KR101721352B1

KR101721352B1 - 내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그것을 사용하여 제조한 고강도 부재

Info

Publication number: KR101721352B1
Application number: KR1020157024593A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 다나하시; 도시마사 도모키요
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-03-14
Filing date: 2014-03-13
Publication date: 2017-03-29
Also published as: CA2904122A1; JP5880777B2; CN105189798B; TWI550103B; US20160024610A1; CA2904122C; EP2975150B1; EP2975150A1; BR112015021971B1; TW201441386A; EP2975150A4; ZA201506332B; US9353424B2; RU2015138604A; RU2625366C2; BR112015021971A2; MX2015011523A; WO2014142238A1; JPWO2014142238A1; KR20150119072A

Abstract

질량％로, C:0.20∼0.42％, Si:0.06∼0.5％, Mn:0.2∼2.2％, Cr:0.1∼2.5％, B:0.0005∼0.01％, O:0.0020∼0.020％, Al:0.001∼0.03％, Ti:0.001∼0.05％, N:0.1％ 이하, P:0.03％ 이하, S:0.02％ 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 화학 성분을 포함하고, 강 중에 최대 길이가 1㎛ 이상 5㎛ 이하인 Mn 산화물이 5×10³개/㎟ 이상 1×10⁵개/㎟ 이하 존재하고, 단축 방향 길이가 1㎛ 이상, 장축 방향 길이가 10㎛ 이하인 Mn과 Si의 복합 산화물이 1.7×10²개/㎟ 이상 5×10³개/㎟ 이하 존재하는 고강도 강판.

Description

내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그것을 사용하여 제조한 고강도 부재 {HIGH STRENGTH STEEL PLATE WITH EXCELLENT DELAYED DESTRUCTION RESISTANCE CHARACTERISTICS AND LOW TEMPERATURE TOUGHNESS, AND HIGH STRENGTH MEMBER MANUFACTURED USING SAME}

본 발명은, 예를 들어 핫 스탬프법에 적합한 고강도 강판에 관한 것으로, 상세하게는, 내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다. 본원은, 2013년 3월 14일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2013-051953호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

일반적으로, 자동차 등의 수송 기계의 분야에서는, 고강도 재료를 사용한 질량 저감에의 대처가 활발하게 행해지고 있다. 최근, 자동차 분야에서는, 충돌 안전성 확보나 새로운 기능의 탑재에 수반하여 차체 질량은 증가하는 경향에 있다. 차체 질량의 증가의 일부라도 상쇄하고, 조금이라도 연비를 향상시켜 이산화탄소의 배출량을 삭감하는 것이 표방되어, 고강도 강판의 사용량이 착실하게 증가하고 있다.

이러한 고강도 강판 사용 확대의 흐름 중에서 큰 장해로 되고 있는 것은, 강판의 강도를 높인 경우에 불가피한, 「형상 동결성의 열화」라고 불리는 현상의 현재화이다. 이 현상은, 성형 후의 스프링 백량이 고강도화에 수반하여 증가함으로써, 목표로 하는 형상을 얻는 것이 용이하지 않게 된다는 것의 총칭이다. 그것을 해결하기 위해, 저강도재(형상 동결성이 우수하거나, 혹은 문제가 되지 않는 재료)에서는 불필요했던 가공 공정의 추가(예를 들어, 리스트 라이크)를 행하거나, 제품 형상을 변경하는 것이 행해진다.

이러한 문제를 해결하는 하나의 방법으로서, 핫 스탬프법이라고 불리는 열간 성형 방법이 주목받기에 이르렀다. 이것은, 강판(피가공재)을 소정의 온도(일반적으로는 오스테나이트 상으로 되는 온도)로 가열하여 강도를 낮춘(즉, 성형을 용이하게 한) 후, 피가공재에 비해 저온(예를 들어 실온)의 금형으로 성형함으로써, 용이하게 형상을 부여하는 동시에, 양자의 온도차를 이용한 급냉 열처리(켄칭)를 행하여 성형 후의 제품의 강도를 확보한다고 하는 것이다.

이러한 핫 스탬프법은, 최근, 그 유용성이 널리 인지되는 것에 이르고, 적용이 검토되는 부재도 다방면에 걸쳐 왔다. 그 중에는, 예를 들어 자동차의 서스펜션 부품과 같이, 노출되는 환경이 내식성의 관점에서 엄격한 경우나, 옵션 부품의 장착을 상정한 천공부가 존재하는 것 등, 부품으로서의 강도뿐만 아니라, 내 지연 파괴 특성도 중요한 필요 특성 중 하나인 것도 포함되도록 되어 왔다.

부식 환경에 노출됨으로써 수소의 침입 정도가 상승하는 것이 예상되고, 또한 천공부 등에 잔류하는 응력이 간과할 수 없는 크기로 됨으로써 지연 파괴가 우려되게 되었기 때문이다.

일반적으로, 강판의 내 지연 파괴 특성은, 강판의 고강도화에 따라 저하되는 것이 알려져 있다. 핫 스탬프법에 의해 고강도화된 강판(제품)에서도 미리 배려가 이루어져 있는 것이 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 평균의 입경이 소정의 범위 내에 있는 Mg의 산화물, 황화물, 복합 정출물, 및 복합 석출물 중 1종 또는 2종 이상을, 소정의 밀도로 함유시킴으로써 지연 파괴를 억제하는 특성을 갖는 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 펀칭(천공)을, 핫 스탬프를 위한 가열 후이며, 또한 프레스 전의 고온 상태(열간)에서 행함으로써 펀칭성을 개선하고, 그것에 의해 내 지연 파괴 특성의 개선을 도모하는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 3에는, 소정의 치수의 Fe-Mn계 복합 산화물을 소정의 밀도로 함유시킴으로써 내 지연 파괴 특성이 우수한 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1의 기술은, 함유시키는 것이 용이하지 않은 Mg를 강 중에 존재시키고, 또한 그것을 포함하는 생성물을 고도로 제어하는 것이므로, 당업자라고 해도 실시는 그다지 용이하지 않다.

특허문헌 2는, 열간에서의 천공을 전제로 한 기술이며, 핫 스탬프 후에 천공한 경우, 즉 간과할 수 없을 정도의 응력이 잔류하는 것이 발생할 수 있는 경우의 효과에 대해서는 명확하지 않다.

한편, 특허문헌 3의 기술은 제강 공정에서의 탈산 제어와, 적절한 압연 조건의 조합에 의해 유효한 수소의 트랩 사이트를 강 중에 형성하는 우수한 기술이며 일정한 효과를 기대할 수 있다.

따라서, 본 발명자들도 특허문헌 3을 참고로 하면서 강판의 제작과, 당해 강판의 핫 프레스 후의 기계적 성질을 조사하는 실험을 반복하여 행하였다. 그 결과, 내 지연 파괴 특성에 대해서는 그런대로의 효과가 확인되었다. 그러나, 저온 인성이 반드시 충분한 것도 아니고, 또한 특히 C(탄소) 농도가 높은 경우에는 주조 결함이 높은 빈도로 발생하여 압연에 제공할 수 없거나, 할 수 있어도 수율이 현저하게 저하된다고 하는 문제가 있는 것이 판명되었다.

이와 같이, 핫 스탬프 후에 천공 등의 응력이 잔류하는 가공이 이루어진 부재라도 내 지연 파괴 특성 및 저온 인성을 갖고, 또한 용이하게 실시할 수 있고, 제조 수율에도 문제가 없는 기술은 눈에 띄지 않는 것이 실정이다.

일본 특허 공개 제2006-9116호 공보 일본 특허 공개 제2010-174291호 공보 WO2012/120692호 공보

본 발명은, 상기 실정에 비추어, 기설의 제철 설비에서의 제조가 용이하고 높은 제조 수율을 갖고, 또한 핫 스탬프 설비에서 성형한 후에 천공 등의, 응력의 잔류가 예상되는 가공을 행해도 우수한 내 지연 파괴 특성과 저온 인성을 갖는 핫 스탬프용 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은, 이러한 과제를 해결하기 위해 핫 스탬프용 강판에 대해 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 생성시키는 것이 용이한 Mn의 산화물을 소정의 조건에서 강판 중에 함유시키는 것을 근간 기술로 한 후, 그것만으로는 대처할 수 없는 문제를 해결하기 위해 예의 연구를 진행하였다.

