KR102057890B1

KR102057890B1 - 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR102057890B1
Application number: KR1020187000390A
Authority: KR
Inventors: 유리 도다; 마사후미 아즈마; 아키히로 우에니시; 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 겐이치 시게사토
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2015-07-13
Filing date: 2015-07-13
Publication date: 2019-12-20
Also published as: JPWO2017009936A1; US20180202019A1; CN107849667A; MX2018000328A; EP3323906A4; EP3323906B1; KR20180015736A; CN107849667B; JP6460238B2; WO2017009936A1; EP3323906A1; US10808291B2

Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강판은 소정의 화학 성분을 갖고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적분율로, 템퍼링 마르텐사이트:70％ 이상 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종:합계로 20％ 미만을 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 이들의 합계 체적분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×10⁷개/㎟ 이상이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5㎚ 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수의 비율이 20％ 이상이고, 인장 강도가 780㎫ 이상이다.

Description

강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법

본 발명은 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780㎫ 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

근년, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 사용되는 강판에는 소요의 강도 및 성형성 외에, 우수한 내지연 파괴 특성이 요구된다. 지연 파괴는 강재로 침입한 수소가 응력 집중부에 집적하여, 강재를 파괴하는 현상이다.

지연 파괴는 고강도 볼트, PC 강선 및 라인 파이프 등의 고강도 강재에 있어서 발생하는 것이 종래부터 알려져 있다. 이들 고강도 강재에 관한, 각종 내지연 파괴 특성의 향상책이 제안되고 있다.

예를 들어, 비특허문헌 1에는 Cr, Mo 및 V 등의 원소가 내지연 파괴 특성의 향상에 유효한 것이 개시되어 있다. 이것은 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물을 결정립 내에 석출시키고, 이들 탄화물을, 수소를 트랩하는 사이트(수소 트랩 사이트)로서 활용함으로써, 입계의 취화를 억제하는 기술이다.

고강도 재료는 소성 변형하기 어렵고, 또한 파단하기 어려우므로, 높은 응력이 작용하는 환경에서 사용되는 경우가 많다. 또한, 자동차용 강판과 같이, 성형 후에 부재로서 사용하는 강재에 있어서는, 성형 가공 후에 잔류 응력이 발생한다. 이 잔류 응력도, 강판 강도가 높아질수록 커지므로, 고강도 강판에서는 지연 파괴의 우려가 높아진다.

그로 인해, 고강도 강판을 자동차 부품에 적용하기 위해서는, 강판을 성형하여 부품을 얻기 위해 강판의 성형성을 높이고, 또한 높은 응력이 작용하는 환경에서의 사용에 견디기 위해, 강판의 내지연 파괴 특성도 높이는 것이 필수이다.

또한, 상술한 Cr, Mo 및 V 등의 원소의 탄화물의, 수소 트랩 사이트로서의 기능은 모상과 탄화물의 계면에서의 정합성(정합 변형)에 유래하고, 상기 기능은 냉간 압연 및 열처리를 거치면 저감된다. 그로 인해, Cr, Mo 및 V 등의 원소의 탄화물을 수소 트랩 사이트로서 사용하는 것은 냉간 압연 및 열처리가 필요해지는 종류의 강판에는 적용할 수 없다.

특허문헌 1에는 주로 Ti 및 Mg으로 이루어지는 산화물이 수소성 결함의 억제(내지연 파괴 특성의 향상)를 위해 유효한 것이 개시되어 있다. 특허문헌 1에 개시된 수소 취성 대책은, 특히 대입열 용접 후의 수소 취성을 개선하기 위한 것이지만, 특허문헌 1의 대상은 두꺼운 강판이고, 박강판에 요구되는 높은 성형성과 내지연 파괴 특성의 양립에 대해서는 고려되어 있지 않다.

박강판의 수소 취성에 관해서는, 예를 들어 비특허문헌 2에, 잔류 오스테나이트양의 가공 유기 변태에 기인하여 박강판의 수소 취성이 조장되는 것이 개시되어 있다. 즉, 박강판에 있어서, 내지연 파괴 특성을 열화시키지 않기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 양을 규제할 필요가 있는 것이 개시되어 있다.

그러나, 비특허문헌 2에 개시된 내지연 파괴 특성 향상책은 특정한 조직을 갖는 고강도 박강판에 관한 것이고, 근본적인 내지연 파괴 특성 향상책이라고는 할 수 없는 것이다.

내지연 파괴 특성과 성형성의 양쪽의 개선을 목적으로 하는 박강판으로서, 특허문헌 2에, 내 손톱형 박리성이 우수한 법랑 용기용 강판이 개시되어 있다. 이 강판은 제조 시에 강판 중에 침입하는 수소를 강판 내의 산화물로 트랩하고, 에나멜링 후에 발생하는 「손톱형 박리」(표면 결함)을 억제하는 것이다.

그로 인해, 특허문헌 2에 개시된 강판은 내부에 다량의 산화물을 포함한다. 그러나, 산화물을 강판 내에 고밀도로 분산시키면, 성형성이 열화된다. 따라서, 특허문헌 2에 개시된 기술을, 높은 성형성을 필요로 하는 자동차용 강판에 적용할 수는 없다.

한편, 강판의 성형성을 향상시키는 방법으로서, 강판 중에 잔류 오스테나이트를 분산시키고, 강판의 가공 시(성형 시)에, 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 변태 야기 소성(TRIP 효과)을 사용하는 방법이 알려져 있다(특허문헌 3 및 4 참조). 그러나, 성형 후에 생성한 마르텐사이트가 지연 파괴의 발생을 조장하므로, 성형성과 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 강판에 있어서, TRIP 효과를 활용하는 것은 어렵다(비특허문헌 2, 참조). 이와 같이, 강판에 있어서, 성형성과 내지연 파괴 특성의 양쪽을 높이는 것은 곤란하다.

일본 특허 공개 평11-293383호 공보 일본 특허 공개 평11-100638호 공보 일본 특허 공개 평01-230715호 공보 일본 특허 공개 평02-217425호 공보

「지연 파괴 해명의 새 전개」(일본 철강 협회, 1997년 1월 발행) CAMP-ISIJ Vol.5 NO.6 1839 내지 1842페이지, 야마자키 외, 1992년 10월, 일본 철강 협회 발행

