/100 미만인 것은, 내굽힘 특성이 불충분하다. 또한, 각 경질층의 두께가 20㎛ 이상이어도, 경질층의 두께의 합계가 전체 판 두께의 2/5를 초과하는 것은, 내굽힘 특성이 불충분해지는 것을 알 수 있다.
(실시예 No.127 내지 169)
열간 압연 조건에 의한 내굽힘 특성 및 내피로 특성에 대한 효과를 조사하기 위해서, 표 1-1 및 표 1-2의 조성 No.A 내지 BA 중, 개발 강의 슬래브를 사용하여, 표 4-1 내지 표 4-2에 나타내는 열간 압연 조건에서, 실시예 No.127 내지 169의 적층 강판을 제조하였다. 실시예 No.127 내지 169의 적층 강판은, 표 4-1 및 표 4-2에 나타내는 층 구성을 각각 갖고, 경질층이 편면만 형성된 적층 강판의 실시예 No.147을 제외하고, 각각 동일한 종류의 슬래브를 사용하여 표층 및 이층이 구성되어 있다. 실시예 No.127 내지 169의 모두 판 두께가 2.4mm이고, 표층 및 이층의 각 층 두께는 240㎛(판 두께의 1/10)이다.
실시예 No.132로부터 알 수 있는 바와 같이, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량이 내층에 있어서의 C, Mn의 함유량보다도 높은 경우에도, 권취 온도가 700℃를 초과하면, 경질층과 내층의 경도 차가 50Hv 미만이 되고, 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 미만이 되므로, 내굽힘 특성이 불충분해지는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 No.138 및 157로부터 알 수 있는 바와 같이, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량이 내층에 있어서의 C, Mn의 함유량보다도 높은 경우에도, 처리 열간 압연 온도가 650℃ 미만, 혹은 950℃ 초과인 경우, 경질층과 내층의 경도 차가 50Hv 미만이 되고, 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 미만이 되므로, 내굽힘 특성이 불충분해지는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 No.154로부터 알 수 있는 바와 같이, 경질층에 있어서의 C, Mn의 함유량이 내층에 있어서의 C, Mn의 함유량보다도 높은 경우에도, 스킨 패스 압연이 신장률 0.1％ 미만인 경우, 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 미만이 되므로, 내굽힘 특성이 불충분해지는 것을 알 수 있다.
(실시예 No.170 내지 192)
표 1-1 및 표 1-2의 조성 No.A 내지 BA 중, 개발 강의 슬래브를 사용하여, 표 5-1에 나타내는 층 구성을 갖는 실시예 No.170 내지 192의 적층 강판을 제조하였다. 경질층이 편면만 형성된 적층 강판의 실시예 No.179를 제외하고, 표 5-1에 나타내는 적층 강판은, 각각 동일한 종류의 슬래브를 사용하여 표층 및 이층이 구성되어 있다. 실시예 No.170 내지 192의 적층 강판은 모두, 권취 공정 시의 판 두께가 2.4mm이고, 표층 및 이층의 각 층 두께는 240㎛였다. 권취 공정 후의 각 적층 강판을 산세하고, 이어서 표 5-2의 조건에서 열연판 어닐링, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링을 실시한 후, 신장률이 0.3％의 스킨 패스 압연을 행함으로써, 실시예 No.170 내지 192의 적층 강판을 제조하였다.
표 5-2의 패턴 「BAF」는, 도 2에 도시하는 어닐링 패턴으로 상자 어닐링을 행한 것을 나타내고, (1) 가열 속도(℃/hr), (2) 어닐링 온도(℃), (3) 유지 시간(hr), (4) 냉각 속도(℃/hr)가 표 5-2의 패턴 「BAF」의 란에 대응하는 조건 (1) 내지 (4)의 크기였던 것을 나타낸다. 또한, 표 5-2의 패턴 「C-CAL」은, 도 3에 도시하는 어닐링 패턴으로 연속 어닐링을 행한 것을 나타내고, (1) 가열 속도(℃/hr), (2) 어닐링 온도(℃), (3) 유지 시간(hr), (4) 냉각 속도(℃/hr), (5) 과시효 온도(℃), (6) 유지 시간(s), (7) 냉각 속도(℃/s)가 표 5-2의 패턴 「C-CAL」의 란에 대응하는 표 5-2의 조건 (1) 내지 (7)의 크기였던 것을 나타낸다. 또한, 표 5-2의 패턴 「R-CAL」은, 도 4에 도시하는 어닐링 패턴으로 연속 어닐링을 행한 것을 나타내고, (1) 가열 속도(℃/hr), (2) 어닐링 온도(℃), (3) 유지 시간(hr), (4) 냉각 속도(℃/hr), (5) 냉각 정지 온도(℃), (6) 유지 시간(s), (7) 가열 속도(℃/s), (8) 과시효 온도(℃), (9) 유지 시간(s), (10) 냉각 속도(℃/s)가 표 5-2의 패턴 「R-CAL」의 란에 대응하는 표 5-2의 조건 (1) 내지 (10)의 크기였던 것을 나타낸다.
표 5-1 및 표 5-2에 나타내는 제조 조건에 의해, 실시예 No.170 내지 192의 적층 강판은, 표 5-3에 나타나는 금속 조직이 형성되었다. 이들의 실시예는 모두 적합한 조건에서 제조되고 있고, 표 5-4에 도시하는 바와 같이, 내굽힘 특성 및 내피로 특성이 양호하였다.