해결해야 할 구체적인 문제로는, 이하의 2점을 들 수 있다.

(A) 핫 스탬프 후에 인장 강도로 1500㎫ 이상으로 되는 강판으로 하기 위해서는, 함유시키는 탄소가 0.2％(질량％, 이하 동일함) 이상은 필요하다. 그러나, 고농도의 탄소강에서는 탄소 자신이 탈산 능력을 가지므로, 탈산 반응에서 생성된 CO가 용강 중에서 기포를 형성하고, 주조편에 잔존하여 주조 결함으로 되기 쉽다.

(B) 강판 중의 수소의 트랩 사이트로서 산화물을 분산시키는 것이 유효하지만, 또한 산화물의 형태나 밀도에 따라서는 저온 인성을 손상시킬 우려가 있어 충분히 고려할 필요가 있는 것도 과제로 되었다.

이들 문제 중, (A)에 대해서는, Si를 미량으로 첨가함으로써 탄소가 산소와 결합되는 것을 억제하는 방법을 검토하여, 특허문헌 3에서는 부적절하게 된 범위 내에 적절한 Si 농도가 있는 것을 명백하게 하였다. 또한 Si를 소정의 농도로 함유시킴으로써 개재물(산화물)의 형태를 변화시킬 수 있고, (B)에 대해서도 유효한 것을 새롭게 발견하였다.

이러한 검토를 거듭하여 완성된 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1)

질량％로,

C:0.20∼0.42％,

Si:0.06∼0.5％,

Mn:0.2∼2.2％,

Cr:0.1∼2.5％,

B:0.0005∼0.01％,

O:0.0020∼0.020％

Al:0.001∼0.03％,

Ti:0.001∼0.05％,

Nb:0∼0.1％,

Mo:0∼1.0％,

W:0∼0.5％,

V:0∼0.5％,

Ni:0∼5.0％,

Cu:0∼1.0％,

N:0.1％ 이하,

P:0.03％ 이하,

S:0.02％ 이하

이고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 화학 성분을 포함하고,

강 중에 최대 길이가 1㎛ 이상 5㎛ 이하인 Mn 산화물이 5×10³개/㎟ 이상 1×10⁵개/㎟ 이하 존재하고, 단축 방향 길이가 1㎛ 이상, 장축 방향 길이가 10㎛ 이하인 Mn과 Si의 복합 산화물이 1.7×10²개/㎟ 이상 5×10³개/㎟ 이하 존재하는 고강도 강판.

(2)

질량％로,

Nb:0.01∼0.1％,

Mo:0.01∼1.0％,

W:0.01∼0.5％,

V:0.01∼0.5％,

Ni:0.01∼5.0％,

Cu:0.01∼1.0％

중, 1종 또는 2종 이상을 함유하는 (1)에 기재된 고강도 강판.

(3)

35∼70％의 냉간 압연이 실시되어 있는 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판.

(4)

도금이 실시되어 있는 (3)에 기재된 고강도 강판.

(5)

표면에 용융법에 의해 도금된 Al층을 갖는 강판이며, 상기 Al층과 상기 강판의 계면에 두께 1㎛ 이상 10㎛ 이하의 Fe-Al-Mn-Cr-B 합금층이 존재하고 있는 (4)에 기재된 고강도 강판.

(6)

(3)에 기재된 고강도 강판을, 적어도 그 일부가 오스테나이트 상으로 되는 온도까지 가열한 후, 금형으로 스탬프하여 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한 고강도 부재.

(7)

(4) 또는 (5)에 기재된 강판을, 적어도 그 일부가 오스테나이트 상으로 되는 온도까지 가열한 후, 금형으로 스탬프하여 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한 고강도 부재.

본 발명의 강판은, 기설의 제철 설비에서 제조할 수 있고, 또한 핫 스탬프 설비에서 성형한 후에 천공 등의, 응력의 잔류가 예상되는 가공을 행하여도 우수한 내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 얻어지므로, 핫 스탬프법의 적용 범위(적용 가능 부품)를 확대하는 효과를 갖는다.

도 1은 강판 중의 산화물의 최대 길이를 설명하기 위한 도면으로, (a)는 직사각형 산화물, (b)는 다각형 산화물의 최대 길이를 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 2는 연신된 산화물의 단축 방향의 길이 및 장축 방향의 길이를 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 3은 Si 함유량에 의한 기포 결함 발생 상황 변화를 예시하는 사진이다.
도 4는 냉연율(％)과 연성 취성 천이 온도(℃)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 햇 형상을 도시하는 모식도이다. 도면 중의 숫자는 개략 치수이며 단위는 ㎜이다.

본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 강판의 화학 성분을 한정한 이유를 서술한다. 여기서, 「％」는 질량％를 의미한다.

<C:0.20∼0.42％>

C는, 핫 스탬프법에 의해 강판을 고강도화하는 데 있어서 가장 중요한 원소이다. 적어도 1500㎫ 정도의 강도를 얻기 위해서는, 0.20％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.42％ 초과에서는 본 발명의 산화물 제어를 이용해도 저온 인성을 확보할 수 없다. 따라서 0.42％를 상한으로 한다. 한층 우수한 저온 인성을 확보하기 위해서는, 0.36％ 이하가 바람직하다.

<Si:0.06∼0.5％>

Si는, 주조 결함의 원인이 되는 C 탈산에 의한 CO 기포의 생성을 억제하는 작용을 갖는다. 본 발명자들은, Mn 산화물을 분산시킨 강을 얻을 목적으로, C:0.20∼0.42％, Mn:1∼1.5％, Cr:0.2％ 및 B:0.0020％, 잔부:Fe를 주성분으로 하는 강을 용해하고, 주조하는 시험을 행하였다. 그 결과, 주조편의 표면에 기포상의 결함이 생성되는 경우가 있는 것을 지견하였다. 기포상의 결함은, C 농도가 0.25％ 부근부터 여기저기 보이게 되고, 0.3％ 이상에서는 높은 빈도로 발생하는 것을 알 수 있었다. 깊은 결함도 있어, 표면을 손질해도 압연에는 부적절하다고 판단할 수밖에 없는 주조편도 있었다.

이러한 상황을 해결하기 위해 Mn보다도 탈산 능력이 높고, Al과 같이 산화물이 응집되는 성질을 갖지 않는 원소로서 Si의 미량 함유(Si 탈산)를 시도한 바, 0.06％ 이상의 함유에서 기포상 결함의 발생을 완전히 억제할 수 있는 것을 발견하였다. 따라서 Si의 하한을 0.06％로 하였다. 한편, 기포상 결함을 억제할 목적에서는 상한은 없지만, 생성된 산화물이 과잉이면 저온 인성이 열화된다. 그로 인해, 허용되는 상한은 0.5％이다. 바람직하게는 0.3％ 이하, 보다 바람직하게는 0.2％ 이하이다.

Si는 산화물을 형성하고 있는 것(Mn과의 복합 산화물을 포함함), 및 산소와 결합되지 않고 강 중에 고용되어 있는 것의 총합이다. Si는 탈산 원소로서 상술한 바와 같이 CO 기포의 발생을 억제하는 작용뿐만 아니라, Mn과 복합된 산화물을 형성하고, 당해 산화물이 저온 인성에 대해 유효하게 기여하는 것을 발견한 것도 본 발명의 요지로 하는 것이다.

<Mn:0.2∼2.2％>

Mn은, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Mn의 산화물이 수소의 트랩 사이트로서 기능할 뿐만 아니라, Si와의 복합 산화물이 저온 인성을 확보하는 데 있어서 극히 중요한 작용을 한다. 이 효과는 Mn이 0.2％ 이상의 함유시에 발현된다. 한편, 2.2％를 초과하여 함유시켜도 효과는 포화되고, 또한 응고 편석에 기인하여 기계적 성질을 열화시킬 우려가 있으므로 2.2％를 상한으로 한다. 바람직하게는 2.0％, 더욱 바람직하게는 1.8％이다.

<Cr:0.1∼2.5％>

Cr은, 강판의 켄칭성을 높이는 효과를 가지므로 함유한다. 그 효과가 명료해지는 것은, 0.1％ 이상이다. 한편, 2.5％를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화되므로 2.5％를 상한으로 한다. 바람직하게는 2.0％, 보다 바람직하게는 1.8％이다.