전술한 바와 같이, 강판에 있어서, 성형성과 내지연 파괴 특성의 양쪽을 높이는 것은 곤란하다. 본 발명은 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 성형성을 확보하면서, 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 것을 과제로 한다. 본 발명은 해당 과제를 해결하는 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구했다. 그 결과, C 함유량이 0.05 내지 0.40％이고, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에 있어서, 주상인 템퍼링 마르텐사이트를 소요의 체적분율로 함유하고, 바람직하게는 제2 상인 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 소요의 체적분율로 함유하고, 또한 그 밖의 상의 체적분율이 제한된 조직을 형성하고, 템퍼링 마르텐사이트 중에 철계 탄화물을 소요의 개수 밀도 이상으로 석출시키고, 또한 철계 탄화물의 20％ 이상을 ε계 탄화물로 함으로써, 강판의 성형성을 확보하면서, 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있는 것을 본 발명자들은 알아내었다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 화학 성분이 질량％로, C:0.05 내지 0.40％, Si:0.05 내지 3.00％, Mn:1.50％ 이상 3.50％ 미만, P:0.04％ 이하, S:0.01％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.006％ 이하, Al:0 내지 2.00％, Cr:0 내지 1.00％, Mo:0 내지 1.00％, Ni:0 내지 1.00％, Cu:0 내지 1.00％, Nb:0 내지 0.30％, Ti:0 내지 0.30％, V:0 내지 0.50％, B:0 내지 0.01％, Ca:0 내지 0.04％, Mg:0 내지 0.04％ 및 REM:0 내지 0.04％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적분율로, 템퍼링 마르텐사이트:70％ 이상 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종:합계로 20％ 미만을 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×10⁷개/㎟ 이상이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5㎚ 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수의 비율이 20％ 이상이고, 인장 강도가 780㎫ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로, Cr:0.05 내지 1.00％, Mo:0.01 내지 1.00％, Ni:0.05 내지 1.00％ 및 Cu:0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로, Nb:0.005 내지 0.30％, Ti:0.005 내지 0.30％ 및 V:0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로, B:0.0001 내지 0.01％를 함유해도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로, Ca:0.0005 내지 0.04％, Mg:0.0005 내지 0.04％ 및 REM:0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판에 있어서, 상기 철계 탄화물의 평균 긴 직경이 350㎚ 이하여도 된다.

(7) 본 발명의 다른 형태에 관한 용융 아연 도금 강판에서는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.

(8) 본 발명의 다른 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판에서는, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.

본 발명에 따르면, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780㎫ 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도(개/㎟)와 내지연 파괴 특성의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율과 내지연 파괴 특성의 관계를 도시하는 도면이다.

Cr, Mo 및 V 등의 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 수소 취성에 기인하는 내지연 파괴 특성이 향상되는 것은 주지이다(비특허문헌 1, 참조). 그러나, Cr, Mo 및 V 등의 탄화물을 석출시키기 위한 열처리에는 장시간을 요하므로, 열처리를 단시간에 행할 필요가 있는 제조 라인(연속 어닐링 라인이나 연속 도금 라인 등)을 사용하여 제조할 필요가 있는 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성의 향상을 위해 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 석출을 활용하는 것은 어렵다.

수소를 트랩하는 기능은 모재와 탄화물의 계면에서의 정합성(정합 변형)에 유래하지만, 열간 압연 시에 석출시킨 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 수소 트랩 능력은 냉간 압연 및 열처리를 거침으로써 저하되므로, 냉간 압연 및 열처리가 필요해지는 종류의 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성의 향상을 위해 Cr, Mo 및 V 등의 탄화물의 석출을 사용하는 것은 어렵다.

본 발명자들은 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에 있어서, 조직 및 철계 탄화물(특히, ε계 탄화물)을 적합하게 제어함으로써, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성이 향상되는 것을 지견했다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 내지연 파괴 특성이 우수한 강판(이하, 「본 실시 형태에 관한 강판」이라고 하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강판은 인장 강도가 780㎫ 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 조직의 주상을 템퍼링 마르텐사이트로 하여 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 철계 탄화물(시멘타이트 및 ε계 탄화물)을 석출시키고, 이들 철계 탄화물을 수소 트랩 사이트로서 활용함으로써, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성의 향상을 도모하는 것을 기본 사상으로 한다.

구체적으로, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 내지연 파괴 특성이 우수한 강판(이하, 「본 실시 형태에 관한 강판」이라고 하는 경우가 있음)은, 화학 성분이, 질량％로, C:0.05 내지 0.40％, Si:0.05 내지 3.00％, Mn:1.50％ 이상 3.50％ 미만, P:0.04％ 이하, S:0.01％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.006％ 이하, Al:0 내지 2.00％, Cr:0 내지 1.00％, Mo:0 내지 1.00％, Ni:0 내지 1.00％, Cu:0 내지 1.00％, Nb:0 내지 0.30％, Ti:0 내지 0.30％, V:0 내지 0.50％, B:0 내지 0.01％, Ca:0 내지 0.04％, Mg:0 내지 0.04％ 및 REM:0 내지 0.04％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 판 두께 1/4부의 조직이, 체적분율로, 템퍼링 마르텐사이트:70％ 이상 및 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종:합계로 20％ 미만을 함유하고, 상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적분율이 15％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×10⁷개/㎟ 이상이고, 상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5㎚ 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수의 비율이 20％ 이상이고, 인장 강도가 780㎫ 이상이다.

본 실시 형태에 관한 내지연 파괴 특성이 우수한 용융 아연 도금 강판(이하, 「본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판」이라고 하는 경우가 있음)은 본 실시 형태에 관한 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.

본 실시 형태에 관한 내지연 파괴 특성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 「본 실시 형태에 관한 합금화 용융 아연 도금 강판」이라고 하는 경우가 있음)은 본 실시 형태에 관한 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분에 대하여 설명한다. 화학 성분에 포함되는 각 원소의 함유량의 단위 「질량％」는 이하 「％」라고 기재한다.

C:0.05 내지 0.40％

본 실시 형태에 관한 강판은 C를 0.05 내지 0.40％ 함유하는, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판이다. C는 강판의 강도 상승 및 수소 트랩 사이트로서 기능하는 철계 탄화물(시멘타이트, ε계 탄화물 등)의 석출을 위해 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05％ 미만이면, 인장 강도 780㎫ 이상을 얻는 것이 어렵다. 또한, C 함유량이 0.05％ 미만이면, 석출되는 철계 탄화물의 양이 불충분해지고, 내지연 파괴 특성이 향상되지 않는다.

한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면, 마르텐사이트 변태 개시 온도가 저하되고, 충분한 양의 마르텐사이트를 확보할 수 없고, 따라서 70체적％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트를 확보하는 것이 어려워진다.

그로 인해, 본 실시 형태에 관한 강판의 C 함유량은 0.05 내지 0.40％로 한다. C 함유량의 바람직한 하한값은 0.10％이다. C 함유량의 바람직한 상한값은 0.25％이다.

Si:0.05 내지 3.00％

Si는 강도의 향상을 위해 유효한 원소이다. 또한, Si는 오스테나이트 중에서의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 작용 및 마르텐사이트 중에 생성한 철계 탄화물의 조대화를 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 마르텐사이트 중의 철계 탄화물이 미세할수록, 내지연 파괴 특성은 향상되므로, Si는 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과를 갖는다.

Si 함유량이 0.05％ 미만에서는 상술한 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.10％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 강판의 강도가 지나치게 상승하고, 강판의 성형성이 저하되므로, Si 함유량은 3.00％ 이하로 할 필요가 있다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 이하이다.

Mn:1.50 내지 3.50％ 미만

Mn은 강판의 강도의 향상을 위해 유효한 원소이다. 또한, Mn은 어닐링 또는 용융 아연 도금을 위한 열처리 시에, 냉각 도중에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 이 작용은 본 실시 형태에 관한 강판의 템퍼링 마르텐사이트양을 소정의 범위 내로 하기 위해 필요해진다.

