KR20220117922A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

강판, 부재 및 그들의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220117922A
KR20220117922A KR1020227025464A KR20227025464A KR20220117922A KR 20220117922 A KR20220117922 A KR 20220117922A KR 1020227025464 A KR1020227025464 A KR 1020227025464A KR 20227025464 A KR20227025464 A KR 20227025464A KR 20220117922 A KR20220117922 A KR 20220117922A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
slab
cross
Prior art date
Application number
KR1020227025464A
Other languages
English (en)
Inventor
심페이 요시오카
신지로 가네코
유마 혼다
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20220117922A publication Critical patent/KR20220117922A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명의 강판은, 특정한 성분 조성과, 마텐자이트의 면적률이 70 ％ 이상이고, 베이나이트의 면적률이 30 ％ 이하이고, 또한 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계가 10 ％ 이하인 강 조직을 갖고, 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 60000 개/㎟ 이하이고, 강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도가 10 개/㎟ 이상 30 개/㎟ 이하이고, 강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물 입자의 개수 밀도가 27 개/㎟ 이하이고, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이다.

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법
본 발명은, 강판, 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 강판은, 전단이나 타발 가공을 수반하는 냉간 프레스 성형용으로서 바람직하게 사용할 수 있다.
최근, 자동차 차체 경량화 니즈의 가일층의 고조로부터, 차체 골격 부품에 대해 인장 강도 (이하, 간단히 TS 라고도 한다.) 가 1310 ㎫ 이상인 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 또, 가일층의 경량화의 관점에서, TS 가 1.8 GPa 급 또는 그 이상인 고강도화의 검토도 개시되고 있다. 종래에는, 열간 프레스에 의한 고강도화가 정력적으로 검토되어 왔지만, 최근에는 비용·생산성의 관점에서, 다시 냉간 프레스로의 고강도 강의 적용이 검토되고 있다. 차체 골격을 보다 효율적으로 고강도화하고, 경량화 효과를 얻기 위해서는, 항복 강도를 증가시키는 것이 유효하다. 마텐자이트 조직은, 페라이트나 베이나이트 등의 비교적 연질인 조직보다 높은 항복 강도를 얻기 쉽기 때문에, 고강도 강판의 조직 설계에 있어서는, 마텐자이트 조직을 주체로 하는 것이 중요하다.
그러나, TS 가 1310 ㎫ 이상인 고강도 강판에 시어 절단이나 타발 등의 가공을 실시하면, 전단 단면에 균열이 발생하는 경우가 있다. 이와 같은 균열은, 전단 단면의 판 두께 중심 부근에, 판면에 대해 평행 또는 경사진 선상 균열로서 관찰되고, 판면 내측에는 수백 ㎛ 의 길이를 갖고 존재한다. 본 명세서에서는, 이와 같은 균열을 단면 균열이라고 칭하는 경우가 있다. 또, 본 명세서에서는, 이와 같은 단면 균열에 대한 재료의 내성을, 내단면 균열성이라고 칭하는 경우가 있다. 이 단면 균열은, 공구와의 접촉에 의해 공구 수명을 저하시킨다. 또, 단면 균열은, 다음 공정인 프레스 성형시에 균열을 유발한다는 문제나, 부품으로 하여 차체에 탑재했을 때에는 피로 파괴의 기점이 될 우려가 있어, 냉간 프레스용 고강도 강판의 보급의 저해 요인이 되고 있다. 단면 균열은 전단 클리어런스 등의 가공 조건의 조정에 의해 개선할 수 있는 경우도 있지만, 피가공재의 고강도화의 영향도 있어, 실제의 부품 제조에 있어서는 공구의 마모에 의해 전단 클리어런스는 경시 변화한다. 따라서, TS 가 1310 ㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서, 정상적인 전단 단면을 안정적으로 확보하는 것은 곤란하다.
특허문헌 1 에는, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 또는 2 종으로 이루어지고, 구오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 초과이고, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이 5 개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한, TS 가 1320 ㎫ 이상인 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 2 에는, 강 조직이 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어지고, 판 두께 방향의 Mn 편석도 (중심부 Mn 피크 농도/평균 Mn 농도) 가 1.20 이하이고, 판 두께 방향의 Mn 편석대의 폭이 43 ㎛ 이하이고, TS 가 540 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 절단 후의 특성 열화가 적은 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 3 에는, 면적률로 90 ％ 이상의 베이나이트상을 포함하고, 그 베이나이트상 중에 석출되어 있는 전체 Fe 계 탄화물 중, 베이나이틱 페라이트립 내에 석출되어 있는 Fe 계 탄화물의 개수 비율이 30 ％ 이상, 베이나이틱 페라이트립 내에 석출되어 있는 Fe 계 탄화물의 평균 입경이 150 ㎚ 이하이고, 강 중의 고용 V 량이 질량％ 로 0.100 ％ 이상인 조직을 갖고, TS 가 980 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
일본 특허공보 제6388085호 일본 특허공보 제5136182호 일본 특허공보 제6056790호
나가타키 야스노부, 츠야마 세이시, 호소야 요시히로 저,「마텐자이트강의 굽힘 가공성에 미치는 템퍼링 온도의 영향」, 철과 강, 일반 사단법인 일본 철강 협회, 2013년, vol.99, No.3, p.245-253
그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 전단 가공 후의 지연 파괴의 기점이 되는 개재물은 충분히 저감되지만, 전단 가공으로 형성되는 전단 단면에 있어서의 수백 ㎛ 사이즈의 미세한 균열을 억제하는 것은 아니다. 또, 특허문헌 2 는 TS 가 540 ㎫ 이상이고 또한 페라이트와 베이나이트를 주상으로 하고 있어, 특허문헌 2 에서 규정되는 Mn 편석 저감의 효과가, 본 발명에서 대상으로 하는 TS 가 1310 ㎫ 급인 마텐자이트를 주상으로 하는 강판에 있어서 충분한 보증은 없다. 실제로 발명자들이 단면 균열의 발생 상황을 상세하게 조사한 결과, 균열은 반드시 Mn 등의 편석대를 따라 진전하고 있는 것은 아니며, 비교적 편석이 경미한 영역을 따른 균열도 산견되었다. 따라서, 특허문헌 1 과 특허문헌 2 를 조합하는 것만으로, 전단 가공으로 형성되는 단면 균열을 억제하는 것은 곤란할 가능성이 높다. 특허문헌 3 은, 베이나이트를 주상으로 하는 강에 있어서 탄화물을 이용하여 전단시의 재료의 분단을 촉진시키는 기술이 개시되어 있다. 한편, 비특허문헌 1 에는, 마텐자이트를 주상으로 한 강에 있어서, 탄화물을 조대하게 석출시키면 굽힘 가공성을 저해시키는 것이 개시되어 있다.
이상으로부터, 기존의 기술에서는, 마텐자이트를 주상으로 한 고강도 강판에 있어서, 정상적인 전단 단면을 안정적으로 확보하는 것은 곤란하다.
본 발명은, 이와 같은 사정을 감안하여 이루어진 것으로, TS 가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, TS 는, 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 (2011) 에 준거하여, 크로스 헤드 스피드를 10 ㎜/min 으로 한 인장 시험을 실시하여 얻어진다.
또, 우수한 굽힘성이란, 각 강판으로부터 압연 방향과 직각 방향 (코일 폭 방향) 을 길이 방향으로 하는 JIS 3호 시험편을 채취하고, JIS Z 2248 의 규정에 준거한 V 블록법에 의한 90°V 굽힘 시험을 굽힘 반경을 바꾸어 실시하고, 시험편 표면에 균열을 발생시키지 않는 최소의 굽힘 반경 R 을 판 두께 t 로 나눈 값 (R/t) 이 4.0 이하인 것을 말한다.
또, 우수한 내단면 균열성이란, 이하의 방법에 의해, 단면 균열이 발생하고 있는 관찰용 시험편의 비율이 50 ％ 미만인 것을 가리킨다.
