KR20140077212A

KR20140077212A - 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품

Info

Publication number: KR20140077212A
Application number: KR1020147013175A
Authority: KR
Inventors: 에이사쿠 사쿠라다; ?지 히와타시; 구니오 하야시; 신이치 스즈키
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-11-21
Filing date: 2012-11-19
Publication date: 2014-06-23
Anticipated expiration: 2032-11-19
Also published as: MX363871B; TW201333221A; MX2014005863A; US9777353B2; BR112014011809A2; CN103958713A; JPWO2013077298A1; TWI493056B; JP5664797B2; WO2013077298A1; BR112014011809B1; KR101626227B1; CN103958713B; US20140334966A1

Abstract

특히 적량의 Cr, V, B를 함유하는 강이며, 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판 혹은 질화용 냉연 강판이고, 그 제법은 상기의 성분을 갖는 열연 강판 혹은 냉연 강판을 산세 후, 압하율로 0.5 내지 5.0％이고, 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하고, 또한 그들 열연 강판 혹은 냉연 강판을 성형하여 질화 처리한 자동차 부품으로 한다.

Description

피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품 {HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR NITRIDING AND COLD-ROLLED STEEL SHEET FOR NITRIDING WITH EXCELLENT FATIGUE STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR, AS WELL AS AUTOMOBILE PARTS OF EXCELLENT FATIGUE STRENGTH USING SAME}

본 발명은 가공성을 확보하고, 또한 가스 질화, 가스 연질화, 염욕 연질화 등의 질화 처리에 의해 경질의 질화층이 얻어지는 피로 강도가 우수한 질화용 강판 및 그들의 제조 방법이고, 표면에 경질의 질화층을 갖는 피로 특성이 우수한 자동차 부품에 관한 것이다.

본원은 2011년 11월 21일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-253677호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차나 각 기계 부품에는 표면 경화 처리를 실시한 부품이 수없이 사용되고 있다. 표면 경화 처리는 내마모성이나 피로 강도 개선을 목적으로 하여 실시되는 것이고, 대표적인 표면 경화 처리 방법으로서, 침탄, 질화, 고주파 켄칭 등을 들 수 있다. 가스 질화, 가스 연질화, 염욕 연질화 등의 질화 처리는 다른 방법과 달리 오스테나이트로의 변태점 이하에서 처리되므로, 수시간의 처리 시간을 필요로 하지만, 열처리 변형을 작게 할 수 있다는 이점을 갖는다.

따라서, 질화는 자동차 부재에 있어서는 크랭크 샤프트, 트랜스미션 기어 등의 정밀 가공을 실시한 부품, 혹은 프레스에 의해 성형되는 댐퍼 디스크, 댐퍼 플레이트의 경화 처리 후의 제품 형상 정밀도를 필요로 하는 부재에 적합한 표면 경화 처리이다. 질화 처리 중, 가스 연질화, 염욕 연질화 등을 들 수 있지만, 암모니아 분위기에서 행해지는 가스 질화는 높은 표면 경도가 얻어지지만, 질소의 확산이 느려, 일반적으로 20시간 이상의 처리 시간이 필요하다. 한편, 가스 연질화, 염욕 연질화 등, 질소와 함께 탄소를 포함하는 욕 또는 분위기에서 처리되는 연질화 처리는 질소의 확산 속도를 증가시킬 수 있다. 그 결과, 연질화 처리에서는 수시간에서 표면 경화층 깊이를 높인 부품을 얻을 수 있다. 이와 같은 질화 처리에 의해 표면 경화 깊이가 높은 표면 경화층이 형성되고, 부품의 표면의 피로 균열 발생을 억제하여, 피로 내구성의 개선이 가능해진다.

표면 경화층 깊이 및 표면 경도를 높이기 위해서는, 질화물 형성 합금을 함유한 강이 제안되어 있고, 예를 들어 특허문헌 1에 개시되어 있다. 또한, 열연 강판 혹은 냉연 강판에 의해 프레스 성형된 부품에 있어서는 질화 처리 전의 프레스 성형 시의 가공성과 질화 처리 후의 부품 표면 경도 특성을 향상시킨 가스 연질화 처리 강판이 제안되어 있고, 예를 들어 특허문헌 2, 3에 개시되어 있다. 상기한 공지 문헌에서는 모두 가스 연질화 처리에 의한 표면 경도의 향상에는 질화물 형성 원소인 Al, Cr, V 등의 원소가 유효하고, 가스 연질화용 강판의 합금 원소로서 함유되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2007-162138호 일본 특허 출원 공개 제2005-264205호 일본 특허 출원 공개 평9-25544호

예를 들어, 열연 강판 혹은 냉연 강판이 프레스에 의해 성형된 가스 연질화 부품인 경우, 가스 연질화 처리 전의 가공성과 처리 후의 피로 특성을 양립시키는 강판의 합금 성분 설계가 필요해진다.

가스 연질화 처리 후의 피로 특성은 Al, Cr, V의 질화물에 의해, 표면 경도와 깊이를 높일 필요가 있다. 특히 V은 N의 확산을 조장시킴으로써 경화층 깊이를 높이고, Cr 및 Al은 표면 경도를 높이기 위해 유효하지만, Al 및 V은 오스테나이트 입계에 미세한 질화물이 선 형상으로 석출되어, 버링 성형성이나 신장 플랜지성을 현저하게 저하시킨다. 또한, V은 열간 마무리 압연 공정 후의 냉각 공정 및 열간 압연판의 권취 공정에 있어서 VC의 석출에 의한 고강도화가 촉진되어 가공성이 저하된다. 이와 같은 VC 석출 강화를 피하기 위해서는 열간 압연 후의 냉각 정지 온도를 500℃ 이하로 하는 것이 유효하지만, 하부 베이나이트 혹은 마르텐사이트 변태가 촉진되고, 연성은 현저하게 저하된다. 따라서, 최대한 V량을 저감시킴으로써 가스 연질화용 강판 강도 상승을 억제할 필요가 있지만, V을 저감시킨 경우에 가스 연질화 처리 후의 표면 경도 깊이를 높이는 것이 곤란해지는 문제가 있다.