Mn 함유량이 1.50％ 미만에서는 상술한 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 소요의 체적분율의 템퍼링 마르텐사이트가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.70％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.50％ 이상이 되면, 슬래브나 열연판의 강도가 과도하게 상승하고, 강판의 제조성이 저하되므로, Mn 함유량은 3.50％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Mn 함유량은 3.00％ 이하이다.

P:0.04％ 이하

P은 불순물 원소이고, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하여 인성을 저해하고, 또한 용접부를 취화시키는 원소이다. P 함유량이 0.04％를 초과하면, 인성의 저하와 용접부의 취화가 현저해지므로, P 함유량을 0.04％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, P 함유량은 0.02％ 이하이다. P 함유량은 적을수록 바람직하므로, P 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 P 함유량의 실질적인 하한이다.

S:0.01％ 이하

S은 불순물 원소이고, 용접성을 저해하고, 또한 주조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하는 원소이다. 또한, S은 조대한 MnS을 형성하고, 구멍 확장성을 저해하는 원소이다. S 함유량이 0.01％를 초과하면, 용접성의 저하, 제조성의 저하 및 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, S 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다. S 함유량은 적을수록 바람직하므로, S 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하므로, 0.0001％가 S 함유량의 실질적인 하한이다.

N:0.01％ 이하

N는 조대한 질화물을 형성함으로써, 굽힘성 및 구멍 확장성을 저해하는 원소이고, 또한 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량이 0.01％를 초과하면, 굽힘성 및 구멍 확장성의 저하, 그리고 블로우 홀의 발생이 현저해지므로, N 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. N 함유량은 적을수록 바람직하므로, N 함유량의 하한은 특별히 한정하지 않지만, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0005％가 N 함유량의 실질적인 하한이다.

O:0.006％ 이하

O는 산화물을 형성하고, 성형성을 저해하는 원소이다. O 함유량이 0.006％를 초과하면, 성형성의 저하가 현저해지므로, O 함유량을 0.006％ 이하로 할 필요가 있다. O 함유량은 적을수록 바람직하므로, 하한은 특별히 한정하지 않지만, O 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않으므로, 0.001％가 O 함유량의 실질적인 하한이다.

본 실시 형태에 관한 강판은 상기 원소 외에, Al, Cr, Mo, Ni 및 Cu의 1종 또는 2종 이상, Nb, Ti, V의 1종 또는 2종 이상, B 및/또는 Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상을 적절히 함유해도 된다. 단, 본 실시 형태에 관한 강판이 이들 원소를 함유하는 것은 필수는 아니므로, 이들 원소의 함유량의 하한값은 0％이다.

Al:0 내지 2.00％

Al은 탈산재로서 유효한 원소이고, 또한 Si와 마찬가지로, 오스테나이트 중에서의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Al 산화물은 내지연 파괴 특성의 향상에 기여하므로, Al을 본 실시 형태에 관한 강판에 함유시켜도 된다. 그러나, Al 함유량이 2.00％를 초과하면, Al 산화물이 과잉으로 생성되어, 제조성이 열화되므로, Al 함유량은 2.00％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, Al 함유량은 1.00％ 이하이다. Al이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Al 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 강판의 원재료에 불순물로서 포함되는 Al을 완전히 제거하는 것은 곤란하므로, Al 함유량의 하한값을 0.001％로 해도 된다.

Cr:0 내지 1.00％

Cr은 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Cr이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Cr 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 0.05％ 이상으로 해도 된다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.10％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Cr 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.70％ 이하이다.

Mo:0 내지 1.00％

Mo은 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Mo이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Mo 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Mo 함유량은 0.01％ 이상으로 해도 된다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Mo 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.

Ni:0 내지 1.00％

Ni은 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Ni이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ni 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Ni 함유량은 0.05％ 이상으로 해도 된다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Ni 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Ni 함유량은 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.

Cu:0 내지 1.00％

Cu는 강판의 인장 강도 등을 향상시키는 원소임과 함께, 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. Cu가 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Cu 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Cu 함유량은 0.05％ 이상으로 해도 된다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성을 저해하므로, Cu 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이다.

Nb:0 내지 0.30％

Nb는 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. Nb가 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Nb 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Nb 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, Nb 함유량이 0.30％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, Nb 함유량은 0.30％ 이하가 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

Ti:0 내지 0.30％

Ti은 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. Ti이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ti 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Ti 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 0.30％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, Ti 함유량은 0.30％ 이하가 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15％ 이하이다.

V:0 내지 0.50％

V은 석출물 강화, 미립 강화 및 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소이다. V이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, V 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, V 함유량을 0.005％ 이상으로 해도 된다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, V 함유량이 0.50％를 초과하면, 탄질화물의 석출량이 증가하여 성형성이 열화되므로, V 함유량은 0.50％ 이하가 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.

B:0 내지 0.01％

B는 입계를 강화하는 원소이고, 또한 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 어닐링 후의 냉각 시에, 페라이트 변태를 억제하고, 이에 의해 템퍼링 마르텐사이트의 양을 증대시키는 작용을 갖는 원소이다. B가 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, B 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 해도 된다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.01％를 초과하면, 열연 시의 제조성이 저하되므로, B 함유량은 0.01％ 이하가 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

Ca:0 내지 0.04％

Mg:0 내지 0.04％

REM:0 내지 0.04％

Ca, Mg 및 REM은 산화물 및 황화물의 형태를 제어하고, 강판의 구멍 확장성의 향상에 기여하는 원소이다. Ca, Mg 및 REM이 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요는 없으므로, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각의 하한은 0％이다. 그러나, 상술한 효과를 얻기 위해, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은 0.0005％ 이상으로 해도 된다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각이 0.04％를 초과하면, 주조성이 열화되므로, Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은 0.04％ 이하가 바람직하다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 REM 함유량 각각은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다.

또한, 「REM」이란, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17원소를 가리키고, 상기 「REM 함유량」이란, 이들 17원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드를 REM으로서 사용하는 경우, 공업적으로는, REM은 미시메탈의 형으로 첨가하는 경우가 많다. 이 경우도, 본 실시 형태에 관한 강판은 본 실시 형태에 관한 강판의 효과를 발휘한다. 또한, 금속 La이나 금속 Ce 등의 금속 REM을 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 강판은 본 실시 형태에 관한 강판의 효과를 발휘한다.