(1) 강판의 압연 직각 방향 (폭 방향) 의 중앙 부근으로부터, 압연 방향의 길이가 110 ㎜, 압연 직각 방향의 길이가 500 ㎜ 인 시험편을 잘라낸다.
(2) 절단 가공 장치에 의해, 상기 시험편을 하부 날과 판 홀더로 협지하면서 상부 날을 하강시켜, 시험편을 전단한다 (전단 가공 조건은, 클리어런스 CL 을 판 두께 t 의 15 ％ 로 하고, 시어각 (강판의 판면에 대한 기울기) 을 0°로 한다.)
(3) 상기 전단 가공 조건에서, 압연 직각 방향의 길이가 30 ㎜ 인 간격으로 시험편을 5 회 전단하여, 전단 가공했을 때에 상부 날측이었던 전단면을 갖는 5 개의 단책상 (短柵狀) 시험편을 얻는다.
(4) 상기 5 개의 단책상 시험편을, 각각, 압연 방향으로 10 ㎜ 씩 간격을 두고 절단하여, 11 개로 분할한다.
(5) 합계 11 개로 절단된 단책상 시험편 중 10 개를 관찰용 시험편으로서 합계 50 개 채취하고, 단면 균열의 관찰에 사용한다.
(6) 관찰용 시험편의 전단면을 연마하여 부식시키지 않고 광학 현미경으로 단면 균열의 유무를 판 두께면측으로부터 관찰한다.
(7) 전단면의 표면으로부터 깊이 방향으로 30 ㎛ 이상 진전하고 있는 균열이 1 개 이상 존재하는 관찰용 시험편을, 단면 균열이 발생하고 있는 것으로 판정한다.
본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭하였다. 그리고, 본 발명자들은, 특정한 성분 조성과 특정한 강 조직을 갖고, 강판의 판 두께 중심 부근 및 강판의 표면 부근의 소정의 개재물 입자의 개수 밀도를 각각 적절히 제어하고, 또한 소정의 탄화물의 개수 밀도를 제어함으로써, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖는 강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다. 본 발명자들은, 구체적으로는, 이하의 지견을 얻었다.
(1) 단면 균열은 판 두께 중심 부근에 형성하고, 판 두께 중심 부근에 4.0 ㎛ 이상의 원 상당 직경을 갖는 개재물을 소정의 양 포함함으로써, 고강도 강이어도 전단시에 발생하는 전단 단면의 균열은 억제된다. 이것은, 전단 가공시에, 개재물을 기점으로 하여 미소한 균열 (마이크로 크랙) 이 발생하고, 판 두께 방향에 평행한 면을 따라 그들 미소한 균열이 연결되어, 단면 균열이 적은 파단면이 형성되기 때문인 것으로 생각된다. 한편, 판 두께 중심 부근에 존재하는 개재물이 적은 경우에는, 개재물끼리의 간격이 넓으므로 상기와 같은 효과가 얻어지지 않고, 균열이 다양한 방향으로 신전하기 쉬워진다. 따라서, 판 두께 중심 부근에 존재하는 개재물이 적은 경우, 강판의 파단면의 내부 (판 두께 방향에 평행한 면에 대해 교차하는 방향) 를 향하여 균열이 신전하기 쉬워, 단면 균열이 발생하기 쉬운 것으로 생각된다.
(2) 상기와 같은 개재물은 단면 균열이 발생하는 판 두께 중심 부근에 일정량 존재하면 된다. 또, 개재물은 강판 표층에 존재하는 경우, 굽힘 가공시의 균열을 조장할 가능성이 있다. 그 때문에, 개재물의 개수 밀도의 상한과 바람직한 판 두께 방향 분포가 존재한다. 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 강판 표층 ∼ 판 두께 1/4 위치의 범위 및 판 두께 1/4 ∼ 3/4 위치의 범위에 있어서의 개재물의 개수 밀도에 대해, 굽힘성에 악영향을 미치지 않는 임계값이 존재하는 것을 알 수 있었다.
(3) 개재물의 개수 밀도에 영향을 주는 제조 인자로는 열간 압연시의 슬래브의 가열 공정이 있다. 슬래브의 고온 가열로 조대한 개재물의 고용 촉진을 도모할 수 있지만, 상기의 개재물 분포를 실현하기 위해서는, 종래 실시되어 온 슬래브 가열 조건의 관리로는 불충분하여, 가열 조건을 엄밀하게 제어함으로써, 슬래브의 판 두께 내부의 온도 분포를 제어할 필요가 있다.
(4) 상기 조건에 더하여, 강 중의 탄화물의 개수 밀도를 적절히 제어함으로써, 우수한 내단면 균열성과 우수한 굽힘성을 양립할 수 있다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％ 로,
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하,
Mn : 1.7 ％ 초과 3.5 ％ 이하,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.010 ％ 이하,
sol.Al : 1.00 ％ 이하,
N : 0.010 ％ 이하,
B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, 그리고
Nb 및 Ti 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
마텐자이트의 면적률이 70 ％ 이상이고, 베이나이트의 면적률이 30 ％ 이하이고, 또한 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계가 10 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 60000 개/㎟ 이하이고,
강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도가 10 개/㎟ 이상 30 개/㎟ 이하이고,
강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물 입자의 개수 밀도가 27 개/㎟ 이하이고,
인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판.
[2] 상기 성분 조성이, 질량％ 로, 추가로,
Mo : 0.350 ％ 이하,
Cr : 0.350 ％ 이하,
Zr : 0.350 ％ 이하,
Ca : 0.0050 ％ 이하,
V : 0.500 ％ 이하,
W : 0.200 ％ 이하
Cu : 1.00 ％ 이하,
Ni : 1.00 ％ 이하,
Sb : 0.100 ％ 이하,
Sn : 0.100 ％ 이하,
Mg : 0.01 ％ 이하, 및
REM : 0.01 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 청구항 1 에 기재된 강판.
[3] 강판의 표면에 도금층을 갖는 [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.
[4] [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
[5] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, 슬래브의 표면 온도가 300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지가 되는 온도역에서 평균 가열 속도가 0.10 ℃/s 이상이고, 또한 당해 온도역에서 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 가 0.85 이하가 되는 조건에서 가열한 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이상, 또한 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하의 조건에서 유지하는 슬래브 가열 공정과,
상기 슬래브 가열 공정 후의 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을 800 ℃ 이상의 어닐링 온도에서 240 초 이상 유지한 후, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 유지하는 어닐링 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
[6] 상기 어닐링 공정 후의 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 [5] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[7] [5] 또는 [6] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
본 발명의 강판은, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖는다. 본 발명의 강판은, 전단이나 타발 가공을 수반하는 냉간 프레스 성형용으로서 바람직하게 사용할 수 있으며, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다.
도 1 은, 절단 가공 장치를 나타내는 단면 모식도이다.
도 2 는, 시험편을 30 ㎜ 간격으로 전단하여 제조된 5 개의 단책상 시험편을 나타내는 모식도이다.
도 3 은, 단책상 시험편을 나타내는 사시도이다.
도 4 는, 단면 균열이 발생하고 있는 관찰용 시험편을 나타내는 사시도이다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 먼저 강판에 함유하는 각 성분의 함유량에 대해 설명한다. 성분의 함유량을 나타내는「％」는「질량％」를 의미한다.
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하
C 는, ??칭성을 향상시켜 면적률 70 ％ 이상의 마텐자이트 조직을 얻기 위해 함유한다. 또, C 는, 마텐자이트 또는 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1310 ㎫ 을 확보하는 관점에서 함유한다. 또, C 는, 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물을 생성시키는 관점에서 함유한다. C 의 함유량이 0.12 ％ 미만에서는, 템퍼링 온도를 과도하게 저하시킬 필요가 있어, 우수한 내단면 균열성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없게 된다. 따라서, C 함유량은 0.12 ％ 이상이다. 우수한 내단면 균열성을 유지하여 TS ≥ 1400 ㎫ 을 얻는 관점에서는, C 함유량을 0.18 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. C 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면 강도가 지나치게 높아져 인성이 저하되어, 충분한 내단면 균열성을 얻는 것이 어려워진다. 따라서, C 함유량은 0.40 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.36 ％ 이하이다.