본 발명은 가스 연질화 처리 전의 우수한 가공성과 처리 후의 피로 강도 개선을 위해 표면 경화층을 깊게 하는 것이 가능한 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법이고, 표층의 질화층의 경도를 높인 피로 강도가 우수한 자동차 부품의 제공을 가능하게 한다.

본 발명자들은 가스 연질화, 염욕 연질화 등의 질화 처리에 의해, 자동차 부품의 성형성을 손상시키지 않고, 표면 경화 깊이가 얻어지는 강판 합금 조성과 제조 방법, 또한 부품의 경도를 검토하였다.

그 결과, 적량의 Cr, V을 함유하는 강이 B를 적량 함유하고, 또한 제조 공정에서 스킨 패스 압하율 범위를 규정하고, 또한 그 스킨 패스 압하의 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 하중이며 압연 출구측에 있어서의 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비인 F/T를 소정의 범위로 함으로써 강판의 판 두께 방향의 전위 밀도를 규정하여 질화 후의 경도 깊이를 깊게 함으로써, 강도를 적절하게 억제하면서, 전위 도입에 의한 연성의 저하를 억제하고, 또한 전단 가공 단부면의 파단면의 조도를 저감시켜, 질화 후에 충분한 표면 경도 깊이를 확보할 수 있는 것이 판명되어, 본 발명에 이르렀다.

즉, 본 발명은,

(1) 질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 것을 특징으로 하는 피로 강도가 우수한 질화용 강판.

(2) 질량％로, Mo이 0.001％ 이상, 0.20％ 이하, Nb가 0.001％ 이상, 0.050％ 이하의 1종 또는 양쪽을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 피로 강도가 우수한 질화용 강판.

(3) 질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 강편을 열간 압연하고, 산세를 실시한 후, 압하율로 0.5 내지 5.0％이고, 또한 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 한 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판의 제조 방법.

(4) 질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 강편을 열간 압연하고, 산세, 냉간 압연, 어닐링을 실시한 후, 압하율로 0.5 내지 5.0％이고, 또한 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T(㎜)가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 한 피로 강도가 우수한 질화용 냉연 강판의 제조 방법.

(5) 질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 강판을 성형한 후에 질화 처리한 피로 강도가 우수한 자동차 부품.

본 발명에 따르면, 질화 처리 전에는 우수한 프레스 성형성을 갖고, 질화 처리에 의해, 깊은 표면 경화층이 얻어지는 강판, 또한 깊은 표면 경화층을 갖는 자동차 부품을 제공하는 것이 가능해진다. 그 결과, 열처리 변형이 작고, 고피로 강도의 질화 처리 부품이 얻어지는 등, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

도 1은 스킨 패스 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비인 F/T와, 강판 표면과 표면으로부터 50㎛의 전위 밀도비의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 상기 F/T와 강판 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 표면으로부터 50㎛의 위치와 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도비와 표면 경화 깊이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 표면 경화 깊이와 강판 표면의 10⁵회 시간 강도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 질화 후의 강판 표면의 10⁵회 시간 강도를 평가하기 위한 평면 굽힘 피로 시험편 형상이다.
도 6은 질화 후의 전단 가공 단부면의 10⁵회 시간 강도를 평가하기 위한 평면 굽힘 피로 시험편 형상이다.

본 발명에 있어서, 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판이라 함은, 질화 처리 부품의 소재로서 사용되는 강판이다. 또한, 당해 강판은 후술하는 제법으로 제조된다. 자동차 부품은 본 발명의 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판을 소재로 하여, 성형 후에 질화 처리가 실시된 자동차 부품이다. 본 발명의 질화용 열연 강판 또는 질화용 냉연 강판을 냉간에서 프레스 성형하고, 필요에 따라서 절삭 가공 혹은 전단, 블랭킹 가공 등을 행하여 최종 제품 형상으로 하고, 그 후 질화 처리를 행함으로써 피로 강도가 우수한 자동차 부품이 된다.

본 발명에 있어서, 「질화 처리」라 함은, 철강의 표층에 질소를 확산시켜, 표층을 경화하는 처리를 의미하고, 이 중, 철강의 표층에 질소와 탄소를 확산시켜, 표층을 경화하는 처리를 「연질화 처리」라고 한다. 대표적으로는, 가스 질화, 가스 연질화, 염욕 연질화 등을 들 수 있고, 이 중 가스 연질화, 염욕 연질화는 연질화 처리이다. 또한, 제품이 질화 처리 부품인 것은, 질화 처리에 의해 강판 표면이 질화 처리 전에 비해 경화되어 있는 것과, 강판 표층의 질소 농도가 상승하고 있는 것으로서 확인할 수 있다.

우선, 본 발명에 있어서, 강재의 화학 성분을 한정한 이유에 대해 설명한다. 화학 성분 한정에 관해서는, 본 발명의 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판과 그들을 사용한 자동차 부품의 어떤 것이든 적용된다.