본 실시 형태에 관한 강판은 상기 원소 외에, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 것이다. 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

인장 강도: 780㎫ 이상

본 실시 형태에 관한 강판의 인장 강도는 780㎫ 이상으로 한다. 이 인장 강도는 강판의 화학 성분을 상술한 범위 내로 제어하고, 또한 강판의 조직을 이하에 설명하는 형태로 함으로써 얻어진다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 1/4부의 조직(이하, 「조직」이라고 생략하는 경우가 있음)에 대하여 설명한다. 판 두께 1/4부란, 강판 표면(강판의 상면 및 하면)으로부터 강판 두께 t의 1/8의 깊이의 면과, 강판 표면으로부터 강판 두께 t의 3/8의 깊이의 면 사이의 영역이다. 강판 표면으로부터 강판 두께 t의 1/4의 깊이의 면이, 판 두께 1/4부의 중심면이다. 판 두께 1/4부는 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판에서는 판 두께 1/4부에 있어서의 조직이 규정된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께 1/4부의 조직을, 체적분율로,

(조직 A) 템퍼링 마르텐사이트:70％ 이상,

(조직 B) 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종:합계로 20％ 미만 및

(조직 C) 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트:각각 10％ 미만

이라고 규정한다. 조직 A는 ε계 탄화물을 가짐으로써 본 실시 형태에 관한 강판의 인장 강도 및 내지연 파괴 특성에 가장 크게 영향을 미치는 조직, 즉 주상이다. 조직 B는 본 실시 형태에 관한 강판의 제특성을 향상시키는 작용을 갖지만, 조직 B가 포함되지 않은 경우라도 본 실시 형태에 관한 강판은 과제를 해결할 수 있으므로, 조직 B의 함유량의 하한값은 0체적％이다. 조직 C는 본 실시 형태에 관한 강판의 제특성을 향상시키는 작용을 갖지 않으므로, 포함될 필요가 없는 조직이고, 그 함유량의 하한값은 0체적％이다.

(조직 A) 판 두께 1/4부의 템퍼링 마르텐사이트(주상): 70％ 이상

조직에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트는 강판의 강도 및 내지연 파괴 특성을 확보하기 위해 중요한 조직이다.

템퍼링 마르텐사이트는 라스상의 결정립의 집합체이고, 내부에 철계 탄화물을 함유한다. 그 철계 탄화물은 다른 방향으로 신장되는 복수의 철계 탄화물군에 속하고, 수소 트랩 사이트로서 기능한다. 철계 탄화물의 긴 직경은, 예를 들어 5㎚ 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 일부는 적절한 조건에서 행해지는 열처리에 의해, 후술하는 ε계 탄화물로 할 수 있다.

?칭된 마르텐사이트에 템퍼링을 실시함으로써, 템퍼링 마르텐사이트가 얻어진다. 이 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 70％ 이상이면, 강판의 인장 강도를 확실하게 780㎫ 이상으로 할 수 있으므로, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 70％ 이상으로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은, 바람직하게는 75％ 이상이다.

템퍼링 마르텐사이트의 체적분율의 상한은 특별히 제한되지 않으므로, 100％여도 된다. 그러나, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 90％를 초과하면, 강판의 인장 강도가 지나치게 상승하고, 강판의 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율은, 더욱 바람직하게는 85％ 이하이다.

(조직 B) 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종(제2 상):합계로 20％ 미만

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 상술한 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직은 주로 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 구성되는 조직 B이다.

페라이트는 연질의 조직이고, 강판의 강도 저하를 초래한다. 페라이트량이 과잉인 경우, 강판의 인장 강도가 780㎫ 미만이 되는 경우가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판은 페라이트를 함유하지 않아도 된다. 단, 템퍼링 마르텐사이트보다도 연질의 페라이트는 템퍼링 마르텐사이트의 일부 대신에 함유시킨 경우, 강판의 성형성을 높이는 효과를 가지므로, 본 실시 형태에 관한 강판은 페라이트를 함유해도 된다.

베이나이트도 마르텐사이트와 마찬가지로, 라스상의 결정립의 집합체이고, 내부에, 예를 들어 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하는 조직이다. 이 철계 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하고, 강판의 내지연 파괴 특성이 향상된다. 한편, 베이나이트의 인장 강도 향상 효과는 마르텐사이트의 인장 강도 향상 효과보다도 작다. 본 실시 형태에 관한 강판은 체적분율이 70％ 이상인 마르텐사이트에 의해 780㎫ 이상의 인장 강도를 갖고 있다. 베이나이트양이 과잉인 경우, 강판의 인장 강도가 780㎫ 미만이 되는 경우가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판은 베이나이트를 함유할 필요가 없다. 단, 템퍼링 마르텐사이트보다도 연질의 베이나이트는 템퍼링 마르텐사이트의 일부 대신에 함유시킨 경우, 강판의 성형성을 높이는 효과를 가지므로, 상술한 템퍼링 마르텐사이트양이 손상되지 않는 한, 본 실시 형태에 관한 강판은 베이나이트를 함유해도 된다.

또한, 철계 탄화물을 포함하는 베이나이트도, 내지연 파괴 특성의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나 베이나이트는 마르텐사이트 생성 후의 열처리에 의해 탄화물의 석출을 제어할 수 있는 마르텐사이트와 달리, 소요의 온도로 장시간 유지하여 생성하는 조직이므로, 그 철계 탄화물의 일부를 ε계 탄화물의 상태로 고정시킬 수 없다.

본 발명자들은 본 실시 형태에 관한 강판에 포함되는 조직을, ε계 탄화물을 포함하는 필수 조직 A(즉, 템퍼링 마르텐사이트)와, ε계 탄화물을 포함하지 않고, 또한 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 필수는 아니지만, 성형성 향상 등의 바람직한 효과를 초래하는 경우가 있는 조직 B(즉, 페라이트 및 베이나이트)와, 본 실시 형태에 관한 강판에 포함될 필요가 없는 조직 C로 분류하고, 각각의 그룹의 함유량을 규정하는 것이, 내지연 파괴 특성, 성형성 및 인장 강도 모두를 바람직하게 제어하기 위해 필요하다고 판단했다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판에서는 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적분율이 규정된다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는 강판의 인장 강도를 확실하게 780㎫ 이상으로 하기 위해, 페라이트와 베이나이트의 합계 체적분율을 20％ 미만으로 한다. 페라이트와 베이나이트의 합계 체적분율은, 바람직하게는 10％ 이하이다.

페라이트와 베이나이트의 합계 체적분율의 하한값은 0％이지만, 페라이트 및 베이나이트를 사용하여 강판의 성형성을 향상시키는 경우, 페라이트와 베이나이트의 합계 체적분율의 하한값을 5％ 이상으로 해도 된다.

(조직 C) 잔류 오스테나이트:10체적％ 미만

(조직 C) 프레시 마르텐사이트:10체적％ 이하

(조직 C) 펄라이트:10체적％ 이하

(조직 C) 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계량:15체적％ 이하

본 실시 형태에 관한 강판은 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트 외에, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트를 함유하는 경우가 있다.

잔류 오스테나이트는 TRIP 효과에 의한 성형성의 향상에 기여한다. 그러나, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 증가하면, 자동차용 부재로서 성형할 때에 경질의 프레시 마르텐사이트로 변태하고, 가공 특성이 저하될 우려가 있다.

본 발명자들은 강판의 조직 중의 잔류 오스테나이트의 체적분율이 10％ 이상이 되면, 가공 특성이 열화되는 것을 실험에 의해 확인했다. 그로 인해, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 10％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적분율은 바람직하게는 7％ 이하이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0％라도, 본 실시 형태에 관한 강판은 충분한 성형성을 갖는다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판은 잔류 오스테나이트를 포함할 필요가 없으므로, 잔류 오스테나이트의 체적분율의 하한값은 0％이다.