Si : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하
Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 또, Si 는 200 ℃ 이상의 온도역에서 템퍼링하는 경우의 필름상의 탄화물의 생성을 억제하여 굽힘성을 개선하는 원소이다. 상기 효과를 얻는 관점에서는, Si 함유량은 0.01 ％ 이상이고, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이상이다. 한편, Si 의 함유량이 지나치게 많아지면, 인성의 저하를 초래하여 내단면 균열성이 열화된다. 또, 열연 공정에 있어서의 압연 하중의 현저한 증가를 초래한다. 따라서, Si 의 함유량은 1.5 ％ 이하이고, 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.
Mn : 1.7 ％ 초과 3.5 ％ 이하
Mn 은 강의 ??칭성을 향상시켜, 마텐자이트 면적률을 본 발명의 범위로 하기 위해 함유한다. 또, Mn 은 마텐자이트에 고용됨으로써 마텐자이트의 강도를 향상시키기 위해 함유한다. 또, 강 중의 S 를 MnS 로서 고정시키고, 열간 취성을 경감시키기 위해 Mn 을 함유한다. 공업적으로 안정적으로 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 확보하기 위해, Mn 함유량은 1.7 ％ 초과이고, 바람직하게는 2.0 ％ 이상이다. 단, 용접의 안정성을 확보하는 목적이나, Mn 편석에 의한 굽힘성의 열화를 회피하는 관점에서, Mn 함유량은 3.5 ％ 이하이고, 바람직하게는 3.0 ％ 이하이다.
P : 0.05 ％ 이하
P 는 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 인성이 저하되어 내단면 균열성이나 스폿 용접성이 열화된다. 따라서, P 함유량은 0.05 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. P 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.002 ％ 이다.
S : 0.010 ％ 이하
S 는 조대한 MnS 의 형성을 통하여 굽힘성을 열화시키기 때문에, S 함유량은 0.010 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.005 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. S 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 이다.
sol.Al : 1.00 ％ 이하
Al 은 충분한 탈산을 실시하여, 강 중 개재물을 저감시키기 위해 함유한다. sol.Al 의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 안정적으로 탈산을 실시하기 위해서는 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, sol.Al 이 1.00 ％ 초과가 되면, Al 계의 조대 개재물이 다량으로 생성되어, 굽힘성이 열화된다. 또, sol.Al 이 1.00 ％ 초과가 되면, 페라이트, 잔류 오스테나이트가 많이 생성된다. 따라서, sol.Al 의 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. sol.Al 은, 바람직하게는 0.50 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.
N : 0.010 ％ 이하
N 은 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성을 열화시키기 때문에 그 첨가량을 제한할 필요가 있다. 따라서, N 함유량은 0.010 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. N 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0005 ％ 이다.
B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
B 는 강의 ??칭성을 향상시키는 원소이며, 적은 Mn 함유량으로도 소정의 면적률의 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량은 0.0002 ％ 이상이고, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 한편, B 를 0.0050 ％ 초과로 함유하면, 그 효과가 포화된다. 따라서, B 함유량은 0.0050 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.
Nb 및 Ti 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하
Nb 나 Ti 는 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여함과 함께, 탄질화물을 생성하여 내단면 균열성을 개선한다. 탄질화물로는, TiN, TiC, NbC, NbN 등이 각각 단독으로 존재하는 경우나 2 종 이상이 복합하여 1 개의 개재물을 형성하는 경우가 있다. 발명자들의 조사에 있어서, 개재물의 성분 조성과 단면 균열의 발생 확률에는 명확한 상관이 확인되어 있지 않기 때문에, Nb 와 Ti 는 단독으로 첨가해도 되고 복합 첨가해도 된다. 상기의 효과를 얻는 관점에서, Nb 및 Ti 중 1 종 또는 2 종의 합계 함유량은 0.010 ％ 이상이고, 바람직하게는 0.025 ％ 이상이다. 한편, Nb 또는 Ti 를 과잉으로 함유하면, 슬래브 가열 조건 등을 적정화해도, 강판의 표면 부근의 개재물 밀도가 증대되어, 굽힘성을 열화시킨다. 그 때문에, Nb 및 Ti 중 1 종 또는 2 종의 합계 함유량은, 0.080 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.060 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.055 ％ 이하이다.
이상이 본 발명에 있어서 사용되는 강판의 기본 성분이다. 본 발명에 있어서 사용되는 강판은, 상기 기본 성분을 함유하고, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기서, 본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 본 발명의 강판에는, 상기의 기본 성분에 더하여, 이하에 나타내는 임의 성분 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유시켜도 된다. 또한, 이하에 나타내는 임의 성분은, 이하에서 나타내는 상한량 이하로 함유하고 있으면, 본 발명의 효과가 얻어지기 때문에, 하한은 특별히 두지 않는다. 또한, 하기의 임의 원소를 후술하는 바람직한 하한값 미만으로 포함하는 경우, 당해 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
Mo : 0.350 ％ 이하
Mo 는, 강의 ??칭성을 향상시켜, 소정의 강도를 안정적으로 확보하는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내단면 균열성의 개선의 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. 그러나, Mo 를 0.350 ％ 초과로 함유하면 화성 처리성이 열화된다. 따라서, 강판에 Mo 를 함유하는 경우에는, Mo 함유량은 0.350 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다. Mo 함유량이 0.350 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Mo 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 내단면 균열성의 개선의 효과를 보다 유효하게 얻으려면 Mo 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Cr : 0.350 ％ 이하
Cr 은 강의 ??칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해 첨가할 수 있다. 그러나, Cr 함유량이 0.350 ％ 를 초과하면 화성 처리성이 열화된다. 따라서, 강판에 Cr 을 함유하는 경우에는, Cr 함유량은 0.350 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다. Cr 함유량이 0.350 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Cr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 내단면 균열성의 개선의 효과를 보다 유효하게 얻으려면, Cr 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Zr : 0.350 ％ 이하
Zr 은, 구 γ 입경의 미세화나 그것에 의한 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여한다. 또, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통하여 고강도화와 함께 내단면 균열성을 개선한다. 그러나, Zr 을 다량으로 첨가하면 Zr 계의 조대한 석출물이 증가하여, 내단면 균열성을 열화시킨다. 이 때문에, 강판에 Zr 을 함유하는 경우, Zr 함유량은 0.350 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다. Zr 함유량이 0.350 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Zr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 고강도화와 함께 내단면 균열성을 개선한다는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Zr 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Ca : 0.0050 ％ 이하
Ca 는 S 를 CaS 로서 고정시키고, 내단면 균열성을 개선한다. 그러나, Ca 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, 강판에 Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0050 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.0035 ％ 이하이다. Ca 함유량이 0.0050 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Ca 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 내단면 균열성을 개선한다는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Ca 함유량은 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
V : 0.500 ％ 이하
V 는 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 V 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내단면 균열성의 개선 효과를 얻을 목적에서 첨가할 수 있다. 그러나, V 를 0.500 ％ 초과로 함유하면 주조성이 현저하게 열화된다. 따라서, 강판에 V 를 함유하는 경우, V 함유량은 0.500 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.200 ％ 이하이다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. V 함유량이 0.500 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 상기와 같은 V 첨가에 의한 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, V 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
W : 0.200 ％ 이하
W 는 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 W 계 탄화물이나, W 계 탄질화물의 형성을 통하여, 고강도화와 함께 내단면 균열성의 개선에 기여한다. 그러나, W 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 굽힘성이 열화된다. 따라서, 강판에 W 를 함유하는 경우, W 는 0.200 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. W 함유량이 0.200 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, W 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 고강도화와 함께 내단면 균열성을 개선한다는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, W 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Cu : 1.00 ％ 이하