C는 다른 탄화물 형성 원소의 탄화물을 석출함으로써 강도의 향상에 유효한 원소이고, 또한 질화 처리 중에 합금 탄화물을 석출시켜, 질화 처리 후의 표면 경도를 높이는 석출 강화에도 기여하는 원소이다. C가 0.07％를 초과하면 시멘타이트의 석출 밀도가 높아짐으로써 버링 성형성을 손상시킨다. 또한, 0.0002％ 미만에서는 입계 강도가 저하됨으로써, 2차 가공 취성이 저하되는데다가 제강에서의 탈탄 비용이 지나치게 커지므로 바람직하지 않다. 따라서, C의 함유량은 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하로 한다.

Si는 탈산제로서 유용한 원소이지만, 질화 처리에 있어서 표면 경도의 향상에 기여하지 않고, 표면 경화 깊이를 얕게 한다. 그로 인해, Si의 함유량을 0.50％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, Si를 현저하게 저감시키기 위해서는 제조 시에 고비용으로 되므로, Si의 함유량은 0.001％ 이상이 바람직하다. 따라서, Si의 함유량은 0.001 이상, 0.50％ 이하로 한다. 더욱 깊은 표면 경화 깊이를 얻기 위해, 보다 바람직한 Si의 함유량의 상한은 0.1％ 이하이다.

Mn은 Ac1 이하의 온도 영역에 있어서 펄라이트 변태를 지연시키기 위해 유용한 원소이다. Mn이 0.10％ 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, Mn이 1.33％를 초과하면, MnS 밴드 조직이 현저하게 형성됨으로써, 전단 가공 단부면의 거칠기가 증가하는 것에 의해, 전단 단부면 피로 특성의 극단적인 저하를 나타낸다. 따라서, Mn의 함유량은 0.10％ 이상, 1.33％ 이하로 한다.

P은 0.02％를 초과하면 입계 편석에 의한 인성의 현저한 저하를 나타낸다. 0.003％ 미만에서는 제강 탈인 비용에 적합한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, P의 함유량은 0.003％ 이상, 0.02％ 이하로 하였다.

S은 0.02％를 초과하면 적열취성을 나타내는 것 외에, MnS 개재물 밀도가 높아짐으로써 성형성을 저하시킨다. 0.001％ 미만에서는 제강 탈황 비용에 적합한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, S의 함유량은 0.001％ 이상, 0.02％ 이하로 하였다.

Cr은 질화 처리 시에 침입하는 N 및 강 중의 C와 탄질화물을 형성함으로써 표면 경도를 향상시키는 극히 유효한 원소이다. Cr량이 0.8％ 이하에서는 충분한 표면 경도를 얻을 수 없다. 한편, Cr량이 1.20％를 초과하면 효과가 포화된다. 따라서, Cr의 함유량은 0.8％ 초과, 1.20％ 이하로 한다.

Al은 질화 시에 침입하는 N와 질화물을 형성하여, 표면 경도를 높이는 데 유효한 원소이다. 그러나, Al을 과잉으로 함유하면 유효 경화 깊이가 얕아지는 경우가 있다. Al이 0.10％ 미만이면 충분한 표면 경도를 발현하지 않는다. 0.50％를 초과하여 함유하면 N와의 친화력이 높고, 질소의 깊이 방향으로의 확산을 억제함으로써 표면 경화 깊이를 저하시킨다. 따라서, Al의 함유량은 0.10％ 이상, 0.50％ 이하로 한다. 또한, Al을 0.3％ 이상 함유함으로써 표면 경도가 현저하게 증가하므로, Al의 함유량은 0.30％ 이상이 바람직하다.

V은 열연 공정에서 탄질화물을 생성함으로써 강의 강도에 기여하는 원소이다. 또한, 본 발명에서는 Mo, Nb와 마찬가지로, Cr이나 Al과 복합 탄질화물을 형성하여, 질화층의 경화에 극히 유효하다. V은 0.05％ 이상 함유하면, 표면 경도 및 표면 경화 깊이가 현저하게 향상된다. 한편, V의 함유량이 0.10％ 초과에서는, 켄칭성 향상에 의한 조직 강화와 석출 강화에 의한 강판 강도의 현저한 증가를 나타내고, 신장의 저하에 의한 성형성의 열화를 나타낸다. 또한, V의 과도한 함유는 열연 공정에서의 질화물 형성에 의한, 인성이나 전단 단부면 피로 특성의 현저한 저하를 나타낸다. 따라서, V의 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이하로 한다. 함유량의 보다 바람직한 범위는 0.07％ 이상이다.

Ti의 범위는 Al과의 밸런스로 그 범위가 결정된다. 상기한 바와 같이 Al은 질화 처리 후에 질화물 형성함으로써, 표면 경도를 올리는 극히 유효한 원소이다. 한편, Al은 γ영역에서의 결정립계에 점 형상 배열하여 석출된다. 그로 인해, Al 질화물이 질화 처리 전에 석출되면 전단 가공 시의 단부면 조도를 높여, 전단 단부면 피로 특성을 저하시킨다. Ti은 질소와의 친화력이 Al보다도 높고, Al보다도 우선적으로 Ti의 질화물이 형성된다. 그로 인해, Ti을 함유함으로써 상기한 Al의 질화물에 의한 전단 단부면 피로 특성의 저하를 억제할 수 있다. 그러나, Ti이 0.005％ 미만에서는 Ti의 질화물 형성에 의한 Al 질화물 형성 억제 효과가 발현되지 않는다. 한편, Ti이 0.10％를 초과하면 주조 슬래브의 인성 저하에 의해, 공냉에서의 슬래브 깨짐이 발생한다. 따라서, Ti의 함유량은 0.005％ 이상, 0.10％ 이하로 한다. 상기 전단 단부면의 조도라 함은, 전단 가공 시의 단부면의 표면 거칠기로, 평균 거칠기를 가리키고, 이 조도가 높아짐으로써 피로 변형 중의 전단 단부면에 과도한 응력 집중이 발생하여, 피로 특성이 저하되는 경향이 있다. 또한, 상기 조도는 전단 가공 파단면의 판 두께 방향의 측정값을 사용한다.