프레시 마르텐사이트는 Fe 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트이다. 프레시 마르텐사이트를 포함하는 강판은 고강도이지만, 가공 특성이 떨어지므로, 본 실시 형태에 관한 강판의 프레시 마르텐사이트의 체적분율을 10％ 이하로 제한한다. 한편, 프레시 마르텐사이트의 체적분율이 0％라도, 본 실시 형태에 관한 강판은 충분한 강도를 갖는다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판은 프레시 마르텐사이트를 포함할 필요가 없으므로, 프레시 마르텐사이트의 체적분율의 하한값은 0％이다.

펄라이트는 강판의 가공 특성을 저하시킨다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판의 펄라이트의 체적분율을 10％ 이하로 제한한다. 한편, 펄라이트는 Fe 탄화물인 시멘타이트를 포함하는 조직이지만, 이 시멘타이트를 ε계 탄화물로 변화시킬 수는 없으므로, 펄라이트는 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과를 충분히 갖지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판은 펄라이트를 포함할 필요가 없으므로, 펄라이트의 체적분율의 하한값은 0％이다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판의, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계의 체적분율은 15％ 이하로 할 필요가 있고, 12％ 이하가 되는 것이 바람직하다. 합계의 체적분율이 15％ 초과인 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트는 강판의 가공 특성을 손상시킬 우려가 있다.

템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트, 또한 프레시 마르텐사이트, 펄라이트 및 그 밖의 조직의 동정, 존재 위치의 확인 및 체적분율의 측정은 나이탈 시약 및 일본 특허 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약을 사용하여, 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식시키고, 1000 내지 100000배의 주사형 전자 현미경 및 투과형 전자 현미경으로 단면을 관찰함으로써 행할 수 있다.

또한, FE-SEM[전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 부속의 EBSD: Electron Back-Scatter Diffraction을 사용한 결정 방위 해석법]에 의한 결정 방위 해석, 또는 마이크로비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정으로부터도 조직의 판별이 가능하다.

예를 들어, 전술한 바와 같이, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트에서는 탄화물의 형성 사이트 및 결정 방위 관계(신장 방향) 등이 다르므로, FE-SEM을 사용하여, 라스상 결정립의 내부의 철계 탄화물의 신장 방향을 관찰함으로써, 템퍼링 마르텐사이트와 베이나이트를 용이하게 구별할 수 있다.

강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트의 체적분율 및/또는 펄라이트의 체적분율은 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈액으로 에칭하고, 판 두께 1/4부(판 두께의 1/4의 개소를 중심으로 하는 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위)를, FE-SEM으로 관찰함으로써 구해지는, 각 조직의 면적분율을 측정하고, 이들 면적분율을 체적분율이라고 간주함으로써 얻어진다. 또한, 각 조직의 면적분율이란, 5000배의 배율로, 10시야 측정함으로써 얻어지는 각 시야에서의 각 조직의 면적분율의 평균값이다.

프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 강판의 단면을 레펠러액으로 에칭하고, 판 두께 1/4부를 FE-SEM으로 관찰함으로써, 상기 조직(템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트)과 명료하게 구별할 수 있다. 그로 인해, 프레시 마르텐사이트의 체적분율은 FE-SEM으로 관찰한 부식되어 있지 않은 영역의 면적분율과, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적분율의 차분으로서 구할 수 있다.

이어서, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×10⁷(개/㎟) 이상이라고 규정하고, 또한 모든 철계 탄화물 중의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수의 비율을 20％ 이상이라고 규정하는 이유에 대하여 설명한다.

판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도:5×10⁷(개/㎟) 이상

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 내지연 파괴 특성과 성형성의 양쪽을 높이기 위해, 판 두께 1/4부의 조직에 있어서 주상인 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×10⁷(개/㎟) 이상이라고 규정한다. 본 실시 형태에 있어서, 「템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도」란, 관찰면 중의 템퍼링 마르텐사이트가 포함하는 철계 탄화물의 개수를, 관찰면 중의 템퍼링 마르텐사이트의 면적으로 나눔으로써 얻어지는 값이다.

?칭 직후의 마르텐사이트는 고강도이지만, 내지연 파괴 특성이 낮으므로, 그의 개선이 필요하다. 그래서, 마르텐사이트를 템퍼링하여 템퍼링 마르텐사이트로 하고, 판 두께 1/4부에 있어서, 이 템퍼링 마르텐사이트 중에, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물을 5×10⁷(개/㎟) 이상 석출시킨다. 템퍼링 마르텐사이트(주상)의 내지연 파괴 특성은 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트보다도 우수하다.

본 발명자들은 내지연 파괴 특성과, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도의 관계를 조사했다. 그 결과를 도 1에 도시한다.

철계 탄화물의 개수 밀도는 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈액으로 에칭하고, 판 두께 1/4부에 있어서의 10시야를 FE-SEM으로 배율 5000배로 관찰하고, 각 시야 중의 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수를, 시야 중의 템퍼링 마르텐사이트의 면적으로 나눔으로써 얻어지는 값을 평균함으로써 측정했다. 또한, 긴 직경이 5㎚ 미만인 철계 탄화물의 개수는 측정하지 않았다. 긴 직경이 5㎚ 미만인 철계 탄화물은 강판의 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 미치지 않기 때문이다. 이후, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물을 간단히 「철계 탄화물」이라고 칭하는 경우가 있다.

강판의 내지연 파괴 특성은 강판의 압연 방향에 직각으로 잘라낸 길이 100㎜, 폭 30㎜ 및 두께 1.3㎜ 또는 1.6㎜의 스트립상 시험편을 3점 굽힘 가공하고, 이 스트립상 시험편의 표면에 내수성의 변형 게이지를 장착한 후, 스트립상 시험편을 티오시안암모늄 수용액 중에 침지하고, 전류 밀도 0.1㎃/㎠로 티오시안암모늄 수용액을 전기 분해함으로써 스트립상 시험편 내에 수소를 침입시키고, 2시간 후, 깨짐의 발생의 유무를 확인함으로써 평가했다.

스트립상 시험편의 굽힘 가공의 반경은 10㎜로 했다. 두께 1.3㎜의 스트립상 시험편에 부여하는 부하 응력은 강판의 인장 강도(TS)의 60％로 하고, 두께 1.6㎜의 스트립상 시험편에 부여하는 부하 응력은 강판의 인장 강도(TS)의 90％로 했다. 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력으로 파단한 스트립상 시험편을 「VERY BAD」, 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력으로 파단하지 않고, 인장 강도(TS)의 90％의 부하 응력으로 파단한 스트립상 시험편을 「BAD」, 양쪽의 부하 응력으로 파단하지 않은 스트립상 시험편을 「GOOD」이라고 평가했다.

본 발명자들은 도 1에 도시한 바와 같이, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도가 적어도 5×10⁷(개/㎟) 이상이 되면, 내지연 파괴 특성이 현저하게 향상되는 것도 지견했다.