<B:0.0005∼0.01％>

B는, Cr과 마찬가지로 켄칭성을 높이는 효과도 가지므로 함유한다. 0.0005％ 이상에서 그 효과가 명료해지는 한편, 과잉 함유는 열간 가공성의 열화와 연성의 저하로 이어지므로 0.01％를 상한으로 한다. 켄칭성을 한층 높이고, 또한 열간 가공성의 열화와 연성의 저하를 더욱 억제하기 위해서는, 0.0010∼0.007％가 바람직하다.

<O:0.0020∼0.020％>

O는 산화물을 형성하는 데 있어서 필수 원소이다. 그리고 산화물은, 수소의 트랩 사이트로서, 및 저온 인성에 영향 인자로서 극히 중요하므로 적절하게 제어되어야 한다. 그 농도가 0.0020％ 미만에서는 필요한 산화물 밀도가 얻어지지 않고, 0.02％ 초과에서는 산화물의 조대화가 기계적 성질의 열화를 초래할 우려가 있으므로 상기한 범위로 한정한다.

<Al:0.001∼0.03％>

Al은, 강탈산 원소이므로 신중하게 제어되어야 한다. 0.03％를 초과하여 함유시키면, 내 지연 파괴에 유효한 Mn 산화물이나 저온 인성의 확보에 중요한 Mn과 Si의 복합 산화물을 소정량 확보하는 것이 어려워진다. 따라서 0.03％를 상한으로 한다. 바람직하게는 0.01％이다. 한편, 0.001％ 미만으로 하는 것은 제강 공정에 막대한 부하를 가하므로 0.001％를 하한으로 한다.

<Ti:0.001∼0.05％>

Ti는, 탈산 작용을 갖는 원소이기 때문에 Mn 산화물이나 Mn과 Si의 복합 산화물의 형성에 영향을 미치므로 0.05％ 이하로 제어되어야 한다. 바람직하게는 0.03％ 이하이다. 한편, 0.001％ 미만으로 하는 것은 제강 공정에 막대한 부하를 가하므로 0.001％를 하한으로 한다.

이어서, 선택적으로 함유시키는 성분에 대해 설명한다.

<Nb:0∼0.1％>

Nb는 결정립을 미세화하고, 인성을 향상시키는 효과를 가지므로 적절하게 사용할 수 있다. 그 효과는 0.01％ 이상에서 확인되므로, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％를 하한으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1％를 초과하여 함유해도 효과는 포화되므로 0.1％를 상한으로 한다.

<Mo:0∼1.0％>, <W:0∼0.5％>, <V:0∼0.5％> 중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 모두 켄칭성을 높이는 효과를 갖는 것이므로 적절하게 함유할 수 있다. 그 효과가 명료해지는 것은, 어느 것에 대해서도 0.01％ 이상이다. 한편, 고가의 원소이므로, 효과가 포화되는 농도를 상한으로 하는 것이 바람직하다. Mo에 대해서는 1.0％, W 및 V에 대해서는 0.5％가 상한이다.

<Ni:0∼5.0％>

Ni는, 켄칭성을 높이는 효과를 가지므로 유효하게 활용하고자 하는 원소이며, 그 효과는 0.01％ 이상에서 명료해진다. 한편, 고가의 원소이므로, 그 효과가 포화되는 5.0％를 상한으로 한다. 또한, 하기의 Cu에 의한 열간 압연 강판의 표면 품위의 저하를 억제하는 작용도 가지므로, Cu와 동시에 함유시키는 것이 바람직하다.

<Cu:0∼1.0％>

Cu는, 0.01％ 이상을 첨가함으로써 강판의 강도를 높이는 효과를 갖지만, 과잉의 첨가는 열간 압연 강판의 표면 품위를 손상시키므로 1.0％를 상한으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 상기 이외의 성분은 Fe로 되지만, 스크랩 등의 용해 원료나 내화물 등으로부터 혼입되는 불가피적 불순물은 허용된다. 대표적인 불순물로서 이하를 들 수 있다.

<N:0.1％ 이하>

N은, Ti나 B와 용이하게 결합되므로 그들 원소의 목적으로 하는 효과를 저감시키지 않도록 제어해 둘 필요가 있고, 0.1％ 이하이면 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 한편, 필요 이상으로 저감시키는 것은 제강 공정에 막대한 부하를 가하므로 0.0010％를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

<P:0.03％ 이하>

P는 불순물로서 함유되고, 열간 가공성에 악영향을 미치므로 0.03％ 이하로 제한되어야 한다. 한편, P는 적은 쪽이 바람직하지만, 필요 이상으로 저감시키는 것은 제강 공정에 막대한 부하를 가하므로 0.001％를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

<S:0.02％ 이하>

S는 불순물로서 함유되고, 열간 가공성이나, 연성, 인성 등의 기계적 성질에 악영향을 미치므로 0.02％ 이하로 제한되어야 한다. 한편, S는 적은 쪽이 바람직하지만, 필요 이상으로 저감시키는 것은 제강 공정에 막대한 부하를 가하므로 0.0001％를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, Mn 산화물, 및 Mn과 Si의 복합 산화물에 관한 한정 이유를 설명한다.

우선, Mn 산화물에 대해서는, 산화물 자신 및 냉간 압연시에 그 주위에 형성된 공극이 강판 중에 존재하는 수소의 트랩 사이트로 됨으로써 우수한 내 지연 파괴 특성이 발현되는 것이라 생각되므로, 소정의 밀도로 분산시킬 필요가 있다. 실시예에서 나타내는 바와 같이, 5×10³개/㎟ 미만에서는 명료한 효과는 확인되지 않는다. 한편, 내 지연 파괴 특성상은 밀도에 상한을 설정하지 않아도 되지만, 연성이나 인성 등의 기계적 성질에 악영향을 미치므로 1×10⁵개/㎟ 이하로 한다.

Mn 산화물의 동정에는 SEM의 EDS 분석을 이용하였다. 즉, Mn과 O(산소)가 동시에 검출된 것을 Mn 산화물이라 간주하였다. 그때, 분석 대상물의 최대 길이가 1㎛ 미만에서는 분석 정밀도를 충분히 확보할 수 없다. 따라서 치수의 하한을 최대 길이가 1㎛ 이상으로 하였다. 한편, 내 지연 파괴 특성상은 크기에 상한을 설정하지 않아도 되지만, 연성이나 인성 등의 기계적 성질에 악영향을 미치므로 최대 길이가 5㎛ 이하로 한다. 또한, 도 1에 산화물의 형상을 모식적으로 도시하는 바와 같이, 여기서 말하는 산화물의 최대 길이(3)라 함은, 직사각형 산화물(1) 또는 다각형 산화물(2)의 대각선 중, 가장 긴 것을 가리킨다.

본 발명자들의 조사에 의하면, Mn 산화물은 직사각형 또는 다각형이고, 냉간 압연 후에도 그 형상은 마찬가지인 것에 반해, Mn과 Si의 복합 산화물은 냉간 압연에 대해 연신성을 갖는다. 적절하게 연신된 Mn과 Si의 복합 산화물이 강 중에 분산되어 있음으로써 저온 인성의 확보에 기여하고 있는 것이라 생각된다. 여기서, 연신된 Mn과 Si의 복합 산화물이라 함은, 장축 방향 길이가 단축 방향 길이의 대략 3배 이상인 것을 가리키는 것으로 한다. 강판 중에 산재하는 개재물을 SEM의 EDS 분석에 의해 조사하고, Mn, Si 및 O(산소)가 동시에 검출된 것을 Mn과 Si의 복합 산화물이라 간주하였다. 신뢰성이 높은 분석을 행하기 위해서는 대상물의 치수는 단축 방향 길이가 1㎛ 이상은 필요하다. Mn과 Si의 복합 산화물의 크기의 하한을 단축 방향 길이가 1㎛로 한 것은 그 때문이다. 분석의 신뢰성을 확보하는 데 있어서 단축 방향 길이에는 상한은 없지만, 기계적 성질(연신성이나 인성 등)의 열화를 초래하므로, 3㎛, 바람직하게는 2㎛를 상한으로 한다. 한편, 인성을 확보하는 목적에 있어서는, 장축 방향 길이에 상한은 없지만, 지나치게 크면(지나치게 길면) 연성을 손상시키므로, 그 상한은 10㎛로 한다. 바람직하게는 5㎛이다. 또한, 도 2에 모식적으로 도시하는 바와 같이, 여기서 말하는 단축 방향 길이(5) 및 장축 방향 길이(6)라 함은, 연신된 Mn과 Si의 복합 산화물(4)의 단축 방향의 길이(단축 방향 길이)(5) 및 장축 방향의 길이(장축 방향 길이)(6)이다.