B는 결정립계에 고용함으로써, 입계 취화 원소인 P의 입계 편석을 억제하여, 2차 가공 취성을 향상시킨다. 또한, 전단 가공 시의 단부면의 조도를 저하시켜, 전단 단부면 피로 특성을 향상시킨다. B의 함유량이 0.0001％ 미만에서는, 그 효과가 발현되지 않는다. 또한, 0.0015％를 초과하여 함유하면, 페라이트 변태를 지연시키므로, 강판의 신장을 저하시킨다. 따라서, B의 함유량은 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하로 하였다.

Mo 및 Nb는 Cr이나 Al과 복합 탄질화물을 형성하고, 질화층의 경화에 극히 유효하다. Mo 및 Nb의 함유량이 0.001％ 미만에서는, 그 효과를 발현하지 않는다. Mo 함유량이 0.20％를 초과하면 Mo의 탄질화물 형성에 의한 표면 경도의 향상 효과가 저하되고, 또한 연성이 저하된다. 그로 인해, Mo의 함유량은 0.001％ 내지 0.20％로 하였다.

또한, Nb는 0.050％를 초과하여 함유되면, 강판의 열연 중의 γ 재결정을 지연시키므로, 극히 높은 이방성이 발생함으로써 버링 성형성이 저하된다. 그로 인해, Nb의 함유량은 0.001％ 이상, 0.05％ 이하로 하였다.

다음에, 본 발명의 특징으로 하는 강판의 전위 밀도에 대해 설명한다.

전위는 강 중의 확산을 조장한다. 질화 처리 중에 있어서는 질소의 확산을 조장하여, 표면 경화 깊이를 깊게 한다. 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상인 경우, 그 효과를 발현하는 것을 본 발명에서 처음으로 발견하였다. 한편, 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도가 10.0배를 초과하면 전위 강화에 의한 연성의 현저한 저하를 나타낸다. 또한, 강판의 판 두께는 1.6 내지 5.0㎜이고, 특히 판 두께가 2.3㎜ 이상인 경우에 현저한 효과가 있는 것을 발명자들은 발견하였다.

이 전위 밀도의 측정은 Williamson-Hall법으로 대표되는 X선 회절에 의한 반가폭으로부터 구하는 것이 바람직하다. TEM에 의한 직접 관찰에 의한 측정에서는 측정 범위가 한정되고, 또한 관찰 시료 제작에 있어서 변형이 도입됨으로써, 측정 정밀도의 저하가 우려되기 때문이다. 또한, X선 회절에 의한 반가폭으로부터 구하는 방법은, 예를 들어 「X선 회절을 이용한 전위 밀도의 평가법」[나카지마 외 CAMP-ISIJ Vol.17(2004) p.396]에 기재되어 있다.

측정용 샘플의 사이즈는 한변이 10㎜ 이상인 사이즈로 하는 것이 바람직하다. 측정용 샘플 표면은 전해 연마로 50㎛ 이상 두께를 감소시키는 것이 바람직하다. 따라서, 소정의 판 두께 위치를 측정하고 싶은 경우, 전해 연마에 의한 두께 감소량을 고려하여, 기계 연삭할 필요가 있다. 또한, 기계 연삭한 상태의 표면에서는 가공 변형에 의해 정확한 전위 밀도가 구해지지 않는다. 또한, X선의 반가폭에는 (110), (112) 및 (220)의 회절 피크를 사용하는 것이 바람직하다. 예를 들어, (200), (311)의 회절 피크를 포함한 경우, 반가폭을 과도하게 높게 견적 내어 정확한 측정이 곤란해진다.

다음에, 본 발명의 강판의 바람직한 마이크로 조직에 대해 설명한다.

본 발명에서는 페라이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 90％ 이상으로 구성되는 금속 조직인 것이 바람직하다. 그 밖의 금속 조직의 합계의 면적률이 10％를 초과한 경우, 연성과 버링 성형성의 양립이 곤란해진다. 여기서, 그 밖의 금속 조직은 오스테나이트, 마르텐사이트, 펄라이트를 나타낸다.

강의 금속 조직의 동정은 나이탈 부식에 의한 광학 현미경 및 X선 혹은 회절 패턴에 의한 결정 구조로부터 행하는 것이 가능하다. 또한, 나이탈 이외의 부식액을 사용한 판별이어도 된다. 나이탈 부식에 의한 경우는, 경면 연마 후, 나이탈액으로 에칭을 행하고, 광학 현미경 5시야를 500배로 관찰하여 사진을 촬영하고, 육안으로 부분을 결정하고, 그것을 화상 해석하여 구하였다.