이것으로부터, 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도는 5×10⁷(개/㎟) 이상이라고 규정했다. 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도는, 바람직하게는 1×10⁸(개/㎟) 이상이고, 보다 바람직하게는 3×10⁸(개/㎟) 이상이다.

템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물에 의한 내지연 파괴 특성 향상 효과는 철계 탄화물이 작을수록 현저하다. 그리고, 철계 탄화물의 대부분은 마르텐사이트의 라스 내에 석출되어 있으므로, 연성 및 성형성 등의 강판에 필요한 기계 특성을 저해하지 않는다. 그로 인해, 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 긴 직경은 작을수록 바람직하고, 350㎚ 이하가 바람직하다. 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 긴 직경은, 보다 바람직하게는 250㎚ 이하이고, 또한, 보다 바람직하게는 200㎚ 이하이다. 한편, 긴 직경이 지나치게 작은 철계 탄화물은 내지연 파괴 특성 향상 효과를 갖지 않으므로, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 긴 직경이 5㎚ 미만인 철계 탄화물은 고려되지 않는다.

또한, 상술한 바와 같이, 판 두께 1/4부는 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판에서는 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도를 적합한 범위 내로 하면, 강판 전체에 걸쳐 양호한 특성이 얻어진다.

모든 철계 탄화물의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수 비율:20％ 이상

본 실시 형태에 관한 템퍼링 마르텐사이트 중의 모든 철계 탄화물의 개수에 대하여, ε계 탄화물의 개수가 차지하는 비율(이하, 「ε계 탄화물의 비율」이라고 줄이는 경우가 있음)을 20％ 이상으로 한다. 이에 의해, 성형성, 특히 구멍 확장성을 저해하지 않고, 내지연 파괴 특성을 향상시킬 수 있다.

템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물은 주로, 시멘타이트(Fe₃C)이다. 통상, 모상의 철(bcc 구조)과 시멘타이트(Fe₃C)의 계면이 수소를 트랩하는 트랩 사이트로서 기능한다고 여겨지고 있다. 그로 인해, 시멘타이트의 존재는 내지연 파괴 특성의 향상에 기여한다고 하고 있다.

그러나, 시멘타이트는 연성 파괴의 기점이 되므로, 시멘타이트만을 사용하여 성형성과 내지연 파괴 특성의 양쪽을 향상시키는 것은 어렵다.

본 발명자들은 예의 검토한 결과, 다양한 철계 탄화물 중 ε계 탄화물(Fe_2.4C)을 사용하면, 내지연 파괴 특성과 성형성의 양쪽을 향상시킬 수 있다고 발상했다.

Fe과 C로 이루어지는 철계 탄화물에는 결정 구조가 다른 ε계 탄화물, χ계 탄화물 및 시멘타이트(θ계 탄화물) 등이 존재한다. 이들 철계 탄화물은 마르텐사이트 중에서, 모상의 bcc 구조의 철과 특정한 결정 방위 관계를 가진 상태로 석출된다.

상술한 다양한 철계 탄화물 중, ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)과, bcc 구조의 철은 정합 계면(Coherent interface, 2개의 상의 계면에서, 모든 원자에 대하여 각 상에 있어서의 최인접 원자의 관계가 만족되어 있는 계면)에 가까운 계면을 형성한다. ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)과 철(bcc 구조)의 계면은 시멘타이트와 철(bcc 구조)의 계면보다 정합성이 우수하므로, 수소 트랩 능력이 시멘타이트보다 높다고 추측된다. 또한, ε계 탄화물은 시멘타이트보다 미세하므로, 연성 파괴의 기점이 되기 어렵다.

그래서, 본 발명자들은 ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)에 착안하여, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율과 내지연 파괴 특성의 관계를 조사했다. 그 결과를 도 2에 도시한다.

ε계 탄화물(육방정)과 시멘타이트(사방정)는 결정 구조가 다르므로, X선 회절 또는 전자선 회절의 회절 패턴이 달라, 용이하게 구별할 수 있다. 본 발명자들은 전자 현미경으로 박막 시료를 관찰하고, 철계 탄화물의 종류를 동정했다. 철계 탄화물에 전자선을 조사하고, 얻어진 회절 패턴을 해석하고, ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)을 동정했다.

각 시료의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)의 비율은 관찰 배율을 10000배로 하고, 10시야로 측정하여 얻어진 각 시야에 관한 ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)의 비율을 평균함으로써 산출했다. 내지연 파괴 특성의 평가는 전술한 평가 방법으로 행하였다.

도 2로부터, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)의 비율을 20％ 이상으로 함으로써, 우수한 가공 특성 및 내지연 파괴 특성을 확보할 수 있는 것을 알 수 있다. 가공 특성 및 내지연 파괴 특성을 더욱 향상시키기 위해, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)의 비율은 30％ 이상이 바람직하고, 40％ 이상이 더욱 바람직하다.

또한, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율이 20％ 미만이면, 내지연 파괴 특성이 떨어질 뿐만 아니라, 양호한 가공 특성이 얻어지지 않는다.

상술한 바와 같이, 판 두께 1/4부는 강판의 중심면과 판의 표면의 중간에 위치하므로, 평균적인 조직을 갖고 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판에서는 판 두께 1/4부에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 적합한 범위 내로 하면, 강판 전체에 걸쳐서 양호한 특성이 얻어진다.

본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판은 본 실시 형태에 관한 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 한다. 통상, 용융 아연 도금층 내의 Fe 농도는 7질량％ 미만이 되는 경우가 많다. 용융 아연 도금 중의 Fe 농도의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 1.0질량％로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판은 본 실시 형태에 관한 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 합금화되어 있는 것을 특징으로 한다. 합금화 용융 아연 도금 중의 Fe 농도의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 통상, 7질량％가 되는 경우가 많다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명 강판의 제조 방법은,

(a) 본 실시 형태에 관한 강판과 동일한 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하거나, 또는 (a2) 일단 냉각한 후 가열하고, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하고,

(b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 계속해서 어닐링하고, 그 후,

(c) 어닐링된 강판을 냉각하고, 계속해서 템퍼링을 행하고, 그 후,

(d) 템퍼링 된 강판을 2단계 냉각하는

것을 특징으로 한다. (d)가, 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 20％ 이상으로 하기 위해 중요한 공정이다.

열간 압연에 제공하는 주조 슬래브는 주조한 슬래브이면 되고, 특정한 주조 슬래브에 한정되지 않는다. 예를 들어, 연속 주조 슬래브나, 박 슬래브 캐스터로 제조한 슬래브이면 된다. 주조 슬래브는 열간 압연에 제공한다. 이 경우, 주조 슬래브를 주조 후, 직접 열간 압연에 제공해도 되고, 일단 냉각한 후에 재가열하고 나서 열간 압연에 제공해도 된다.