Cu 는 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또, Cu 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 그러나, Cu 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 된다. 따라서, 강판에 Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은 1.00 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다. Cu 함유량이 1.00 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Cu 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 내식성의 향상이나, 수소 침입을 억제한다는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Cu 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또, 나아가 내단면 균열성 향상의 관점에서는, Cu 함유량이 0.05 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
Ni : 1.00 ％ 이하
Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 그러나, Ni 의 함유량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, 강판에 Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1.00 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다. Ni 함유량이 1.00 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 상기와 같은 Ni 첨가했을 때의 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Ni 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Sb : 0.100 ％ 이하
Sb 는 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그것에 의한 C 나 B 의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화와 내단면 균열성의 개선에 기여한다. 그러나, Sb 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sb 가 편석되어 내단면 균열성을 열화시킨다. 따라서, 강판에 Sb 를 함유하는 경우, Sb 함유량은 0.100 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. Sb 함유량이 0.100 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Sb 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 상기와 같은 Sb 첨가했을 때의 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Sb 함유량은 0.001 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Sn : 0.100 ％ 이하
Sn 은 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그것에 의한 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화와 내단면 균열성의 개선에 기여한다. 그러나, Sn 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 Sn 이 편석되어 내단면 균열성이 열화된다. 이 때문에, 강판에 Sn 을 함유하는 경우, Sn 함유량은 0.100 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. Sn 함유량이 0.100 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Sn 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 상기와 같은 Sn 첨가했을 때의 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Sn 함유량은 0.001 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Mg : 0.01 ％ 이하
Mg 는 MgO 로서 O 를 고정시키고, 내단면 균열성을 개선한다. 그러나, Mg 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시킨다. 따라서, 강판에 Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은 0.01 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다. Mg 함유량이 0.01 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, Mg 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 내단면 균열성을 개선하는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, Mg 함유량은 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
REM : 0.01 ％ 이하
REM 은 개재물을 미세화시켜, 파괴의 기점을 감소시킴으로써 굽힘성이나 내단면 균열성을 개선한다. 그러나, REM 을 다량으로 첨가하면 반대로 개재물이 조대화되어 굽힘성이나 내단면 균열성이 열화된다. 이 때문에, 강판에 REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은 0.01 ％ 이하이고, 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다. REM 함유량이 0.01 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 얻을 수 있으므로, REM 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 또, 굽힘성이나 내단면 균열성을 개선하는 효과를 보다 유효하게 얻는 관점에서는, REM 함유량은 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 강판의 강 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.
본 발명의 강판의 강 조직은, 마텐자이트의 면적률이 70 ％ 이상이고, 베이나이트의 면적률이 30 ％ 이하이고, 또한 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계가 10 ％ 이하이다.
마텐자이트의 면적률이 70 ％ 이상
소정의 강도를 얻기 위해 마텐자이트는 70 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 이것을 하회하면, 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트가 증가하여, 소정의 강도를 얻는 것이 어려워진다. 마텐자이트 분율이 70 ％ 미만인 조직 구성으로 소정의 강도를 확보하는 방법으로는, 템퍼링 온도의 저하가 있다. 그러나, 템퍼링 온도가 과도하게 낮아지면, 인성이 저하되어 내단면 균열성이 열화된다. 또, C 량을 증가시키는 것에 의해서도 강도를 증가시킬 수 있지만, 용접성을 열화시킬 우려가 있어 바람직하지 않다. 따라서, 우수한 내단면 균열성과 우수한 용접성을 확보한 후에, 소정의 강도를 확보하기 위해서는, 마텐자이트의 면적률을 70 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 85 ％ 이상이다. 여기서, 마텐자이트에는, 템퍼드 마텐자이트, 연속 냉각 중에 자기 템퍼링을 발생시킨 마텐자이트, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하에서 일정 시간 유지하는 것에 의한 템퍼링이 발생하지 않은 마텐자이트를 포함한다. 또한, 마텐자이트의 면적률이 100 ％ 여도 된다.
베이나이트의 면적률이 30 ％ 이하
소정의 강도를 얻기 위해, 베이나이트의 면적률은 30 ％ 이하이고, 바람직하게는 15 ％ 이하이다. 베이나이트의 면적률은 0 ％ 여도 된다.
페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계가 10 ％ 이하
마텐자이트 및 베이나이트 이외의 잔부 조직은, 페라이트, 잔류 오스테나이트 등이다. 페라이트 및 잔류 오스테나이트는, 베이나이트보다 더욱 강도가 낮다. 본 발명의 강도를 얻기 위해, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계는 10 ％ 이하이고, 바람직하게는 7 ％ 이하이다. 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계는 0 ％ 여도 된다.
다음으로, 상기의 강 조직의 면적률의 측정 방법을 설명한다.
강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM (주사 전자 현미경) 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 강 조직의 면적률을 측정한다. 이 측정에서는, 마텐자이트, 베이나이트는 회색을 띠는 영역으로서 관찰된다. 또, 페라이트는 흑색을 띠는 영역으로서 관찰된다. 또한, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하므로, 이들을 포함시킨 영역에 의해 면적률을 측정한다.
잔류 오스테나이트의 측정은, 강판의 표면 ∼ 판 두께 200 ㎛ 위치를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해 구한다. Mo-Kα 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률을 계산한다. 그리고, 당해 잔류 오스테나이트의 체적률을, 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주한다.
마텐자이트와 베이나이트는, 내부에 포함되는 탄화물의 위치나 결정 방위 관계를 SEM 으로 10000 배의 배율로 관찰함으로써 구별할 수 있다. 베이나이트는, 라스상 조직의 계면 또는 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 베이나이틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1 종류이므로, 생성된 탄화물은 일방향으로 신장하고 있다. 한편, 마텐자이트는, 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 라스와 탄화물의 결정 방위 관계가 2 종류 이상 있기 때문에, 생성된 탄화물은 복수 방향으로 신장하고 있다. 또 베이나이트는 조직의 애스펙트비가 비교적 높아, C 가 농화되어 생성된 것으로 생각되는 잔류 오스테나이트를 라스 사이에 백색을 띠는 영역으로서 관찰할 수 있다.
강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 60000 개/㎟ 이하
조대한 탄화물은 굽힘 가공시에 파괴의 기점이 되어 굽힘 가공성을 저하시키기 때문에, 강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도를 60000 개/㎟ 이하로 제한할 필요가 있다. 당해 탄화물은, 바람직하게는 30000 개/㎟ 이하이다. 또한, 장경이 0.5 ㎛ 미만인 탄화물은 굽힘 가공성에 악영향을 미치지 않기 때문에 대상으로 하지 않는다. 또, 본 발명에 있어서의 탄화물의 장경이란, 실시예에 기재된 방법으로 관찰한 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 에 있어서, 가장 긴 개재물의 직경의 값을 말한다.
상기의 방법으로는, 구체적으로는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후 피크랄로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM (주사 전자 현미경) 으로 10000 배의 배율로 10 시야 관찰하여, 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도를 측정한다.