다음에, 본 발명의 강판 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 강판이 열연 강판인 경우의 열간 압연으로부터 산세까지의 제조 방법에 대해 설명한다. 전술한 강 성분의 강편인 슬래브를 가열로에서 압연 전 가열 온도를 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는 함유되는 석출 원소를 충분히 용체화시키기 위해서이고, 가열 온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 입계가 조대화되므로, 가열 온도는 1300℃ 이하가 바람직하다. 열간 압연 온도는 900℃ 이상이 바람직하다. 900℃ 미만에서는 변형 저항이 커지는 것 외에, 압연 집합 조직의 형성에 의한 이방성에 의해 성형성이 저하된다. 또한, 마르텐사이트의 분율 저하를 방지하기 위해서는 열간 압연 후, 권취 온도는 450℃ 이상이 바람직하다. 권취 온도가 600℃ 이상이면, Ti, V의 탄화물 석출이 촉진되므로, 권취 온도는 550℃ 내지 600℃ 사이가 보다 바람직하다. 냉각 속도는 냉각 중에 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 발생하는 범위이면 되고, 상한값을 10℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트 변태, 베이나이트 변태가 발생하지 않는 냉각 속도로 냉각을 정지한 경우, 예를 들어 코일 형상으로 권취를 행한 후에 변태가 촉진되어, 강판 코일이 변형되기 때문이다. 또한, 권취 온도에 이르기까지 중간 공냉을 행해도 된다. 열간 압연 종료 후에는 통상법에 의해 산세를 행하여, 강판 표면의 스케일을 제거한다.

본 발명의 강판이 냉연 강판인 경우의, 열간 압연으로부터 산세까지의 제조 방법에 대해 설명한다. 상기 열연 강판을 산세 후, 소정의 판 두께까지 냉간 압연을 실시한 후, 최고 가열 온도를 Ar3점보다 －50℃ 이상으로 가열하고, 상기한 최고 가열 온도로부터 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 어닐링 처리를 실시하는 것이 바람직하다.

다음에, 스킨 패스 압연에 대해 설명한다. 상기한 산세 완료의 열연 강판 혹은 냉연 강판을, 압하율로 0.5％ 이상 5％ 이하이고, 또한 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하고 있다.

상기한 스킨 패스 압연의 목적은 가동 전위를 도입함으로써 항복 신장을 억제시키는 것이지만, 단순히 압하율을 소정의 값으로 할 뿐만 아니라, 상기한 F/T가 8000 이상인 조건으로 하면, 강판 표면의 전위 밀도를 증가시킬 수 있어, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위의 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 열연 강판 혹은 냉연 강판의 제조가 가능한 것을 발견하였다. 이하, (강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도)/(판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도)를 「전위 밀도비」로 한다.

도 1에는 표 1에 나타내는 성분의 열연 강판 및 냉연 강판에 관하여, 스킨 패스 조건 F/T와 전위 밀도비의 관계를 조사한 결과를 나타냈다. 스킨 패스 조건 F/T가 8000 미만인 경우, 전위 밀도비는 2.0 미만이었다. 또한, F/T가 8000 이상 14000 이하에서는 전위 밀도비는 2.0 이상 10.0 이하였다. F/T가 14000 초과에서는 전위 밀도비가 10.0을 초과하는 것이 나타난다. 도 2에는 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도에 미치는 F/T의 영향을 나타냈다. F/T가 14000을 초과하면 판 두께 1/4의 위치 전위 밀도가 증가하고 있었다.

F/T가 8000 미만에서는 강판 길이 방향의 장력이 강하고, 단축 인장 응력에 의해, 강판 판 두께 방향 단면의 전체면에 전위가 도입되므로, 본 발명의 강판의 제조 방법으로서 바람직하지 않다. 또한, 강판 표면만의 전위를 도입시키는 조건으로서, F/T가 14000 이하인 것이 바람직하다. 또한, 압하율에 대해서는, 5％를 초과하면 전위가 판 두께 방향 중심까지 도입함으로써 연성이 저하된다. 한편, 압하율이 0.5％ 미만에서는 항복 신장을 억제할 수 없을 뿐만 아니라, 상기 F/T가 안정적으로 8000 이상을 확보하는 것이 곤란해지는 것을 발견하였다. 따라서, 압하율의 범위는 0.5 내지 5％로 하였다. 또한, 5％를 초과하는 압하가 가해진 경우, 전위를 회복하기 위한 어닐링 공정을 실시하고, 그 후, 압하율로 0.5％ 이상 5％ 이하의 냉간 압연을 실시하면 된다. 이 경우, 어닐링 온도는, 200℃ 이하에서는 전위가 회복되지 않으므로, 200℃ 이상이 바람직하다.

스킨 패스 압하율 및 F/T를 만족시키고, 전위 밀도비를 만족시킨 강판을 질화 처리한 경우, 표면에 전위가 도입된 것에 의해, 질화 처리 중의 질소의 확산을 조장시켜, 질화 후의 표면 경화 깊이가 깊어진다. 이 깊은 표면 경화 깊이를 갖는 질화 처리 강판에서는, 균열 발생 수명의 향상과, 피로 미시 균열의 전파 저항이 우수하고, 피로 강도뿐만 아니라, 소정의 반복수로 파단하는 응력, 즉 시간 강도의 향상을 초래한다.

도 3에 본 발명의 전위 밀도비와 표면 경화 깊이의 관계를 나타낸다. 전위 밀도비가 2.0 이하에서는 표면 경화 깊이가 현저하게 저하된다. 한편, 본 발명 범위에서는 안정적으로 깊은 표면 경화 깊이가 발현되어 있고, 실시의 범위 내에 있어서는 425㎛ 이상의 깊이였다. 또한, 전위 밀도비가 2.0 이하인 경우에 비해, 평균적으로 약 50㎛ 정도 깊었다. 이 결과로부터, 표면 경화 깊이는 425㎛ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 표면 경화 깊이는 JIS-G-0557을 참고로, 표면으로부터 HV가 증가하기 시작하는 위치까지의 거리로 하였다.