주조 슬래브를, 직접, 연속 주조-직접 압연(CC-DR) 또는 열간 압연에 제공하는 경우, Ar₃ 변태점(강의 냉각 시에 페라이트 변태가 시작되는 온도) 이상의 온도 영역에서 열간 압연을 완료할 수 있는 온도까지, 열간 압연 개시 시에 주조 슬래브를 가열해 둘 필요가 있다. 마무리 압연 온도가 (오스테나이트＋페라이트)의 2상 온도 영역에 있으면, 열연 강판의 조직의 불균일성이 커져, 최종적으로 얻어지는 강판의 성형성이 열화되기 때문이다.

인장 최대 강도가 780㎫ 이상인, 본 실시 형태에 관한 강판은 합금 원소를 다량으로 포함하는 경우가 있다. 이 경우, 주조 슬래브를 열간 압연할 때의 압연 하중이 커지므로, 고온에서 열간 압연하는 것이 바람직하다. 이상으로부터, 마무리 압연 온도는 Ar₃ 변태점 이상으로 한다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 열간 압연 전의 가열 온도를 약 1150℃로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 920℃로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판이 양호한 성형성을 갖는 것을 확인했다.

또한, 열간 압연 시, 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 열간 압연을 행해도 되고, 또한 조압연판을 일단 권취하고, 다음의 열간 압연에 제공해도 된다.

열간 압연 완료 후의 권취 온도는 강판 표면에 생성하는 산화물의 두께가 과도하게 증대하고, 산세성이 저하되는 일이 없는 온도로 할 필요가 있다. 또한, 열간 압연 완료 후의 권취 온도는 열연 조직 중에 조대한 페라이트나 펄라이트가 생성되고, 어닐링 후의 조직 불균일이 커지고, 최종 제품의 성형성이 열화되는 일이 없는 온도로 할 필요가 있다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 권취 온도를 약 590℃로 한 경우, 어닐링 후의 조직을 미세화하여, 강도-연성 밸런스를 향상시키고, 또한 제2 상을 균일하게 분산시킴으로써, 최종적으로 얻어지는 강판의 성형성을 향상시키는 것을 확인했다.

권취한 열연 강판을 되감아, 산세를 실시하고, 냉간 압연에 제공하고, 이에 의해 냉연 강판을 얻는다. 산세로 열연 강판의 표면의 산화물을 제거함으로써, 냉연 강판의 화성 처리성 및 도금성이 향상된다. 산세는 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다.

산세한 열연 강판은 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하고, 또한 최종 제품에 충분한 연성을 부여할 수 있을 정도로 높은 압하율로 냉간 압연될 필요가 있다. 한편, 압하율이 지나치게 높은 경우, 압연 하중이 과대해져, 압연이 곤란해진다. 본 발명자들은 실험을 행한 결과, 예를 들어 냉간 압연 시의 누적 압하율(냉간 압연율)을 50％로 한 경우, 적합한 결과가 얻어지는 것을 확인했다. 한편, 예를 들어 냉간 압연 시의 누적 압하율을 90％로 하고, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분을 갖는 슬래브를 냉간 압연한 경우, 강판에 깨짐이 발생했다. 또한, 압연 패스의 횟수, 패스마다의 압하율은 특별히 한정되지 않는다.

이어서, 냉연 강판을 어닐링한다. 어닐링은 제조성을 높이기 위해, 바람직하게는 연속 어닐링이다.

어닐링 온도가 불충분(예를 들어, 750℃)한 경우, 충분한 마르텐사이트를 어닐링 후의 냉연 강판에 생성시킬 수 없으므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 70％ 이상으로 하는 것이 어렵다.

한편, 어닐링 온도가 과잉인 경우, 제조 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않고, 또한, 강판 형상이 열악해져, 예를 들어 연속 어닐링 설비에 있어서 강판을 운반하는 롤의 수명을 저하시키는 등의 트러블을 유발한다.

또한, 어닐링 시간이 불충분(예를 들어, 약 1초)한 경우, 열간 압연으로 생성한 철계 탄화물을 용해시킬 수 없고, 또한 어닐링 후의 냉연 강판에 포함되는 마르텐사이트가 부족하므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 70％ 이상으로 할 수 없다. 한편, 어닐링 시간이 과잉인 경우, 제조 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 어닐링 온도를 약 880℃로 하고, 어닐링 시간을 약 100초로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트양을 적절한 범위 내로 하는 것이 가능한 것을 확인했다.

연속 어닐링의 종료 후 냉연 강판은 냉각된다. 이후, 어닐링 후 또한 템퍼링 전의 냉각을 1차 냉각이라고 칭하는 경우가 있다.

1차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도(1차 냉각 정지 온도)가 지나치게 낮은(예를 들어, 약 80℃) 경우, 변형을 많이 포함하는 프레시 마르텐사이트가 후술하는 템퍼링 후에 잔존하기 쉬워지므로, 템퍼링에 있어서 ε계 탄화물을 20％ 이상 확보할 수 없다. 한편, 1차 냉각 정지 온도가 지나치게 높은(예를 들어, 약 550℃) 경우, 베이나이트양이 20％ 초과가 되어, 780㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없게 된다.

또한, 냉각 방법은 롤 냉각, 공랭, 수랭 및 이들의 병용 중 어느 것이어도 된다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 어닐링 온도로부터 400℃까지의 온도 범위에 있어서, 약 2℃/sec의 냉각 속도로 냉각을 행한 경우, ε계 탄화물 및 베이나이트의 양이 적절한 범위 내가 되는 것을 확인했다.

상술한 냉각에 이어서, 냉연 강판을 템퍼링하고, 이에 의해 조직 제어를 행한다. 이 템퍼링에 의해, 냉연 강판에 포함되는 마르텐사이트를 템퍼링하고, 이 템퍼링 마르텐사이트에 있어서의 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×10⁷(개/㎟) 이상으로 한다.

템퍼링에 있어서, 강판 온도는 소정의 유지 온도(등온 유지 온도)로 소정 시간(등온 유지 시간)만 유지된다. 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 지나치게 낮은(예를 들어, 약 150℃) 경우, 5×10⁷(개/㎟) 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도를 얻는 것이 어렵고, 충분한 내지연 파괴 특성을 얻을 수 없다.

한편, 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 과잉인(예를 들어, 약 550℃) 경우, 마르텐사이트가 과도하게 템퍼링되고, 최종적으로 얻어지는 강판의 인장 강도가 780㎫ 미만이 된다. 또한, 템퍼링에 있어서의 유지 온도가 과잉이면, 석출된 철계 탄화물이 조대화되어, 내지연 파괴 특성이 향상되지 않는다.

템퍼링에 있어서의 유지 시간이 부족한(예를 들어, 약 1초) 경우, 마르텐사이트의 템퍼링이 불충분해지고, 또한 철계 탄화물의 개수 밀도를 5×10⁷(개/㎟) 이상으로 하는 것이 어렵다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 템퍼링에 있어서의 유지 온도를 약 400℃로 하고, 또한 템퍼링에 있어서의 유지 시간을 약 280초로 한 경우, 최종적으로 얻어지는 강판의 템퍼링 마르텐사이트양 및 철계 탄화물의 개수 밀도를 적절한 범위 내로 하는 것이 가능한 것이 확인되었다.