강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도 (이하, 간단히 개수 밀도 Nc 라고도 한다.) 가 10 개/㎟ 이상 30 개/㎟ 이하
단면 균열은 강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위에서 발생하는 빈도가 높다. 발명자들은, 이 범위에 있어서의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도 Nc 를 10 개/㎟ 이상 30 개/㎟ 이하로 함으로써 단면 균열을 억제할 수 있는 것을 지견하였다. 이것은, 전단 가공시에, 개재물을 기점으로 하여 미소한 균열 (마이크로 크랙) 이 발생하고, 판 두께 방향에 평행한 면을 따라 그들 미소한 균열이 연결되어, 단면 균열이 적은 파단면이 형성되기 때문인 것으로 생각된다. 한편, 판 두께 중심 부근에 존재하는 개재물이 적은 경우에는, 개재물끼리의 간격이 넓으므로 상기와 같은 효과가 얻어지지 않고, 균열이 다양한 방향으로 신전하기 쉬워진다. 따라서, 판 두께 중심 부근에 존재하는 개재물이 적은 경우, 강판의 파단면의 내부 (판 두께 방향에 평행한 면에 대해 교차하는 방향) 를 향하여 균열이 신전하기 쉬워, 단면 균열이 발생하기 쉬운 것으로 생각된다. 여기서, 개재물의 개수 밀도와 단면 균열의 발생 확률의 상관을 조사한 결과, 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물을 대상으로 함으로써 명료한 상관이 확인되었다. 그 때문에, 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 미만인 사이즈의 개재물은, 개재물을 기점으로 하여 미소한 균열이 발생하고, 그들 균열이 연결되는 효과는 작은 것으로 생각된다. 따라서, 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 미만인 사이즈의 개재물은 본 발명에 있어서 대상으로 하고 있지 않다. 한편, 본 발명의 강판에 있어서, 원 상당 직경이 15 ㎛ 를 초과하는 개재물은 존재 빈도가 매우 작기 때문에, 실질적으로는 원 상당 직경이 15 ㎛ 이하인 개재물이 대상이 된다. 상기와 같은 효과를 충분히 얻기 위해서는, 개수 밀도 Nc 는 10 개/㎟ 이상이고, 바람직하게는 15 개/㎟ 이상이다. 단면 균열을 억제하는 관점에서는, 개수 밀도 Nc 는 많은 편이 바람직하지만, 일정량을 초과하여 함유하면 굽힘성이 열화된다. 굽힘성의 열화를 억제하는 관점에서, 개수 밀도 Nc 는 30 개/㎟ 이하이고, 바람직하게는 25 개/㎟ 이하이다.
또, 본 발명에서 말하는 개재물 입자의 개수 밀도 (개/㎟) 는, 실시예에 기재된 방법으로 관찰한 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 에 있어서의, 1 ㎟ 당의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수를 의미한다.
강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물 입자의 개수 밀도가 27 개/㎟ 이하
굽힘성은, 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물 입자의 개수 밀도 Ns 가 27 개/㎟ 를 초과하면 현저하게 열화된다. 우수한 굽힘성을 안정적으로 얻기 위해서는, 개수 밀도 Ns 가 27 개/㎟ 이하이고, 바람직하게는 20 개/㎟ 이하이다.
상기의 개재물의 개수 밀도의 측정 방법으로는, 구체적으로는, 먼저, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 광학 현미경으로 100 배의 배율로 20 시야 촬영한다. 얻어진 사진을 화상 해석하여, 강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위 및 강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위의 각각에 있어서, 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도의 평균을 구한다.
인장 강도 (TS) : 1310 ㎫ 이상
본 발명의 강판의 인장 강도는 1310 ㎫ 이상이다. 또한, 본 발명에서 말하는 고강도란, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 것을 말한다. 내단면 균열성의 열화는 소재의 인장 강도가 1310 ㎫ 이상에서 현저하게 현재화된다. 1310 ㎫ 이상에서도, 내단면 균열성이 양호한 점이 본 발명의 강판의 특징 중 하나이다.
인장 강도의 측정은, 인장 시험에 의해 실시한다. 구체적으로는, 인장 시험은 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 (2011) 에 준거한 인장 시험을 실시하여 인장 강도를 평가한다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10 ㎜/min 으로 한다.
본 발명의 강판은, 우수한 내단면 균열성을 갖는다. 본 발명에서 말하는 우수한 내단면 균열성을 갖는다란, 실시예에 기재된 방법으로 내단면 균열성의 평가를 했을 때에, 단면 균열이 발생한 관찰용 시험편의 비율이 50 ％ 미만인 강판을 말한다.
내단면 균열성의 평가 방법으로는, 먼저, 강판의 압연 직각 방향 (폭 방향) 의 중앙 부근으로부터, 압연 방향의 길이가 110 ㎜, 압연 직각 방향의 길이가 500 ㎜ 인 시험편 (10) 을 잘라낸다. 도 1 에 나타내는 바와 같은 절단 가공 장치 (100) 에 의해, 시험편 (10) 을 하부 날 (30) 과 판 홀더 (40) 로 협지하면서 상부 날 (20) 을 하강시켜, 시험편 (10) 을 전단하였다. 전단 가공 조건은, 클리어런스 CL 을 판 두께 t 의 15 ％ 로 하고, 시어각 (강판의 판면에 대한 기울기) 을 0°로 한다. 이 전단 가공 조건에서, 압연 직각 방향의 길이가 30 ㎜ 인 간격으로 시험편 (10) 을 5 회 전단하여, 도 2 에 나타내는 바와 같은 5 개의 단책상 시험편 (50) 을 얻는다. 단책상 시험편 (50) 은, 각각, 전단 가공했을 때에 상부 날 (20) 측이었던 전단면 (S1) 을 갖고 있다. 5 개의 단책상 시험편 (50) 을, 각각, 압연 방향으로 10 ㎜ 씩 간격을 두고 절단한다. 이 절단에 의해, 단책상 시험편 (50) 은 11 개로 분할된다. 단책상 시험편 (50) 의 절단 위치는, 도 3 에 파선으로 나타내고 있다. 합계 11 개로 절단된 단책상 시험편 (50) 중 10 개를 관찰용 시험편 (60) 으로서 채취한다. 따라서, 5 개의 단책상 시험편 (50) 으로부터, 합계 50 개의 관찰용 시험편 (60) 을 채취하고, 단면 균열의 관찰에 사용한다. 관찰용 시험편 (60) 은, 전단면 (S1) 을 연마하여 부식시키지 않고 광학 현미경으로 단면 균열의 유무를 관찰한다. 도 4 에 나타내는 바와 같이, 관찰용 시험편 (60) 을, 각각, 전단면 (S1) 을 동일한 방향의 판 두께면측으로부터 관찰한다. 본 발명에서는, 전단면 (S1) 의 표면으로부터 깊이 방향으로 30 ㎛ 이상 진전하고 있는 균열 (70) 이 1 개 이상 존재하는 관찰용 시험편 (60) 을, 단면 균열이 발생하고 있는 것으로 판정한다. 그리고, 본 발명에서는, 단면 균열이 발생하고 있는 관찰용 시험편 (60) 의 비율이 50 ％ 미만인 강판을 내단면 균열성이 우수한 것으로 평가한다.
본 발명의 강판은, 우수한 굽힘성을 갖는다. 본 발명에서 말하는 우수한 굽힘성을 갖는다란, 실시예에 기재된 방법으로 90°V 굽힘 시험에 의해 굽힘성을 평가했을 때에, 시험편 표면에 균열을 발생시키지 않는 최소의 굽힘 반경 R 을 판 두께 t 로 나눈 값 (R/t) 이 4.0 이하인 것을 말한다.
여기서, 굽힘성의 평가 방법은, 구체적으로는, 먼저, 각 강판으로부터 압연 방향과 직각 방향 (코일 폭 방향) 을 길이 방향으로 하는 JIS 3호 시험편을 채취하고, JIS Z 2248 의 규정에 준거한 V 블록법에 의한 90°V 굽힘 시험을 굽힘 반경을 바꾸어 실시한다. 그리고, 시험편 표면에 균열을 발생시키지 않는 최소의 굽힘 반경 R 을 판 두께 t 로 나눈 값 (R/t) 에 의해 굽힘성을 평가한다. 또한, 굽힘 능선 방향을 압연 방향과 평행이 되도록 한다.
본 발명의 강판의 바람직한 판 두께는, 0.8 ∼ 2.6 ㎜ 의 범위 내이다.
본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, Zn 도금층, Zn 이외의 금속의 도금층 중 어느 것이어도 된다. 또, 도금층은 Zn 등의 주가 되는 성분 이외의 성분을 포함해도 된다.