피로 특성의 평가의 하나로서, 도 4에 질화 후의 표면 경화 깊이와 강판 표면의 10⁵회 시간 강도의 관계를 나타낸다. 또한, 비교강은 전위 밀도비가 본 발명의 범위 내인 것과 범위 외인 것으로 나누어 플롯하였다. 강판 표면의 10⁵회 시간 강도와 표면 경화 깊이의 관계는 정의 상관 관계를 갖고 있고, 특히 표면 경화 깊이가 425㎛ 이상에서는, 표면 경화 깊이에 대해 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 현저하게 증가하고 있다. 본 발명에 의해 표면 경화 깊이가 425㎛ 이상으로 되는 경우에는 표면 경화 깊이에 의한 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 크게 향상되어 있는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 강판에 있어서는, 적정한 성분 선택과 범위로 함으로써, 모두 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 400㎫ 이상으로 된다. 또한, 피로 시험에는 쉥크식 피로 시험을 채용하고, 10⁵회에서 파단하는 응력, 즉 10⁵회 시간 강도를 조사하였다. 피로 시험의 주파수는 25㎐ 일정하게 하고, 변위 제어의 시험 조건으로 피로 시험을 행하였다. 합격 여부는, 표면 경화 깊이가 425㎛ 이상으로 되는 경우에는 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 현저하게 증가하여, 400σ/㎫ 이상으로 되므로, 이를 임계값으로 하였다.

다음에, 본 발명의 열연 강판 혹은 냉연 강판을 질화 처리한 자동차 부품의 특징에 대해 설명한다. 본 발명의 열연 강판 혹은 냉연 강판은 상기한 바와 같이, 전위 도입에 의해 성형성을 손상시키지 않고, 원하는 자동차 부품 형상으로 성형하는 것이 가능하다. 여기서, 성형이라 함은, 전단 가공을 실시한 후의 프레스 성형 혹은 굽힘 성형이다. 또한, 자동차 부품이라 함은, 강판으로 성형되는 구동계 부품 혹은 구조 부품이다. 성형 후에 질화 처리를 실시함으로써, 표면에 깊은 표면 경화 깊이의 질화층을 형성함으로써 우수한 피로 특성을 발현한다. 또한, 전단 가공 시의 단부면 조도를 저감시키고 있으므로 전단 단부면 피로 특성도 우수하다. 질화 처리로서, 가스 질화, 플라즈마 질화, 가스 연질화, 염욕 연질화를 들 수 있다. 가스 질화를 행하는 경우에는, 예를 들어 540℃의 암모니아 분위기에서, 20시간 이상 유지한다. 특히, 질화 처리로서, 예를 들어 570℃의 N₂＋NH₃ _＋CO₂ 혼합 가스에 의한 일반적인 가스 연질화 처리이면, 5시간 정도 이상의 처리 시간으로 전술한 질화층을 얻을 수 있다.

실시예

이하에 본 발명의 실시예를 나타낸다.

표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 28종의 강을 용제하였다. 또한, 강종 1 내지 12가 본 발명의 성분 범위이고, 강종 13 내지 28은 본 발명의 성분으로부터 벗어난 비교 성분이다. 또한, C에 대해서는 0.0002％ 미만의 성분을 용제하기 위해, 극히 높은 비용을 필요로 하므로, 실시로부터 제외하였다. 이들 강의 일부를 열간 압연하여 25㎜의 조압연재를 시작(試作)하였다. 조압연재는 1200 내지 1250℃로 가열하고, 마무리 압연 온도 950℃에서 마무리 압연을 행한 후, 냉각대의 평균 냉각 속도 5℃/s로 냉각하고, 권취 온도 550℃에서 강판을 코일 형상으로 권취함으로써 판 두께 2.3㎜의 강판을 제조하고, 7％ 염산 수용액으로 표면의 스케일을 제거하고, 표 2의 스킨 패스 조건으로 압연하여 질화용 열연 강판으로 하였다.

또한, 스킨 패스 압연 전의 열연 강판을, 냉연율 60％에서 냉간 압연을 실시하고, 가열 속도 10(℃/sec)이고 최고 가열 온도 유지 시간 30(sec)에서 보유 지지하고, 550℃까지 냉각 정지하는 어닐링 처리를 실시하고, 표 2의 스킨 패스 조건으로 압연하여 질화용 냉연 강판을 제조하였다. 표 2 중의 시험 번호 1 내지 12는 강판 성분, 제조 조건 모두 범위 내이고, 시험 번호 13 내지 28은 강판 성분 중 어느 하나가 범위 외, 시험 번호 29 내지 33은 스킨 패스 압연 조건이 범위 외이다.

전체 시험 번호의 강판에 대해 X선 회절의 반가폭을 측정하고, Williamson-Hall법으로 전위 밀도를 측정하였다. 또한, X선의 반가폭에는 (110), (112) 및 (220)의 회절 피크를 사용하였다. 또한, 표면으로부터 50㎛의 위치 및 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도를 측정하기 위해, 각 강종으로부터 25㎜ 길이×15㎜ 폭의 사이즈의 샘플을 잘라내고, 전해 연마에 의해 소정의 측정 위치까지 두께를 감소하였다.