실시예에서 나타내는 바와 같이, 그러한 Mn과 Si의 복합 산화물은 1.7×10²개/㎟ 이상 함유되어 있는 것이 필요하다. 이것보다 밀도가 작은 경우에는 우수한 저온 인성을 확보할 수 없다. 한편, 5×10³개/㎟를 초과하여 존재하면 압연 방법과 직교하는 방향의 연성이 크게 열화되므로 5×10³개/㎟를 상한으로 한다.

산화물의 밀도의 도출은 이하의 순서로 행하였다. 즉, SEM으로, 배율:3000배, 시야 수:10으로 하고, 시야 내의 당해 산화물 수를 계수(합계)하였다. 1시야는 약 40㎛×30㎛이다. 따라서, 1.2×10⁴㎛²(＝40×30×10) 중의 산화물 수로부터 평방밀리미터(㎟)당 밀도로 환산하였다.

본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 강판은, 통상의 방법에 기초하여 제강, 주조, 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링을 행하여 제조한다. 또한 도금을 실시해도 된다. 사용 원료(불순물 농도)나 각 원소의 수율 등 사업자의 실정에 따라서 제강하고, 주조할 수 있다. 일례로서는, Si를 제외한 강 성분을 통상 순서로 조정한 후, Si를 첨가하고, 소정의 시간 후에 주조한다.

실시예에서 설명하는 바와 같이, Mn 산화물은, Si 첨가 후 주조까지의 시간이 길어짐에 따라 밀도가 감소한다. 한편, Mn과 Si의 복합 산화물은, Si 첨가 후 주조까지의 시간이 길어짐에 따라 반대로 밀도가 증가한다. 본 발명자들이 사용한 소형 용해로에서는 Si 첨가 후로부터 주조까지의 시간은, 35∼145초 후가 적절한 범위였지만, 이 시간은 사용하는 설비의 실정에 따라서 설정하면 된다. 주조는 생산성의 관점에서 연속 주조가 바람직하다.

열간 압연에 있어서의 주조편의 가열 온도는 1200∼1250℃, 압연율은, 조압연:50∼90％, 마무리 압연:60∼95％, 마무리 온도는 900℃ 전후 등을 선택할 수 있다.

냉간 압연에 있어서의 냉연율은 극히 중요하며, 35∼70％인 것이 필요하다. Mn 산화물의 주변에 공극을 발생시킴과 함께, Mn과 Si의 복합 산화물을 적절하게 연신 변형시키기 위해서는 35％ 이상의 압연이 필요하다. 한편, 압연율이 지나치게 높으면 일단 생성된 Mn 산화물 주변의 공극이 찌부러져 소실된다. 또한, 연신 변형된 Mn과 Si의 복합 산화물이 분단되어 인성에 기여하지 않게 되므로 70％ 이하로 할 필요가 있다.

냉연 강판의 어닐링 온도는, 700∼850℃로 하는 것이 바람직하지만, 기계적 성질에 특징을 갖게 할 목적에서, 700℃ 미만이나, 850℃ 초과로 해도 된다. 생산성의 관점에서 연속 어닐링이 바람직하다.

어닐링 후에 Al이나 Zn 등을 도금하여 도금 강판으로 해도 된다. 생산성의 관점에서 어닐링과 도금을 연속하여 행하는 것이 바람직하다. Zn 도금층을 형성한 후, 가열하여 도금층을 Fe-Zn 합금으로 해도 된다. 또한, Al 도금 강판으로 한 경우, Al 도금층과 모재 강판의 계면에 Fe-Al-Mn-Cr-B 합금층이 생성된다. Al 도금층과 모재 강판의 계면에 Fe-Al-Mn-Cr-B 합금층이 생성되어 있으므로, Al 도금 강판에서는, Al 도금층으로부터 강판 중으로의 수소의 이동이 억제된다. 또한 본원 발명의 강판에 있어서는, 이 합금층 중에 Si가 거의 포함되지 않는다. 즉, 본원 발명과 같이 Mn 산화물과 Mn과 Si의 복합 산화물이 생성되는 상태에서의 산소 농도에서는, 첨가한 Si의 대부분은 Mn 산화물을 Mn과 Si의 복합 산화물로 환원하는 데 사용되어, Al 도금층과 모재 강판의 계면에 생성되는 Fe-Al-Mn-Cr-B 합금층에는 Si가 거의 포함되지 않게 된다.

또한, 어닐링, 또한 도금을 행한 강판(띠강)에 대해 스킨패스 압연이나 레벨러 가공을 부여해도 된다. 부여하는 변형은 10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 제조된 본 발명의 강판은, 예를 들어 핫 스탬프법에 의해, 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한 고강도 부재로 된다. 고강도 부재를 제작하기 위해서는, 필요에 따라서 소정의 치수로 절단한 강판(블랭크)을 가열하여 금형으로 스탬프한다. 가열에는 가열로 가열, 통전 가열, 혹은 유도 가열 등의 방법을 선택할 수 있다. 가열 온도는 블랭크 전체를 오스테나이트 상으로 하는 온도로 설정하는 것이 일반적이지만, 부재에 특징을 갖게 하기 위해, 일부만을 오스테나이트 상으로 가열하는 방법도 선택할 수 있다. 금형에 의한 냉각은, 오스테나이트 상으로 가열된 부분이 마르텐사이트 상으로 변태되는 냉각 속도로 행하는 것이 일반적이다. 그러나, 부재에 특징을 갖게 할 목적에서, 오스테나이트 상으로 가열된 부분의 일부의 냉각 속도를 마르텐사이트 변태되지 않는 완만한 냉각 속도로 하는 방법도 선택할 수 있다.

강판의 내 지연 파괴 특성은, 클리어런스를 변화시켜 행한 천공 시험의 구멍 벽부 관찰에 의한 크랙 발생의 유무에 의해 평가하였다.

즉, 판 두께 t(㎜)의 강판에, 10㎜φ의 천공을 행한다. 그때, 펀치의 직경 Dp는 10㎜ 일정으로 하고, 다이의 내경 Di를 변화시켜, 클리어런스＝(Di－Dp)/2t×100을 5∼30％의 범위로 하고, 구멍 벽부의 크랙 발생의 유무를 조사하였다. 그리고, 크랙의 발생이 확인되지 않은 강판을 내 지연 파괴 특성이 우수한 강판으로 하였다. 또한, 천공은, 1개의 클리어런스에 대해 5개 이상으로 하고, 모든 구멍 벽을 조사하였다.

인성의 평가는, JIS Z 2242에 준거한 샤르피 충격 시험에 의해 행하였다. 시험편은 JIS Z 2202의 4호 시험편의 형상을 준용하고, 시험편의 두께는, 공시재 그대로 하였다.

-120℃로부터 20℃까지의 범위에서 시험을 행하고, 흡수 에너지의 변화로부터 연성 취성 천이 온도를 결정하였다.

실시예 1

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하여 주조하는 실험을 행하였다. C:0.36％, Mn:1.3％, P:0.02％, S:0.004％, Cr:0.2％, B:0.0025％, Ti:0.01％, Al:0.002％, N:0.003％, O:0.0150％, 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하도록 성분 조정을 행하였다.

그 후, 소정의 양의 Si를 첨가하여, 90초 후에 내측 치수(단위 ㎜)가 110×220×400(최대 높이)인 주형에 주입하였다. 첨가한 Si량은, 전량 주조편 내에 얻어진 경우의 농도로부터 산출하여, 0(무첨가)∼0.3％로 하였다. 주조편에 220×400 응고면(2면)을 각각 5㎜ 연삭하여 기포에서 유래되는 결함의 발생 상황을 조사하였다. 또한 주조편을 110으로부터 30㎜로 열간 압연하였다. 열간 압연재를 분석하여 주요성분의 농도를 조사하였다. 이상의 결과를 표 1에 나타낸다.

Si를 첨가하지 않은 No.1(함유량은 0.001％ 미만), 및 Si를 0.02％ 첨가한 No.2(함유량은 0.020％)에는 다수의 기포 결함이 확인되었다. 이에 반해, Si 함유량이 0.06％ 이상인 No.3, 4 및 5에는 기포 결함은 확인되지 않았다. No.2와 No.3의 표면 상황을 대비하여 도 3의 (a)와 (b)에 나타낸다.