이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법의 일 실시형태를 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 강판 등을 가열 또는 냉각시킬 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 슬래브 (강 소재), 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기의 성분 조성을 갖는 슬래브를, 슬래브의 표면 온도가 300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지가 되는 온도역에서 평균 가열 속도가 0.10 ℃/s 이상이고, 또한 당해 온도역에서 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 가 0.85 이하가 되는 조건에서 가열한 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이상, 또한 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하의 조건에서 유지하는 슬래브 가열 공정과, 슬래브 가열 공정 후의 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과, 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과, 냉연 강판을 800 ℃ 이상의 어닐링 온도에서 240 초 이상 유지한 후, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 유지하는 어닐링 공정을 갖는다.
먼저, 슬래브 가열 공정의 각 조건에 대해 설명한다.
슬래브의 표면 온도가 300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지가 되는 온도역에서 평균 가열 속도가 0.10 ℃/s 이상이고, 또한 당해 온도역에서 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 가 0.85 이하가 되는 조건에서 가열
연속 주조 후의 슬래브의 표면 온도를 300 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 슬래브의 표면 온도가 300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지가 되는 온도역에서 평균 가열 속도가 0.10 ℃/s 이상이고, 또한 당해 온도역에서 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 가 0.85 이하가 되는 조건에서 가열한다. 이로써, 슬래브 표면 온도와 슬래브 중심 온도에 온도 구배를 발생시키고, 개수 밀도 Ns 및 개수 밀도 Nc 를 소정의 범위로 제어할 수 있다. 당해 평균 가열 속도의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 단, 당해 평균 가열 속도를 0.50 ℃/s 초과로 해도 효과가 포화되므로, 당해 평균 가열 속도는 0.50 ℃/s 이하가 바람직하다. 또, 강판 내의 결정립의 크기를 균일화시켜, 열간, 냉간 압연시에 판 두께 편차를 발생시키기 어렵게 하는 관점에서는, 평균 가열 속도를 0.20 ℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또, 온도 구배를 보다 크게 하기 위해서는, 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 는 작은 편이 좋다. 본 발명에서는, 평균 온도비 (Tc/Ts) 0.85 이하이고, 바람직하게는 0.80 이하이다. 가열 조건은, 예를 들어, 슬래브의 두께를 두껍게 하는 및/또는 슬래브의 가열 속도를 빠르게 하는 것에 의해 달성할 수 있다.
또, 본 발명에서 말하는 상기 평균 온도비 (Tc/Ts) 는, 슬래브 표면 온도가 300 ℃, 600 ℃, 900 ℃, 1200 ℃ 인 각각의 온도에 있어서, 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 온도비를 구하고, 이 4 점에서의 온도비를 평균하여 구하고 있다. 슬래브의 표면 온도는 방사 온도계에 의해 실측할 수 있다. 또, 슬래브의 중심 온도는 전열 계산에 의해 구할 수 있다.
또, 슬래브 가열 공정에 있어서, 평균 가열 속도는,「(1220 (℃) － 300 (℃))/(300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지의 가열 시간 (초))」에 의해 얻어진다.
슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이상, 또한 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하의 조건에서 유지
개수 밀도 Ns 를 27 개/㎟ 이하로 제어하기 위해서는, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하여 30 분 이상 유지하여, 조대한 Nb, Ti 계 개재물의 고용을 촉진시킬 필요가 있다. 또한, 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하로 유지할 수 있으면, 본 발명의 소정의 개수 밀도 Nc 를 만족할 수 있다.
슬래브 표면에 있어서의 1220 ℃ 이상에서의 유지 시간을, 슬래브 중심부에 있어서의 1220 ℃ 이상에서의 유지 시간 이상으로 하는 점에 대해서는, 슬래브 표면을 가열함으로써 실현할 수 있다. 슬래브 표면의 가열에 의해, 슬래브 표면이 먼저 고온이 되고, 슬래브의 중심부에 전열되어, 중심부가 나중에 온도가 올라 가기 때문이다. 또, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이상, 또한 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하의 조건에서의 유지는, 구체적으로는, 예를 들어, 슬래브의 두께를 두껍게 하는 및/또는 상기 슬래브 가열 속도를 빠르게 하는 것에 의해 달성할 수 있다. 또한, 슬래브 표면 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 고온으로 하는 것은 경제상 바람직하지 않으므로, 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 열간 압연 공정에 대해 설명한다.
열간 압연 공정은, 슬래브 가열 공정 후의 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 제조하는 공정이다. 열간 압연은 통상적인 방법으로 실시할 수 있으며, 조건은 특별히 한정되지 않는다. 마무리 압연 종료 온도와 권취 온도의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 마무리 압연 종료 온도는 840 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 하는 것이 바람직하고, 권취 온도는 400 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 냉간 압연 공정에 대해 설명한다.
냉간 압연 공정은, 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 제조하는 공정이다. 냉간 압연은 통상적인 방법으로 실시할 수 있으며, 조건은 특별히 한정되지 않는다.
다음으로, 어닐링 공정에 대해 설명한다.
냉연 강판을 800 ℃ 이상의 어닐링 온도에서 240 초 이상 유지
본 발명에 있어서, 소정의 마텐자이트를 얻기 위해, 냉연 강판을 800 ℃ 이상의 어닐링 온도에서, 240 초 이상 유지할 필요가 있다. 이것보다 온도가 낮은 경우 또는 유지 시간이 짧은 경우, 어닐링시에 충분한 오스테나이트가 생성되지 않는다. 그 때문에, 최종 제품에 있어서 소정의 마텐자이트가 얻어지지 않고, 1310 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 어닐링 온도와 유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 어닐링 온도가 높은 경우 또는 유지 시간이 긴 경우에는 오스테나이트 입경이 조대해져 인성이 열화될 가능성이 있다. 그 때문에, 어닐링 온도는 950 ℃ 이하가 바람직하다. 또, 유지 시간은 900 초 이하가 바람직하다.
680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각
페라이트, 잔류 오스테나이트를 저감시키고, 마텐자이트의 면적률을 70 ％ 이상으로 하기 위해서는, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 설비 투자 부담의 경감의 관점에서, 2000 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 개시 온도가 이것보다 낮으면 페라이트가 많이 생성된다. 냉각 속도가 느리거나, 또는 냉각 정지 온도가 300 ℃ 를 초과하면 상부 베이나이트나 하부 베이나이트가 생성된다. 또한, 어닐링 온도에서 냉각 개시 온도까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않는다.
여기서, 평균 냉각 속도는,「(냉각 개시 온도 (℃) － 300 (℃))/(냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 냉각 시간 (초))」에 의해 얻어진다.
150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 유지
마텐자이트의 인성은 템퍼링에 의해 개선하는 것이 알려져 있으며, 우수한 내단면 균열성을 확보하기 위해, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 유지할 필요가 있다. 급랭 후의 냉각 정지 온도를 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역으로 해도 되고, 150 ℃ 미만으로 냉각시킨 후에 재가열하여 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역으로 해도 된다. 150 ℃ 미만 또는 20 초 미만으로 유지한 경우에는 템퍼링에 의한 재료 균질화의 효과가 불충분해질 가능성이 있기 때문에, 내단면 균열성이 열화된다. 또, 유지 온도가 260 ℃ 를 초과하면, 조대한 탄화물이 다량으로 생성되어 굽힘성이 열화된다. 또, 유지 시간이 1500 초를 초과하면, 템퍼링의 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용의 증가를 초래한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 어닐링 공정 후의 강판에, 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 가져도 된다. 도금 처리를 실시함으로써 강판의 표면에 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 본 발명의 강판의 제조 방법에서는, 도금 처리로서 강판의 표면에 전기 아연 도금 처리를 실시하는 것이 바람직하다.
또한, 강판에는, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 조질 압연을 실시할 수 있다. 또한, 상기 도금 처리를 실시할 때에 조질 압연을 실시하는 경우에는, 도금 처리 후에 조질 압연을 실시한다.