측정 결과는 표 2에 나타낸 바와 같고, 본 발명의 제조 범위가 되는 시험 번호 1 내지 28에서는 표면으로부터 50㎛의 위치와 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도비가 2.0 이상, 10.0 이하였다. 스킨 패스 압하율이 0.5％를 하회하는 시험 번호 29에 있어서는, F/T가 8000 이하이므로 전위 밀도비가 2.0을 하회하였다. 또한 시험 번호 30은 스킨 패스 압하율이 5％ 이상이고 장력을 현저하게 높인 결과, 표면으로부터 50㎛의 위치뿐만 아니라, 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도가 현저하게 증가하여, 전위 밀도비는 2.0을 하회하였다. 또한, 시험 번호 31에 있어서는, 보다 스킨 패스 압연 시의 선 하중을 높인 결과, 전위 밀도비는 10.0을 초과하였다. 또한, 시험 번호 2와 비교하여, 판 두께 1/4의 위치의 전위 밀도도 현저하게 높아져 있었다.

다음에, 전체 강종에 대해 이하의 조건으로 가스 질화 처리를 실시하였다. 가스 질화 처리의 조건은 분위기를 체적 분율로 NH₃:N₂:CO₂＝50:45:5의 혼합 가스, 온도를 570℃, 유지 시간을 5시간으로 하였다. 질화 처리 전의 인장 강도 TS, 연성 El에 대해서는, JIS-Z2201에 기재된 5호 시험편을 제작하여, JIS-Z2241에 기재된 시험 방법에 따라서 평가하였다. 또한, 질화 전의 버링 성형성 λ는 JIS-Z2256에 기재된 시험 방법에 따라서 평가하였다. 질화 전의 전단 단부면의 조도는 10㎜φ의 원기둥 펀치와 클리어런스 15％의 다이스를 사용하여, 펀칭 전단 가공을 실시한 후, 접촉식 조도 측정기를 사용하여 측정하였다. 또한, 전단 단부면의 조도는 파단면 판 두께 방향으로 측정하고, 평균 거칠기를 채용하였다. 전체 시험 번호의 강판에 대해, 질화 후의 강판 표면 피로 특성을 조사하기 위해 도 5에 도시한 평면 시험편으로 가공하고, 또한 전단 단부면의 피로 특성을 조사하기 위해, 상기 펀칭 조건으로 도 6에 도시한 시험편으로 가공하고, 상기 질화 처리 조건으로 질화 처리를 실시한 질화 피로 시험편을 제작하여, 전술한 피로 시험을 행하였다. 질화 처리 후의 경도는 JIS-Z-2244에 따라서 측정하였다. 측정 개소는 그 시험편의 L 단면이 나타나도록 절단, 연마하고, 직경의 1/4로부터 표면까지 10㎛ 간격으로, HV0.3(2.9N)을 측정하였다.

질화 처리 전의 재질 특성을 표 3에 나타낸다.

Si 함유량이 다른, 시험 번호 2, 18 및 24의 비교에서는, Si 함유량이 0.5％를 초과한 시험 번호 18에서는 표면 경화 깊이가 현저하게 저하되었다. 또한, Si 함유량이 0.001％ 미만인 시험 번호 24에서는 시험 2에 비해, 표면 경화 깊이가 약간 증가하였지만, 현저한 효과는 아니었다. Mn 함유량이 다른 시험 번호 2, 20 및 21의 비교에서는 1.33％를 초과한 시험 번호 20에서는 전단 단부면 조도의 현저한 증가가 확인되었다. Cr의 함유량이 다른, 시험 번호 2, 4, 14 및 15의 표면 경도의 비교로부터, 본 발명의 성분 범위에서는 안정적으로 질화 후의 경도를 확보할 수 있고, Cr량이 2.0％를 초과해도 경도는 거의 변하지 않았다.

Al의 함유량이 다른, 시험 번호 2, 6, 7, 16 및 25의 비교에서는, Al 함유량이 0.10％ 이상에서 현저한 표면 경화를 확인할 수 있었다. 또한, 0.5％를 초과한 함유에서는 표면 경도의 증가는 인정되지만, 표면 경화 깊이의 현저한 저하가 확인되었다. V의 함유량이 다른, 시험 번호 2, 3, 13 및 17의 비교로부터, V이 0.1％를 초과하면 연성의 지표인 El(％)이 현저하게 저하되어 있었다. 질화 후의 표면 경화 깊이에 대해서는 V의 함유량이 0.05％ 이상에서 표면 경화 깊이가 현저하게 증가하지만, 0.10％를 초과하면 포화 경향이 있고, 시험 번호 13에 있어서는 오히려 저하되었다. 또한, 본 발명강은 B의 함유에 의해 전단 단부면 조도의 현저한 증가가 억제되어, 과도한 함유가 되지 않는 적정한 범위인 것을 알 수 있었다. Ti의 함유량이 다른 시험 번호 2, 22 및 26의 비교에 있어서, Ti 함유량이 0.1％ 초과한 시험 번호 22는 전단 단부면 조도의 현저한 증가가 확인되었다. 또한, Ti 함유량이 0.005％ 미만인 시험 번호 26에 있어서도 전단 단부면 조도의 현저한 증가가 확인되었다. B의 함유량이 다른 시험 번호 2, 23 및 24의 비교에 있어서, B를 함유하고 있지 않은 시험 번호 23에서는 전단 단부면 조도의 현저한 증가가 확인되었다. 또한, 0.0015％를 초과하고 B를 함유한 시험 번호 24에서는, 시험 번호 2의 결과 이상의 전단 단부면 조도의 저하 효과는 인정되지 않았다. Mo, Nb를 함유한 시험 번호 1 및 5에서는 표면 경도의 향상이 인정되었다. 그러나, Mo량이 0.20％를 초과한 시험 번호 27에서는 표면 경도의 향상이 인정되지 않고, Nb량이 0.05％를 초과한 시험 번호 28에서는 버링 성형성 λ의 현저한 저하가 인정되었다.