No.1 및 No.2는 압연 중에 깨짐이 발생하기 시작하여, 30㎜보다도 더욱 압연을 진행하는 것은 곤란하였다. 한편 No.3∼5의 압연성은 문제없고, 가일층의 압연(마무리 압연에 상당)에 의해 2㎜까지 압연하였지만 전혀 문제없이 실행할 수 있었다. 본 예 이외의 C 농도에서도 마찬가지로, Si를 0.06％ 이상 함유시킴으로써 주조 결함을 완전히 억제할 수 있는 것이 명확해졌다.

실시예 2

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, C:0.3％, Mn:1.3％, P:0.02％, S:0.004％, Cr:0.2％, B:0.0020％, Ti:0.01％, Al:0.002％, N:0.004％, O:0.0150％, 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하도록 성분 조정을 행하였다.

그 후, 그 농도가 0.15％로 되는 양의 Si를 용탕 중에 투입 첨가하고, 첨가 후로부터 주조까지의 시간을 30초 간격으로 변화시켜, 5차지를 주형에 주조하였다.

얻어진 각 주조편을 1250℃로 가열하여 열간 압연에 제공하고, 마무리 온도 900℃에서 두께 2.8㎜의 열연 강판으로 하였다. 권취 온도는 600℃로 하였다. 산세 후 냉간 압연하여 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 얻었다.

냉연 강판의 화학 성분 분석을 행한 결과를 표 2에 나타낸다. 강 부호 2a-1, 2a-2, 2a-3, 2a-4, 2a-5 모두, 성분적으로는 본 발명의 범위 내이다.

염욕로에서 800℃로 1분간 유지하는 어닐링을 행하여 핫 스탬프용의 강판으로 하였다.

핫 스탬프는, 900℃로 5분간 유지한 후, 즉시 취출하여, 수냉되어 있는 상하 한 쌍의 평판 금형 사이에 끼워 30초간 유지하는 방법으로 행하였다.

핫 스탬프된 공시재(이하, HS재라고 기재함)의 냉간 압연의 방향과 평행한 단면을 SEM으로 관찰하고, 상기한 방법으로, Mn 산화물의 크기와 밀도 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 측정하였다.

또한 HS재의, 냉간 압연의 방향과 평행한 단면의 비커스 경도를 측정하였다. 한쪽의 표면으로부터, 판 두께의 1/4 위치, 및 3/4 위치에 대해 각 5점 측정하고, 합쳐서 10점의 평균값을 단면 경도로 하였다. 압자 압입 하중은 1kgf로 하였다.

HS재로부터 지연 파괴 특성 평가용의 100×100㎜ 시험편과, 샤르피 시험편을 채취하였다.

10㎜φ의 천공은, 100×100㎜ 시험편의 대각선의 교점과 구멍의 중심이 일치하도록 행하였다. 클리어런스는 8.9％(10.25㎜φ), 12.5％(10.35㎜φ), 21.4％(10.60㎜φ) 및 28.6％(10.80㎜φ)로 하였다. 여기서, ( ) 내는 다이 내경이다. 천공 수는, 클리어런스마다 5개로 하였다. 천공된 구멍의 벽면을 상세하게 관찰하여, 크랙의 유무를 확인하였다.

샤르피 시험편은 그들의 길이 방향을 냉간 압연 방향과 일치시켰다.

샤르피 시험은, 시험 온도를 20, 0, -20, -40, -60, -80, -100 및 -120℃에서 행하여, 흡수 에너지의 변화로부터 연성 취성 천이 온도를 구하였다.

이상의 결과를 정리하여 표 3에 나타낸다.

Mn 산화물에서, 최대 길이가 5㎛를 상회하는 것은 확인되지 않았다. 또한, Mn과 Si의 복합 산화물에서, 장축 방향 길이가 10㎛를 상회하는 것은 관찰되지 않았다. 또한, 검출된 Mn 산화물의 최대 길이, Mn과 Si의 복합 산화물의 단축 방향 길이는, 모두 1㎛ 이상이다.

Mn 산화물은, Si 첨가 후 주조까지의 시간이 길어짐에 따라 밀도가 감소하는 것을 알 수 있었다. 한편, Mn과 Si의 복합 산화물은, 반대로 밀도가 증가하는 것을 알 수 있었다.

이러한 산화물의 밀도의 변화는, 냉연 강판의 화학 성분 중, Si 및 O의 농도 변화와 잘 대응되어 있어, Si에 의한 탈산의 진행에 의한 것으로서 설명할 수 있다. 즉, (1) Si의 산화물은 용탕 상부로 부상하므로 강 중 Si 농도는 감소한다. (2) Si에 의한 탈산에 의해 강 중 O 농도가 감소한다. (3) Si 투입 전에 형성되어 있던 Mn 산화물이 Si에 의해 환원되어 그 밀도가 감소한다. (4) Mn 산화물의 일부가 Mn과 Si의 복합 산화물로 치환된다. 또한 (3)과 (4)는 생각할 수 있는 반응을 열기한 것이며 상세는 명확하지 않다.

천공 시험의 결과와 Mn 산화물의 밀도에는 밀접한 관계가 확인된다. 즉, 그 밀도가 5.0×10³개/㎟ 이상에서는 어느 클리어런스에 있어서도 크랙의 발생은 확인되지 않는 것에 반해, 4.9×10³개/㎟에서는 어느 클리어런스에 대해서도 크랙의 발생이 확인되었다. 따라서 지연 파괴의 억제에 유효한 Mn 산화물의 밀도의 하한을 5×10³개/㎟로 하였다.

한편, 연성 취성 천이 온도와, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도에도 밀접한 관계가 확인되었다. 즉, 그 밀도가 1.7×10²개/㎟ 이상에서는 -65℃ 전후인 것에 반해, 83개/㎟에서는 -35℃로 저온 인성이 대폭 떨어지는 것이 명확해졌다. 따라서 저온 인성의 확보에 유효한 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도의 하한을 1.7×10²개/㎟로 하였다.

실시예 3

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, C:0.36％, Mn:1.2％, P:0.01％, S:0.002％, Cr:0.2％, B:0.0025％, Ti:0.02％, Al:0.002％, N:0.003％, O:0.0160％, 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하도록 성분 조정을 행하였다. 그 후, 그 농도가 0.16％로 되는 양의 Si를 용탕 중에 투입 첨가하고, 첨가 20초 후로부터 단시간 간격으로 5차지를 주형에 주조하였다. 이들을 1200℃로 가열하여 열간 압연에 제공하고, 마무리 온도 900∼910℃에서 두께 2.8㎜의 열연 강판으로 하였다. 권취 온도는 600℃로 하였다. 산세 후 냉간 압연하여 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 얻었다. 냉연 강판의 화학 성분 분석을 행한 결과를 표 4에 나타낸다. 강 부호 3a-1, 3a-2, 3a-3, 3a-4, 3a-5 모두, 성분적으로는 본 발명의 범위 내이다.

염욕로에서 780℃로 1분간 유지하는 어닐링을 행하여 핫 스탬프용의 강판으로 하였다. 핫 스탬프는, 900℃로 5분간 유지한 후, 즉시 취출하여, 수냉되어 있는 상하 한 쌍의 평판 금형 사이에 끼워 30초간 유지하는 방법으로 행하였다. HS재의 냉간 압연 방향과 평행한 단면을 SEM으로 관찰하고, 상기한 방법으로, Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 측정하였다.

또한 HS재의, 냉간 압연의 방향과 평행한 단면의 비커스 경도를 측정하였다. 측정 위치, 조건은 실시예 2와 동일하게 하였다. HS재의 지연 파괴 특성 평가(천공 구멍 벽면의 크랙 유무 조사)와 저온 인성 평가(샤르피 시험에 의한 연성 취성 천이 온도 조사)를 행하였다. 방법 및 조건은 실시예 2와 동일하다. 그들의 결과를 정리하여 표 5에 나타낸다.