또, 본 발명의 제조 방법에 있어서의 일련의 열 처리에 있어서는, 상기 서술한 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각 속도가 냉각 중에 변화한 경우에 있어서도 규정한 범위 내이면 본 발명의 취지를 저해하지 않는다. 또, 열 이력만 만족되면, 강판은 어떠한 설비로 열 처리가 실시되어도 상관없다.
다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 것이다. 또, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는다.
본 발명의 강판은, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖고 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재도 고강도이며, 종래의 고강도 부재에 비해 성형시나 차체 충돌시의 균열이 매우 적다. 또, 본 발명의 부재를 사용하면, 경량화 가능하다. 따라서, 본 발명의 부재는, 예를 들어, 차체 골격 부품에 바람직하게 사용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한 없이 사용할 수 있다. 또, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한 없이 사용할 수 있다.
실시예
[실시예 1]
본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들에 한정되는 것은 아니다.
표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 슬래브로 주조하고, 표 2 에 나타내는 슬래브 가열 조건에서 슬래브를 가열한 후, 슬래브를 열간 압연하였다. 열간 압연에 있어서, 마무리 압연 종료 온도는 840 ∼ 950 ℃ 의 범위 내로 하고, 권취 온도는 400 ∼ 700 ℃ 의 범위 내로 하였다. 얻어진 열연 강판을 산세 후, 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판으로 하였다. 얻어진 냉연 강판을 표 2 에 나타내는 연속 어닐링 조건에서 열 처리한 후, 0.1 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 강판을 얻었다. 강판의 판 두께는 모두 1.4 ㎜ 였다. No.18 의 냉연 강판 (CR) 은 전기 아연 도금 처리를 실시하여, 전기 아연 도금 강판 (EG) 으로 하였다. 표 2 에 있어서, 슬래브의 표면 온도는 방사 온도계에 의해 실측하고, 슬래브의 중심 온도는 전열 계산에 의해 구하였다.
Figure pct00001
Figure pct00002
얻어진 강판에 대해, 이하의 측정 및 평가를 실시하였다.
(강 조직에 있어서의 각 조직의 면적률의 측정)
강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM (주사 전자 현미경) 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 강 조직의 면적률을 측정하였다. 이 측정에서는, 마텐자이트, 베이나이트는 회색을 띠는 영역으로서 관찰된다. 또, 페라이트는 흑색을 띠는 영역으로서 관찰된다. 또한, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하므로, 이들을 포함시킨 영역에 의해 면적률을 측정하였다.
잔류 오스테나이트의 측정은, 강판의 표면 ∼ 판 두께 200 ㎛ 위치를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해 구하였다. Mo-Kα 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률을 계산하였다. 그리고, 당해 잔류 오스테나이트의 체적률을, 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주하였다.
마텐자이트와 베이나이트는, 내부에 포함되는 탄화물의 위치나 결정 방위 관계를 SEM 으로 10000 배의 배율로 관찰함으로써 구별할 수 있다. 베이나이트는, 라스상 조직의 계면 또는 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 베이나이틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1 종류이므로, 생성된 탄화물은 일방향으로 신장하고 있다. 한편, 마텐자이트는, 라스 내에 탄화물이 생성되어 있고, 라스와 탄화물의 결정 방위 관계가 2 종류 이상 있기 때문에, 생성된 탄화물은 복수 방향으로 신장하고 있다. 또 베이나이트는 조직의 애스펙트비가 비교적 높아, C 가 농화되어 생성된 것으로 생각되는 잔류 오스테나이트를 라스 사이에 백색을 띠는 영역으로서 관찰할 수 있다.
(탄화물의 개수 밀도의 측정)
강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후 피크랄로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM (주사 전자 현미경) 으로 10000 배의 배율로 10 시야 관찰하여, 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도를 측정하였다.
(개재물의 개수 밀도의 측정)
강판의 L 단면 (압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 대해 수직인 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 광학 현미경으로 100 배의 배율로 20 시야 촬영하였다. 얻어진 사진을 화상 해석하여, 강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위 및 강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위의 각각에 있어서, 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도의 평균을 구하였다.
(인장 강도의 측정)
인장 시험은 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 (2011) 에 준거한 인장 시험을 실시하여 인장 강도를 평가하였다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10 ㎜/min 으로 하였다.
(내단면 균열성의 평가)
강판의 압연 직각 방향 (폭 방향) 의 중앙 부근으로부터, 압연 방향의 길이가 110 ㎜, 압연 직각 방향의 길이가 500 ㎜ 인 시험편 (10) 을 잘라냈다. 도 1 에 나타내는 바와 같은 절단 가공 장치 (100) 에 의해, 시험편 (10) 을 하부 날 (30) 과 판 홀더 (40) 로 협지하면서 상부 날 (20) 을 하강시켜, 시험편 (10) 을 전단하였다. 전단 가공 조건은, 클리어런스 CL 을 판 두께 t 의 15 ％ 로 하고, 시어각 (강판의 판면에 대한 기울기) 을 0°로 하였다. 이 전단 가공 조건에서, 압연 직각 방향의 길이가 30 ㎜ 인 간격으로 시험편 (10) 을 5 회 전단하여, 도 2 에 나타내는 바와 같은 5 개의 단책상 시험편 (50) 을 얻었다. 단책상 시험편 (50) 은, 각각, 전단 가공했을 때에 상부 날 (20) 측이었던 전단면 (S1) 을 갖고 있다. 5 개의 단책상 시험편 (50) 을, 각각, 압연 방향으로 10 ㎜ 씩 간격을 두고 절단하였다. 이 절단에 의해, 단책상 시험편 (50) 은 11 개로 분할되었다. 단책상 시험편 (50) 의 절단 위치는, 도 3 에 파선으로 나타내고 있다. 합계 11 개로 절단된 단책상 시험편 (50) 중 10 개를 관찰용 시험편 (60) 으로서 채취하였다. 따라서, 5 개의 단책상 시험편 (50) 으로부터, 합계 50 개의 관찰용 시험편 (60) 을 채취하고, 단면 균열의 관찰에 사용하였다. 관찰용 시험편 (60) 은, 전단면 (S1) 을 연마하여 부식시키지 않고 광학 현미경으로 단면 균열의 유무를 관찰하였다. 도 4 에 나타내는 바와 같이, 관찰용 시험편 (60) 을, 각각, 전단면 (S1) 을 동일한 방향의 판 두께면측으로부터 관찰하였다. 본 발명에서는, 전단면 (S1) 의 표면으로부터 깊이 방향으로 30 ㎛ 이상 진전하고 있는 균열 (70) 이 1 개 이상 존재하는 관찰용 시험편 (60) 을, 단면 균열이 발생하고 있는 것으로 판정하였다. 그리고, 본 발명에서는, 단면 균열이 발생하고 있는 관찰용 시험편 (60) 의 비율이 50 ％ 미만인 강판을 내단면 균열성이 우수한 것으로 평가하였다. 내단면 균열성이 우수한 것으로 평가된 강판은, 표 3 에서「A」로 나타낸다. 한편, 단면 균열 발생 빈도가 50 ％ 이상인 강판을 내단면 균열성이 열위인 것으로 평가하였다. 내단면 균열성이 열위인 것으로 평가된 강판은, 표 3 에서「F」로 나타낸다.
또한, 관찰용 시험편 (60) 은, 전단 가공했을 때에 상부 날 (20) 측이었던 전단면 (S1) 의 대향하는 면에, 전단 가공했을 때에 하부 날 (30) 측이었던 전단면을 갖고 있다. 전단 가공했을 때에 하부 날 (30) 측이었던 전단면도, 상기 전단면 (S1) 과 동일한 관찰을 한 결과, 단면 균열은 거의 발생하지 않았다. 그 때문에, 본 발명에서는 전단면 (S1) 으로 평가를 실시하였다.