스킨 패스 압하 범위가 0.4％인 시험 번호 29에서는, 전위 밀도비가 2.0을 하회하고 있고, 동일 강판 번호인 시험 2의 결과에 비해, 표면 경화 깊이의 향상 경화가 인정되지 않았다. 또한, 시험 번호 30에 있어서는 압하율이 5.1％이고, 또한 전위 밀도비가 2.0을 하회하고 있고, 동일 강판 번호인 시험 번호 2의 결과에 비해, 연성의 현저한 저하가 확인되었다. 또한, 전위 밀도비가 10.0을 초과한 시험 번호 31에 있어서는, 보다 현저한 연성의 저하가 확인되었다. 또한, 시험 번호 29 내지 31에서는 표면 경화 깊이의 저하도 확인되었다. 시험 번호 32는 스킨 패스 압하율은 적정 범위이지만, 상기 F/T가 8000 미만이므로, 전위 밀도비는 2.0 미만이었다. 그로 인해, 시험 번호 32의 질화 후의 표면 경화 깊이는 시험 번호 2에 비해 극히 낮다. 또한, 시험 번호 33에서는 상기 F/T 및 전위 밀도비를 만족시키지만, 스킨 패스 압하율이 0.4％였으므로, 상항복ㆍ하항복이 발생하여, 항복 신장 억제를 할 수 없었던 것이 확인되었다.

마지막으로, 본 발명의 강판 피로 특성 결과에 대해 표 3에 나타낸다. 본 발명의 강판은 모두 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 400㎫ 이상이었다. 또한, 시험 번호 15에 있어서는 Cr이 2.0％를 초과하여 함유되어 있고, 함유량이 적정 범위의 시험 번호 4와 비교하여 오히려 상기 시간 강도는 저하되고, 표면 경도가 향상되었지만 표면 경화 깊이가 저하되어, 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 400㎫ 이하였다. Al 함유량이 0.50％를 초과한 시험 번호 16 및 V 함유량이 0.10％를 초과한 시험 번호 13에 있어서도 마찬가지이고, 표면 경화 깊이가 저하되어, 강판 표면의 10⁵회 시간 강도가 400㎫ 이하였다. 또한, B가 0.0015％를 초과하여 함유한 시험 번호 23에 대해서는, 전단 단부면의 10⁵회 시간 강도의 현저한 저하를 억제할 수 있었지만, 과잉의 함유로 인해, 강판 표면의 10⁵회 시간 강도는 400㎫ 이하였다. 이는 B의 과잉의 함유에 의한 원자 공공의 확산의 지연에 의한 것으로 고찰된다. 본 발명의 범위에 있어서는 적정한 성분 범위로 함으로써 전단 단부면의 10⁵회 시간 강도와 강판 표면의 10⁵회 시간 강도의 양립이 되어 있는 것을 알 수 있었다.

이상으로부터, 적정한 성분 범위와 적정한 제조 방법으로 제조한 본 발명의 강판을 사용함으로써, 질화 전의 성형성을 열화시키지 않고, 질화 후의 표면 경화 깊이를 깊게 하고, 질화 후에는 매우 우수한 피로 특성을 발현시키는 것이 가능한 것을 알 수 있었다.

Claims

질량％로,
C:0.0002％ 이상, 0.07％ 이하,
Si:0.0010％ 이상, 0.50％ 이하,
Mn:0.10％ 이상, 1.33％ 이하,
P:0.003％ 이상, 0.02％ 이하,
S:0.001％ 이상, 0.02％ 이하,
Cr:0.80％ 초과, 1.20％ 이하,
Al:0.10％ 이상, 0.50％ 이하,
V:0.05％ 이상, 0.10％ 이하,
Ti:0.005％ 이상, 0.10％ 이하,
B:0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고,
강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 것을 특징으로 하는, 피로 강도가 우수한 질화용 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Mo:0.001 이상, 0.20％ 이하,
Nb:0.001 이상, 0.050％ 이하
중 1종 또는 양쪽을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 피로 강도가 우수한 질화용 강판.
질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 강편을 열간 압연하고, 산세를 실시한 후, 압하율로 0.5 내지 5.0％이고, 또한 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T(㎜)가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 한, 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판의 제조 방법.
질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 강편을 열간 압연하고, 산세, 냉간 압연, 어닐링을 실시한 후, 압하율로 0.5 내지 5.0％이고, 또한 압연기 하중을 강판 판 폭으로 나눈 선 하중 F(㎏/㎜)와 강판의 길이 방향으로 부하되는 단위 면적당의 하중 T(㎏/㎟)의 비, F/T(㎜)가 8000 이상인 조건으로 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 한, 피로 강도가 우수한 질화용 냉연 강판의 제조 방법.
질량％로, C가 0.0002％ 이상, 0.07％ 이하, Si가 0.0010％ 이상, 0.50％ 이하, Mn이 0.10％ 이상, 1.33％ 이하, P이 0.003％ 이상, 0.02％ 이하, S이 0.001％ 이상, 0.02％ 이하, Cr이 0.80％ 초과, 1.20％ 이하, Al이 0.10％ 이상, 0.50％ 이하, V이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하, Ti이 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B가 0.0001％ 이상, 0.0015％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하고, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 50㎛ 이내의 전위 밀도가, 판 두께 방향의 1/4의 위치의 전위 밀도에 비해, 2.0배 이상, 10.0배 이하인 강판을 성형한 후에 질화 처리한 것을 특징으로 한, 피로 강도가 우수한 자동차 부품.