Mn 산화물에서, 최대 길이가 5㎛ 이상인 것은 확인되지 않았다. 또한, Mn과 Si의 복합 산화물에서, 장축 길이가 10㎛를 상회하는 것은 관찰되지 않았다. Si 첨가 후 주조까지의 시간과 Mn 산화물의 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도의 관계는 실시예 2와 동일한 경향을 나타냈다. Si 첨가 후 주조까지의 시간이 35초 이상, 145초 이하인 경우에, Mn 산화물의 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도의 양쪽이 본 발명의 범위 내로 되어, 내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 우수한 강판이 얻어지는 것이 명확해졌다.

실시예 4

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, 화학 성분이 다른 복수의 주조편을 제작하였다. 목표로 하는 화학 성분은, C:0.2∼0.43％, Mn:0.2∼2.2％, P:0.02％ 이하, S:0.004％ 이하, Cr:0.1∼2.5％, B:0.0020∼0.0035％, Ti:0.01∼0.05％, Al:0.003∼0.04％, N:0.004％ 이하, O:0.020％ 이하 및 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하는 범위로 하였다.

어느 경우도, Si 이외의 성분을 조정 후에 Si(0.01∼0.5％ 상당)를 용탕 중에 투입 첨가하고, 첨가로부터 90초 후에 주형에 주조하였다.

얻어진 주조편을 실시예 2와 동일 조건에서, 두께 1.4㎜의 냉연 강판으로 하였다. 냉연 강판을 분석한 화학 성분을 표 6에 나타낸다.

또한, 실시예 2와 마찬가지의 방법, 조건에서 어닐링을 행하였다. 그들 강판 중의 Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 측정하였다.

또한, 실시예 2와 마찬가지의 방법, 조건에서, 핫 스탬프를 행하였다. 그들의 단면 경도 측정, 천공 시험에 의한 내 지연 파괴성의 평가 및 샤르피 시험에 의한 저온 인성의 평가를 행하였다. 시험의 조건은 실시예 2와 동일하게 하였다.

시험 결과를 표 7에 나타낸다.

Mn 산화물에서, 최대 길이가 5㎛ 이상인 것은 확인되지 않았다. 또한, Mn과 Si의 복합 산화물에서, 장축 길이가 10㎛를 상회하는 것은 관찰되지 않았다. 또한, 검출된 Mn 산화물의 최대 길이, Mn과 Si의 복합 산화물의 단축 방향 길이는, 모두 1㎛ 이상이다.

천공 시험에 의한 크랙의 발생 상황은, Mn 산화물의 밀도와 강하게 관련되어 있는 것이 명백해졌다. 즉, Mn 산화물의 밀도가 본 발명의 범위를 벗어나는 No.1, No.8 및 No.15에서는 4개의 클리어런스 중 어느 것이든 크랙이 발생하여, 내 지연 파괴성이 떨어지는 것이 나타났다. No.1에서는 강판의 Mn 농도가 본 발명의 범위를 벗어나므로 필요한 Mn 산화물의 밀도가 얻어지지 않은 것이라고 생각된다. No.8에서는 강판의 O 농도가 본 발명의 범위를 벗어나므로 필요한 Mn 산화물의 밀도가 얻어지지 않은 것이라고 생각된다. No.15에서는 강판의 Al 농도가 본 발명의 범위를 벗어나므로 Al에 의한 탈산이 지배적으로 되어, 필요한 Mn 산화물의 밀도가 얻어지지 않은 것이라고 생각된다.

저온 인성의 지표인 연성 취성 천이 온도는, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도와 강하게 관계되어 있는 것이 명백해졌다. 강판의 O 농도가 본 발명의 범위를 벗어나고, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위를 벗어나는 No.8의 연성 취성 천이 온도는 -25℃이다. 이에 반해, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위 내이고, No.8과 HS재의 단면 경도가 가까운 No.9∼11의 연성 취성 천이 온도는 -55∼-52℃로, No.8이 저온 인성이 떨어지는 것을 알 수 있다.

또한, 강판의 Si 농도가 본 발명의 범위를 벗어나고, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위를 벗어나는 No.12, 및 강판의 Al 농도가 본 발명의 범위를 벗어나고, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위를 벗어나는 No.15의 연성 취성 천이 온도는, 각각 -20℃ 및 -17℃이다. 이에 반해, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위 내이고, 양자와 HS재의 단면 경도가 가까운 No.13 및 14의 연성 취성 천이 온도는, 각각 -51℃ 및 -50℃로, No.12 및 No.15가 저온 인성이 떨어지는 것을 알 수 있다.

실시예 5

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, 화학 성분이 다른 복수의 주조편을 제작하였다. 목표로 하는 화학 성분은, C:0.2∼0.36％, Mn:0.2∼1.3％, P:0.02％ 이하, S:0.004％ 이하, Cr:0.1∼1.5％, B:0.0020∼0.0035％, Ti:0.01∼0.03％, Al:0.002∼0.02％, N:0.004％ 이하, O:0.010％ 이하, Nb:0.03∼0.07％(4c, 4f, 4h), Mo:0.2∼0.5％(4a, 4g), W:0.1∼0.3％(4b, 4i), V:0.1∼0.3％(4d, 4i), Ni:0.3∼0.5％(4e, 4j), Cu:0.6∼1.0％(4e, 4j) 및 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하는 범위로 하였다.

어느 경우도, Si 이외의 성분 조정 후에 Si(0.15％ 상당)를 용탕 중에 투입 첨가하고, 첨가 후, 90초 후에 주형에 주조하였다.

얻어진 주조편을 실시예 2와 동일 조건에서, 두께 1.4㎜의 냉연 강판으로 하였다. 냉연 강판을 분석한 화학 성분을 표 8에 나타낸다.

냉연 강판으로부터 직사각형 시험편을 잘라내고, 용융 도금 시뮬레이터를 사용하여 어닐링과 Al 도금 행하였다. 어닐링은, 800℃로 1분간 유지로 하고, 이어서 용융 Al욕(Al-10％Si)에 침지하고, 인상 후, 가스를 분사하여 도금 두께(도포 중량)를 조정한 후, 실온까지 냉각하여 공시재로 하였다. 이때, 500℃까지의 냉각 속도는 15℃/s로 행하였다. 도포 중량은 1면당 60g/㎡로 하였다.

그들 강판 중의 Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 측정하였다. 또한 합금층의 두께와 구성 원소도 조사하였다. 강판과 도금층의 계면의 합금층은, 그 두께가 1㎛ 이상 10㎛ 이하였다. 또한 구성 원소는 모두 Fe, Al, Mn, Cr 및 B였다. 합금층 중에 Si의 함유는 확인되지 않았다.

시험 결과를 표 9에 나타낸다. 표 9에는, Nb, Mo, W, V, Ni 및 Cu 이외의 화학 성분이 가깝고 좌측에 기재된 원소의 효과를 비교하는 대상을 아울러 기재하였다.

Mn 산화물의 밀도는 모두 본 발명의 범위 내이고, 천공 시험에 의한 크랙의 발생은 전혀 확인되지 않았다. Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도는 모두 본 발명의 범위 내였다.

Nb를 함유하는 No.3 및 No.6에서는, 실시예 2의 No.6 및 실시예 1의 No.3과 비교하여, HS 후의 단면 경도는 변화되지 않고, 연성 취성 천이 온도의 현저한 저하가 확인되었다.

Mo, W, V 및 Ni와 Cu를 첨가한 No.1, 2, 4, 5, 7∼10에서는 비교 대상에 대해 연성 취성 천이 온도는 거의 동일하고, HS재의 단면 경도가 상승하였다.

이와 같이, 본 발명의 범위 내에서 Nb, Mo, W, V, Ni 및 Cu를 첨가하면, 내 지연 파괴 특성에 영향을 미치는 일 없이, 저온 인성을 한층 향상시키거나, HS 후의 단면 경도, 즉 켄칭성을 향상시킬 수 있는 것이 명백해졌다.

실시예 6

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, 화학 성분이 다른 2개의 주조편을 제작하였다. 목표로 하는 화학 성분은, C:0.22％, Mn:1.3％, P:0.02％ 이하, S:0.004％ 이하, Cr:0.3％, B:0.0025％, Ti:0.01％, Al:0.01％, N:0.004％ 이하, O:0.010％ 이하, 잔부 Fe 및 불가피 불순물, 및 C:0.32％, Mn:0.6％, P:0.01％ 이하, S:0.002％ 이하, Cr:0.3％, B:0.0025％, Ti:0.01％, Al:0.01％, N:0.003％ 이하, O:0.0050％ 이하, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 하였다.