(굽힘성의 평가)
각 강판으로부터 압연 방향과 직각 방향 (코일 폭 방향) 을 길이 방향으로 하는 JIS 3호 시험편을 채취하고, JIS Z 2248 의 규정에 준거한 V 블록법에 의한 90°V 굽힘 시험을 굽힘 반경을 바꾸어 실시하였다. 그리고, 시험편 표면에 균열을 발생시키지 않는 최소의 굽힘 반경 R 을 판 두께 t 로 나눈 값 (R/t) 에 의해 굽힘성을 평가하였다. 또한, 굽힘 능선 방향을 압연 방향과 평행이 되도록 하였다. 본 발명에서는, R/t 이 4.0 이하인 강판을 굽힘성이 우수한 것으로 평가하고, 표 3 에「A」로 나타낸다. 또, R/t 이 4.0 을 초과하는 강판을 굽힘성이 열위인 것으로 평가하고, 표 3 에「F」로 나타낸다.
Figure pct00003
본 발명예의 강판은, 인장 강도가 1310 ㎫ 이상이고, 우수한 내단면 균열성과 굽힘성을 갖고 있다. 한편으로 비교예의 강판은, 어느 항목에서 발명예보다 떨어졌다.
[실시예 2]
실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 내단면 균열성이 평가「A」로 우수하고, 또한, 굽힘성도 평가「A」로 우수하므로, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.
마찬가지로, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 의한 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 의한 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (본 발명예) 에 의한 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 내단면 균열성이 평가「A」로 우수하고, 또한, 굽힘성도 평가「A」로 우수하므로, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.
10 : 시험편
20 : 상부 날
30 : 하부 날
40 : 판 홀더
50 : 단책상 시험편
60 : 관찰용 시험편
70 : 균열
100 : 절단 가공 장치
CL : 클리어런스
t : 판 두께

Claims (7)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
    Si : 0.01 ％ 이상 1.5 ％ 이하,
    Mn : 1.7 ％ 초과 3.5 ％ 이하,
    P : 0.05 ％ 이하,
    S : 0.010 ％ 이하,
    sol.Al : 1.00 ％ 이하,
    N : 0.010 ％ 이하,
    B : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, 그리고
    Nb 및 Ti 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    마텐자이트의 면적률이 70 ％ 이상이고, 베이나이트의 면적률이 30 ％ 이하이고, 또한 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률의 합계가 10 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
    강판의 판 두께 1/4 위치에 있어서의 장경이 0.5 ㎛ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 60000 개/㎟ 이하이고,
    강판의 판 두께 1/4 ∼ 3/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경이 4.0 ㎛ 이상인 개재물 입자의 개수 밀도가 10 개/㎟ 이상 30 개/㎟ 이하이고,
    강판의 표면 ∼ 판 두께 1/4 의 범위에 있어서의 원 상당 직경 4.0 ㎛ 이상의 개재물 입자의 개수 밀도가 27 개/㎟ 이하이고,
    인장 강도가 1310 ㎫ 이상인 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 질량％ 로, 추가로,
    Mo : 0.350 ％ 이하,
    Cr : 0.350 ％ 이하,
    Zr : 0.350 ％ 이하,
    Ca : 0.0050 ％ 이하,
    V : 0.500 ％ 이하,
    W : 0.200 ％ 이하
    Cu : 1.00 ％ 이하,
    Ni : 1.00 ％ 이하,
    Sb : 0.100 ％ 이하,
    Sn : 0.100 ％ 이하,
    Mg : 0.01 ％ 이하, 및
    REM : 0.01 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    강판의 표면에 도금층을 갖는 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를, 슬래브의 표면 온도가 300 ℃ 에서 1220 ℃ 까지가 되는 온도역에서 평균 가열 속도가 0.10 ℃/s 이상이고, 또한 당해 온도역에서 슬래브의 표면 온도 Ts 에 대한 슬래브의 중심 온도 Tc 의 평균 온도비 (Tc/Ts) 가 0.85 이하가 되는 조건에서 가열한 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이상, 또한 슬래브의 중심 온도를 1220 ℃ 이상에서 30 분 이하의 조건에서 유지하는 슬래브 가열 공정과,
    상기 슬래브 가열 공정 후의 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판을 800 ℃ 이상의 어닐링 온도에서 240 초 이상 유지한 후, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서 300 ℃ 까지의 온도역을 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 1500 초 이하 유지하는 어닐링 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 후의 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
  7. 제 5 항 또는 제 6 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대해, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
KR1020227025464A 2020-01-31 2021-01-21 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 KR20220117922A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2020-014443 2020-01-31
JP2020014443 2020-01-31
PCT/JP2021/001936 WO2021153393A1 (ja) 2020-01-31 2021-01-21 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20220117922A true KR20220117922A (ko) 2022-08-24

Family

ID=77079875

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227025464A KR20220117922A (ko) 2020-01-31 2021-01-21 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230100311A1 (ko)
EP (1) EP4067523A4 (ko)
JP (1) JP7001197B2 (ko)
KR (1) KR20220117922A (ko)
CN (1) CN114981462B (ko)
MX (1) MX2022009185A (ko)
WO (1) WO2021153393A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116670308A (zh) * 2020-12-25 2023-08-29 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
KR20240032937A (ko) * 2021-08-24 2024-03-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2023218732A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5136182B2 (ko) 1972-10-12 1976-10-07
JPS6056790B2 (ja) 1982-07-28 1985-12-11 川崎製鉄株式会社 片面のみ合金化処理した溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
JP6388085B2 (ja) 2016-09-28 2018-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5136182B2 (ja) * 2008-04-22 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
JP5423072B2 (ja) * 2009-03-16 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6056790B2 (ja) 2014-02-27 2017-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN107429349B (zh) * 2015-03-25 2019-04-23 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法
JP6354909B2 (ja) * 2015-12-28 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2018123356A1 (ja) 2016-12-28 2018-07-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板
EP3770292B1 (en) * 2018-03-19 2022-09-21 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
KR20220112299A (ko) * 2020-01-31 2022-08-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5136182B2 (ko) 1972-10-12 1976-10-07
JPS6056790B2 (ja) 1982-07-28 1985-12-11 川崎製鉄株式会社 片面のみ合金化処理した溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
JP6388085B2 (ja) 2016-09-28 2018-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
NAGATAKI YASUNOBUTSUYAMA SEISHIHOSOYA YOSHIHIRO: "Effect of Tempering Temperature on the Bendability of Martensitic Steels", TETSU TO HAGANE, THE IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, vol. 99, no. 3, 2013, pages 245 - 253

Also Published As

Publication number Publication date
CN114981462B (zh) 2023-11-14
WO2021153393A1 (ja) 2021-08-05
US20230100311A1 (en) 2023-03-30
EP4067523A1 (en) 2022-10-05
MX2022009185A (es) 2022-08-17
EP4067523A4 (en) 2022-12-07
JPWO2021153393A1 (ko) 2021-08-05
CN114981462A (zh) 2022-08-30
JP7001197B2 (ja) 2022-01-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6112261B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
EP3415653B1 (en) High-strength galvanized steel sheet and method for producing same
KR20220112299A (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
RU2400543C1 (ru) Способ производства перлитного рельса с превосходными износостойкостью и пластичностью
KR102654714B1 (ko) 고강도 부재, 고강도 부재의 제조 방법 및 고강도 부재용 강판의 제조 방법
KR20220117922A (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
JPWO2020090303A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP3875615A1 (en) Steel sheet, member, and method for manufacturing same
KR102566083B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102507715B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR101626227B1 (ko) 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품
KR102512610B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2022028885A (ja) 高強度部材および高強度部材の製造方法
US20240052466A1 (en) Steel sheet, member, and methods for manufacturing the same
EP4123045A1 (en) Steel plate
JP5679115B2 (ja) 冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管およびその製造方法
EP3845674A1 (en) Steel sheet and manufacturing method therefor
CN115038807A (zh) 钢板及其制造方法
JP7287592B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
EP4242337A1 (en) Steel sheet, member, method for producing said steel sheet, and method for producing said member
EP3929314A1 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and method for manufacturing steel sheet for hot-pressed members
KR20230134146A (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법