(실시예 No.193 내지 215)
표 5-1의 실시예 No.170 내지 192의 적층 강판과 동일한 층 구성을 갖는 적층 슬래브를 제조하고, 얻어진 적층 슬래브 각각을, 실시예 No.1 내지 113과 동일한 제조 조건에서 열간 압연 공정, 마무리 압연 공정, ROT 냉각 공정, 권취 공정을 행하고, 또한, 표 6-1에 나타내는 조건에서 광휘 어닐링 및 도금 처리를 실시한 후, 신장률이 0.3％의 스킨 패스 압연을 행하여, 실시예 No.193 내지 215의 적층 강판을 제조하였다. 표 6-1의 항목 「도금종」은, 실시예 No.193 내지 215의 표면에 형성된 도금층의 조성을 나타낸다. 각 도금종의 두께는 12㎛ 정도이다. 또한, 표 6-1의 항목 「합금화 유무」는, 도금층과 표층 및/또는 이층의 합금화의 유무를 나타낸다. 경질층이 편면만 형성된 적층 강판의 실시예 No.202를 제외하고, 표 6-1 및 표 6-2에 나타내는 적층 강판은, 각각 동일한 종류의 슬래브를 사용하여 표층 및 이층이 구성되어 있다(표 6-1의 항목 「표리층」). 또한, 실시예 No.193 내지 215의 적층 강판의 판 두께는 2.4mm이고, 표층 및 이층의 층 두께는 240㎛(판 두께의 1/10)이다.
표 6-2에 이들의 실시예 No.193 내지 215의 적층 강판의 경질층의 경도, 중심층의 경도, 나선 전위 밀도, 내굽힘성 등의 측정 결과를 나타낸다. 실시예 No.193 내지 215의 적층 강판의 어느 것에 있어서도, 상기 경질층의 평균 마이크로비커스 경도가 400HV 이상, 800HV 미만이고, 상기 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상, 경질층의 평균 마이크로비커스 경도보다도 50HV 이상 작고, 상기 내층의 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 이상이었다. 이들의 실시예의 적층 강판은, 모두 내굽힘성 및 내피로 특성이 양호하였다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2-1]
Figure pct00003
[표 2-2]
Figure pct00004
[표 2-3]
Figure pct00005
[표 2-4]
Figure pct00006
[표 2-5]
Figure pct00007
[표 2-6]
Figure pct00008
[표 3]
Figure pct00009
[표 4-1]
Figure pct00010
[표 4-2]
Figure pct00011
[표 4-3]
Figure pct00012
[표 4-4]
Figure pct00013
[표 4-5]
Figure pct00014
[표 4-6]
Figure pct00015
[표 5-1]
Figure pct00016
[표 5-2]
Figure pct00017
[표 5-3]
Figure pct00018
[표 5-4]
Figure pct00019
[표 6-1]
Figure pct00020
[표 6-2]
Figure pct00021
본 발명의 강판은 내굽힘성이 우수하고, 자동차 부품이나 인프라 구조 부재에 적합하게 사용할 수 있다.

Claims (3)

  1. 내층과, 해당 내층의 한쪽 또는 양쪽의 면에 형성된 경질층을 구비하는 강판이며,
    상기 경질층에 있어서의 C의 함유량은, 내층에 있어서의 C의 함유량보다도 높고, 또한, 상기 경질층에 있어서의 Mn의 함유량은, 내층에 있어서의 Mn의 함유량보다도 높고,
    상기 경질층의 두께는 20㎛ 이상, 상기 경질층의 두께의 합계는 전체 판 두께의 2/5 이하이고,
    상기 경질층의 평균 마이크로비커스 경도는 400HV 이상, 800HV 미만이고,
    상기 내층의 평균 마이크로비커스 경도는 350HV 이상, 경질층의 경도보다도 50HV 이상 작고,
    상기 내층의 나선 전위 밀도가 2.0×1013m/㎥ 이상인 것을 특징으로 하는 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 경질층 및 내층은, 질량％로,
    C: 0.10 내지 0.60％,
    Si: 0.01 내지 3.00％,
    Mn: 1.000 내지 10.00％를 함유하고,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    N: 0.0200％ 이하,
    O: 0.0200％ 이하로 제한되고,
    잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 경질층 또는 상기 내층 중 적어도 어느 것은, 또한, 질량％로,
    Al: 0.500％ 이하,
    Cr: 2.000％ 이하,
    Mo: 1.000％ 이하,
    Ti: 0.500％ 이하,
    B: 0.0100％ 이하,
    Nb: 0.500％ 이하,
    V: 0.500％ 이하,
    Cu: 0.500％ 이하,
    W: 0.100％ 이하,
    Ta: 0.100％ 이하,
    Ni: 0.500％ 이하,
    Sn: 0.050％ 이하,
    Sb: 0.050％ 이하,
    As: 0.050％ 이하,
    Mg: 0.0500％ 이하,
    Ca: 0.050％ 이하,
    Y: 0.050％ 이하,
    Zr: 0.050％ 이하,
    La: 0.050％ 이하,
    Ce: 0.050％ 이하
    의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강판.
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