어느 경우도, Si 이외의 성분 조정 후에, 전자에 대해서는 0.06％ 상당의 Si를, 후자에 대해서는 0.25％ 상당의 Si를 용탕 중에 투입 첨가하고, 어느 것에 대해서도 첨가 후, 90초 후에 주형에 주조하였다.

이들을 1200℃로 가열하여 열간 압연에 제공하고, 마무리 온도 900℃에서 두께가 다른 열연 강판을 제조하였다. 판 두께는, 5.6㎜, 3.5㎜, 3.0㎜, 2.3㎜ 및 1.9㎜로 하였다. 권취 온도는 어느 판 두께에 대해서도 650℃로 하였다. 산세 후에 냉간 압연하여 동일한 두께 1.4㎜에서 압연율이 다른 냉연 강판을 얻었다.

냉연 강판을 분석한 화학 성분을 표 10에 나타낸다.

그들로부터 염욕로를 이용하여 어닐링하였다. 조건은, 760℃로 1분간 유지로 하였다.

다음으로, 200×150㎜의 시험편을 채취하고, 핫 스탬프하였다. 900℃로 5분간 유지한 후, 즉시 취출하여, 수냉되어 있는 상하 한 쌍의 평판 금형 사이에 끼워 30초간 유지하는 방법으로 행하였다.

실시예 2와 동일한 방법으로 Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 조사하였다.

또한, 실시예 2와 마찬가지의 순서로, HS재의 단면 경도를 조사하여, 내 지연 파괴 특성을 천공 시험(크랙 발생의 유무)에서, 저온 인성을 샤르피 시험에서 각각 조사하였다.

시험 결과를 표 11에 나타낸다.

어느 강판에 있어서도, Mn 산화물에서 최대 길이가 5㎛ 이상인 것은 확인되지 않았다. 밀도는, 냉연율에 상관없이, 강판마다 거의 동일하였다. 단, 냉연율이 25％인, No.1 및 6과, 냉연율이 74％인 No.5 및 10에서는, 산화물 주위의 공극이, 다른 3개의 냉연율의 강판에 비해 적은 것을 알 수 있었다. 그 결과로서 No.1, 5, 6 및 10에 있어서는 수소의 트랩 능력이 작고, 그것이 클리어런스 21.4％와 28.6％의 천공에 대해 크랙의 발생을 억제할 수 없었던 원인이라고 판단하였다.

Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도는, 냉간 압연율이 25％와 40％에서는 거의 동일하지만, 47％ 이상에서 증가하고, 74％에서는 대폭 증가하였다.

Mn과 Si의 복합 산화물은 냉간 압연에서 연신되는 성질을 갖는다. 단, 압연율이 25％에서는, 연신되어 있지만 비율은 그다지 많지 않다. 압연율이 40％, 47％, 61％로 증가함에 따라, 그 비율도 증가하는 것이 관찰되었다. 그러나, 74％에 있어서는, 장축 길이가 10㎛를 상회하는 것이 여기저기 보이지만, 연신되어 있는 산화물의 비율은 압연율 25％와 동일 정도로 저하되었다. 아마도 연신이 진행된 산화물의 일부는 분단되어 버려, 연신된 산화물의 비율의 저하를 초래함과 함께, 밀도의 대폭적인 상승으로서 관찰된 것이라고 생각된다. 또한, 검출된 Mn 산화물의 최대 길이, Mn과 Si의 복합 산화물의 단축 방향 길이는, 모두 1㎛ 이상이다.

냉간 압연에 있어서의 냉연율은 극히 중요하며, 냉연율은 연신된 산화물의 비율을 통해 저온 인성에 강하게 영향을 미치고 있다. 냉연율은 35∼70％인 것이 필요하다. 도 4는, 표 11 중의 냉연율과 연성 취성 천이 온도의 관계를 나타낸 것이다. 냉연율을 본 발명의 범위로 함으로써, 연성 취성 천이 온도를 보다 저온도로 할 수 있어, 저온 인성이 우수한 강판이 얻어지는 것이 명백해졌다.

실시예 7

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, 주조편을 제작하였다. 목표로 하는 화학 성분은, C:0.26％, Mn:1.0％, P:0.02％ 이하, S:0.004％ 이하, Cr:0.3％, B:0.0020％, Ti:0.01％, Al:0.01％, N:0.004％ 이하, O:0.010％ 이하, 잔부 Fe 및 불가피 불순물이다.

Si 이외의 성분 조정 후에 0.15％ 상당의 Si를 용탕 중에 투입 첨가하고, 어느 것에 대해서도 첨가 후, 90초 후에 주형에 주조하였다.

이들을 1250℃로 가열하여 열간 압연에 제공하고, 마무리 온도 910℃에서 두께가 3.0㎜인 열연 강판을 제조하였다. 권취 온도는 600℃로 하였다. 산세 후에 냉간 압연하여 1.5㎜의 냉연 강판을 얻었다.

냉연 강판을 분석한 화학 성분을 표 12에 나타낸다.

이어서, 용융 도금 시뮬레이터를 사용하여 어닐링과 도금을 연속하여 행하였다. 어닐링의 조건은 760℃로 1분간 유지로 하였다. 도금종은 Al 도금, Zn 도금 및 합금화 Zn 도금으로 하였다.

Al 도금은, 욕온 670℃의 Al-10％Si욕을 사용하고, 목표 두께를 40㎛로 하였다. Zn 도금은 욕온 460℃의 Zn-0.15％Al욕을 사용하고, 목표 두께를 30㎛로 하였다. Zn 도금의 합금화는 480℃로의 가열로 행하였다. 어느 도금종에 대해서도 도금 두께의 조정은 가스 와이퍼로 행하였다.

도금 강판을 핫 스탬프하였다. 가열 조건은 900℃로 5분간 유지로 하였다. 비교용의 도금을 실시하지 않은 강판 및 Al 도금 강판에서는 가열 완료 후 즉시 핫 스탬프하였다. 한편, Zn 도금 강판 및 합금화 Zn 도금 강판에서는, 가열 완료 후, 750℃까지 공냉하고 나서 핫 스탬프하였다. 수냉되어 있는 상하 한 쌍의 금형 사이에 끼워 30초간 유지하는 방법으로, 평판 및 도 5에 모식적으로 도시하는 형상(햇형)으로 성형하였다. 도 5 중, 각 치수를 나타내는 수치의 단위는 모두 ㎜이다.

평판 형상의 HS재를 사용하여 실시예 2와 동일한 방법으로 Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 조사하였다.

또한, 실시예 2와 마찬가지의 순서로, 단면 경도를 조사하여, 내 지연 파괴 특성을 천공 시험(크랙 발생의 유무)에서, 저온 인성을 샤르피 시험에서 각각 조사하였다. 또한, 어느 도금 강판에 있어서도, 천공시에 도금과 모재(강판)의 계면이 박리되는 것과 같은 문제는 발생하지 않았다.

시험 결과를 표 13에 나타낸다. 도금을 실시하지 않은 강판의 결과를 아울러 나타낸다. Mn 산화물에서, 최대 길이가 5㎛ 이상인 것은 확인되지 않았다. 또한, Mn과 Si의 복합 산화물에서, 장축 길이가 10㎛를 상회하는 것은 관찰되지 않았다. 또한, 검출된 Mn 산화물의 최대 길이, Mn과 Si의 복합 산화물의 단축 방향 길이는, 모두 1㎛ 이상이다.

Mn 산화물의 밀도는 모두 본 발명의 범위 내이고, 어느 클리어런스에 있어서도 크랙의 발생은 전혀 확인되지 않았다. 이와 같이, 도금 강판으로 해도 본 발명의 내 지연 파괴 특성은 발현되는 것이 나타났다.

또한, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도는 모두 본 발명의 범위 내이며, 도금 강판으로 해도 우수한 저온 인성을 발현하는 것이 나타났다.

햇형으로 성형한 HS 부재를 상세하게 관찰하였다. 어느 도금 강판에 대해서도 성형 후 치수는 도금하지 않은 강판의 그것과 완전히 동일하였다. 또한 도금층에 크랙이나 박마 등의 결함은 전혀 확인되지 않았다.

도 5에 나타낸 점선을 따라 단면(판 두께 중심)의 비커스 경도를 측정하였다. 햇 헤드변의 중앙점 P1, 점선 상 P1로부터 10㎜ 및 20㎜ 이격된 점, 견부의 국면 종료점 P2, 점선 상 P2로부터 10㎜, 20㎜ 및 30㎜ 이격된 점, 저변의 단부 P3으로부터 점선 상 10㎜ 이격된 점에 대해 측정하였다. 결과를 표 14에 나타낸다. HS 부재의 단면 비커스 경도는, 빠른 냉각 속도로 스탬프되는 헤드변과 저변에서 480∼488, 전자에 비해 냉각 속도가 약간 느려지는 종벽부에서 459∼469가 얻어졌다. 이들은 도금의 유무나 도금종에 상관없이 동등하였다.

이러한 것으로부터, 본 발명의 강판을 사용하면 고강도의 부재를 용이하게 제조할 수 있고, 또한 도금 강판을 선택함으로써 내식성 등의 필요 특성을 부여할 수 있어, 그들은 모두 내 지연 파괴 특성과 저온 인성이 우수한 것이 명백해졌다.

실시예 8

소형 용해로를 사용하여 원료를 용해하고, C:0.26％, Mn:2.2％, P:0.02％, S:0.004％, Cr:0.2％, B:0.0020％, Ti:0.01％, Al:0.002％, N:0.004％, O:0.020％, 잔부 Fe와 불가피 불순물을 포함하도록 성분 조정을 행하였다. 그 후, 그 농도가 0.17％로 되는 양의 Si를 용탕 중에 투입 첨가하고, 그 10초 후에 최초의 주조를 행하고, 이후 25∼50초의 간격으로 6차지를 주형에 주조하였다.

얻어진 각 주조편을 1200℃로 가열하여 열간 압연에 제공하고, 마무리 온도 900℃에서 두께 2.8㎜의 열연 강판으로 하였다. 권취 온도는 600℃로 하였다. 산세 후 냉간 압연하여 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 얻었다. 냉연 강판의 화학 성분 분석을 행한 결과를 표 15에 나타낸다. 어느 강도 성분적으로는 본 발명의 범위 내이다.

얻어진 냉연 강판을, 염욕로에서 800℃로 1분간 유지하는 어닐링을 행하여 핫 스탬프용의 강판으로 하였다. 핫 스탬프는, 900℃로 5분간 유지한 후, 즉시 취출하여, 수냉되어 있는 상하 한 쌍의 평판 금형 사이에 끼워 30초간 유지하는 방법으로 행하였다.

핫 스탬프된 공시재(이하, HS재라고 기재함)의, 냉간 압연의 방향과 평행한 단면을 SEM으로 관찰하고, 상기한 방법으로, Mn 산화물의 크기와 밀도, 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 크기와 밀도를 측정하였다.

HS재로부터 JIS 5호 형 인장 시험편을 채취하였다. 인장 방향이 냉간 압연의 방향과 수직으로 되도록 채취하였다. 이 시험편을 사용하여 인장 강도와 연신율(게이지 길이 50㎜에 대한 전연신율)을 측정하였다.

HS재로부터 지연 파괴 특성 평가용의 100×100㎜ 시험편과, 샤르피 시험편을 채취하였다. 샤르피 시험편은 그들의 길이 방향을 냉간 압연 방향과 일치시켰다.

지연 파괴 특성 평가를 위한 10㎜φ의 천공은, 100×100㎜ 시험편의 대각선의 교점과 구멍의 중심이 일치하도록 행하였다. 클리어런스는 8.9％(10.25㎜φ), 12.5％(10.35㎜φ), 21.4％(10.60㎜φ) 및 28.6％(10.80㎜φ)로 하였다. 여기서, ( ) 내는 다이 내경이다. 천공 수는, 클리어런스마다 5개로 하였다. 천공된 구멍의 벽면을 상세하게 관찰하여, 크랙의 유무를 확인하였다.

샤르피 시험은, 시험 온도를 20, 0, -20, -40, -60, -80, -100 및 -120℃로 행하고, 흡수 에너지의 변화로부터 연성 취성 천이 온도를 구하였다.

이상의 결과를 정리하여 표 16에 나타낸다.

Mn 산화물 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도 변화는 지금까지 서술한 다른 실시예와 마찬가지로 Si 첨가로부터 주조까지의 시간 경과로 설명할 수 있다. 단, 본 예에서는, Mn 및 초기의 산소의 농도를 높게 하고, 또한 Si 첨가 직후(10초 후)에 주입하는 조건을 시도한 바, Mn 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 상한을 초과하는 강판(8a-1 및 8a-2)이 얻어졌다. 또한, Si를 첨가하고 나서 175초 후 및 200초 후에 주입하는 조건을 시도한 바, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 상한을 초과하는 강판(8a-5), 및 Mn 산화물의 밀도와 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도의 양쪽이 본 발명의 범위를 벗어나는 강판(8a-6)이 얻어졌다.

강판 8a-3 및 8a-4는 Mn 산화물의 밀도와 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도의 양쪽이 본 발명의 범위 내에 있으므로, 지연 파괴의 발생이 없고, 연성 취성 천이 온도가 -67℃로부터 -65℃로 인성이 우수하고, 인장 강도는 대략 1600㎫, 연신율은 대략 9％를 나타내고, 어느 성질도 우수한 것으로 되었다.

이들에 대해, Mn 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 하한을 하회하는 경우(8a-6)에는, 어느 클리어런스에 대해서도 크랙의 발생이 확인되어, 지연 파괴 특성이 떨어지는 것이 명백해졌다.

한편, Mn 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 상한을 상회하는 경우(8a-1 및 8a-2), 및 Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 상한을 상회하는 경우(8a-5 및 8a-6)에는, 본 발명의 범위 내인 HS재에 비해 연성이 열위인 것이 명백해졌다.

또한, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 하한을 하회하는 경우(8a-1)에는 연성 취성 천이 온도가 다른 것에 비해 높아 인성이 떨어지는 것이 명확해졌다. 8a-2는, Mn과 Si의 복합 산화물의 밀도는 본 발명의 범위 내이지만, Mn 산화물의 밀도가 본 발명의 범위의 상한을 상회하는 것이 원인으로 되어 인성이 약간 열화된 것이라고 판단된다.

Claims

질량％로,
C:0.20∼0.42％,
Si:0.06∼0.5％,
Mn:0.2∼2.2％,
Cr:0.1∼2.5％,
B:0.0005∼0.01％,
O:0.0020∼0.020％,
Al:0.001∼0.03％,
Ti:0.001∼0.05％,
Nb:0∼0.1％,
Mo:0∼1.0％,
W:0∼0.5％,
V:0∼0.5％,
Ni:0∼5.0％,
Cu:0∼1.0％,
N:0.1％ 이하,
P:0.03％ 이하,
S:0.02％ 이하
이고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 화학 성분을 포함하고,
강 중에 최대 길이가 1㎛ 이상 5㎛ 이하인 Mn 산화물이 5×10³개/㎟ 이상 1×10⁵개/㎟ 이하 존재하고, 단축 방향 길이가 1㎛ 이상, 장축 방향 길이가 10㎛ 이하인 Mn과 Si의 복합 산화물이 1.7×10²개/㎟ 이상 5×10³개/㎟ 이하 존재하는, 고강도 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
Nb:0.01∼0.1％,
Mo:0.01∼1.0％,
W:0.01∼0.5％,
V:0.01∼0.5％,
Ni:0.01∼5.0％,
Cu:0.01∼1.0％
중, 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
35∼70％의 냉간 압연이 실시되어 있는, 고강도 강판.
제3항에 있어서,
도금이 실시되어 있는, 고강도 강판.
제4항에 있어서,
표면에 용융법에 의해 도금된 Al층을 갖는 강판이며, 상기 Al층과 상기 강판의 계면에 두께 1㎛ 이상 10㎛ 이하의 Fe-Al-Mn-Cr-B 합금층이 존재하고 있는, 고강도 강판.
제3항에 기재된 고강도 강판을, 적어도 그 일부가 오스테나이트 상으로 되는 온도까지 가열한 후, 금형으로 스탬프하여 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한, 고강도 부재.
제4항에 기재된 강판을, 적어도 그 일부가 오스테나이트 상으로 되는 온도까지 가열한 후, 금형으로 스탬프하여 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한, 고강도 부재.
제5항에 기재된 강판을, 적어도 그 일부가 오스테나이트 상으로 되는 온도까지 가열한 후, 금형으로 스탬프하여 성형과 켄칭을 동일 공정에서 행한, 고강도 부재.