상기 온도 유지 후, 템퍼링 마르텐사이트에 포함되는 철계 탄화물의 20％ 이상을 ε계 탄화물로 하도록, 냉각을 행한다.

전술한 바와 같이, 철계 탄화물이란, 결정 구조가 다른 ε계 탄화물, χ계 탄화물 및 시멘타이트(θ계 탄화물) 등이다. 이들 다양한 철계 탄화물 중, ε계 탄화물(Fe_2.4C)은 bcc 구조의 철과, 정합 계면에 가까운 계면을 형성하므로, 수소 트랩 능력이 높다. 또한, ε계 탄화물은 시멘타이트보다 미세하므로, 연성 파괴의 기점이 되기 어렵다.

본 발명자들은 ε계 개재물의 양이, 템퍼링에 있어서의 냉각 조건뿐만 아니라, C 함유량, 어닐링의 냉각 온도, 템퍼링에 있어서의 유지 온도, 템퍼링에 있어서의 유지 시간에도 영향을 받는다고 추정하고 있다. 필요해지는 ε계 개재물을 얻기 위해서는, 이들 ε계 개재물량의 제어 인자의 상호 작용을 고려하여, 제조 조건을 결정할 필요가 있다.

본 발명자들은 다양한 실험을 행한 결과, ε계 탄화물을 다수 생성시켜, 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 유지 온도 내지 약 360℃의 온도 범위와, 약 360℃ 내지 100℃의 온도 범위에서 냉각 속도를 다르게 하는 2단계 냉각을 행하는 것이 필요하다고 지견했다. 이후, 유지 온도 내지 약 360℃의 온도 범위의 냉각을 2차 냉각이라고 칭하고, 약 360℃ 내지 100℃의 온도 범위의 냉각을 3차 냉각이라고 칭하는 경우가 있다.

본 발명자들의 실험에 의하면, 2차 냉각의 범위에 있어서 냉각 속도가 지나치게 낮은(예를 들어, 약 1℃/sec) 경우, 혹은 지나치게 높은(예를 들어, 약 75℃/sec) 경우, 또는 3차 냉각의 범위에 있어서 냉각 속도가 지나치게 낮은(예를 들어, 약 1℃/sec) 경우, 혹은 지나치게 높은(예를 들어, 약 65℃/sec) 경우, ε계 탄화물의 양이 부족했다.

본 발명자들의 실험에 의하면, 냉각 속도를 변화시키는 온도를 360℃±10℃도로 하면, 필요한 효과가 얻어지는 것을 알수 있었다. 한편, 냉각 속도를 변화시키는 온도가 지나치게 낮은(예를 들어, 약 200℃) 경우, ε계 탄화물의 양이 부족했다. 또한, 2단계 냉각의 종료 온도가 지나치게 높은(예를 들어, 약 200℃) 경우도 ε계 탄화물의 양이 부족했다.

본 발명자들은, 예를 들어 C 함유량을 0.06％로 하고, 어닐링 조건 및 템퍼링에 있어서의 유지 시간 및 유지 온도를 위에 예시한 값으로 하고, 또한 유지 온도 내지 360℃의 온도 범위의 냉각 속도를 약 11℃/sec로 하고, 360 내지 100℃의 온도 범위의 냉각 속도를 약 15℃/sec로 하고, 또한 2단계 냉각의 종료 온도를 100℃ 이하로 함으로써, 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×10⁷개/㎟ 이상이고, 판 두께 1/4부에 있어서의 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율이 20％ 이상인 강판의 제조가 실시 가능한 것을 지견했다.

그리고, 전술한 바와 같이, ε계 탄화물(Fe₂ _.4C)은 시멘타이트보다 미세하고, 연성 파괴의 기점이 되기 어려우므로, 성형성을 유지하면서, 내지연 파괴 특성을 현저하게 높일 수 있다.

내지연 파괴 특성이 현저하게 향상되는 메커니즘은 명확하지 않지만, 상술한 온도 유지 동안에, 미세한 ε계 탄화물의 핵이 템퍼링 마르텐사이트 중에 생성되고, 그 후의 상기의 2단계 냉각으로, 미세한 ε계 탄화물이 생성된다고 추측된다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법 및 본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법은,

(c1) 어닐링된 강판을 냉각하고, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는,

(c2) 어닐링된 강판을 냉각하고, 다시 실온까지 냉각하고, 그 후, 용융 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하고,

(d) 용융 아연 도금된 강판을 2단계 냉각하는

것을 특징으로 한다.

용융 아연 도금은 Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금이다.

강판에, Fe이 7질량％ 미만인 도금층을 형성한 경우, 통상, 도금층에 합금화 처리를 실시하지 않고, 용융 아연 도금 강판으로서 사용하는 경우가 많다. 한편, 강판에, Fe이 7질량％ 이상인 도금층을 형성한 경우, 통상, 도금층에 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 사용하는 경우가 많다.

본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법의 (a) 및 (b)는 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법의 (a) 및 (b)와 동일하다. 또한, 본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법의 (d)에서는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법과 마찬가지로, 2단계 냉각을 행할 필요가 있다.

본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서는, 어닐링 후, 강판을 냉각하고, 강판의 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 어닐링 후, 강판을 냉각하고 나서 다시 실온까지 냉각하고, 계속해서 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고 나서, 용융 아연 도금을 실시한다. 어닐링과, 용융 아연 도금 사이에 행해지는 냉각은 상술한 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법의 (c)에 포함되는 냉각과 마찬가지로 행해진다.

용융 아연 도금은 강판 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서, 도금욕에 침지하여 행한다. 강판 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 도금욕에 침지함으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금층을, 밀착성 좋고 균일하게 형성할 수 있다.

강판을 용융 아연 도금욕에 침지할 때의 온도가 지나치게 낮은 경우, 강판의 도금욕으로의 침입 시, 히트싱크가 크고, 용융 아연의 일부가 응고하여, 도금 외관을 열화시키는 경우가 있다. 한편, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지할 때의 온도가 지나치게 높은 경우, 도금욕 온도가 상승하여 조업 트러블을 유발하는 경우가 있다. 또한, 도금욕은 순아연에 더하여, Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유해도 된다.

본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는 강판을 용융 아연 도금욕에 침지함으로써, 본 실시 형태에 관한 강판의 템퍼링과 동일한 조직 제어를 행한다. 침지 시의 강판의 열 이력이, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판의 템퍼링의 열 이력과 동일하면, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 것은 강판의 특성을 손상시키지 않는다.

강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 후에는, 본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판의 제조 방법의 (d)에서는, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법 (d)와 마찬가지로, 2단계 냉각을 행할 필요가 있다.

상기 도금욕에서의 유지와, 도금 후의 상기 2단계 냉각의 조합에 의해, 소요의 조직의 주상의 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 철계 탄화물을 개수 밀도로 5×10⁷(개/㎟) 이상을 석출시키고, 또한 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 20％ 이상으로 하고, 성형성을 유지하면서 내지연 파괴 특성을 현저하게 높일 수 있다.

본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은,

(b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 계속해서, 어닐링하고, 그 후,

(c-1) 어닐링된 강판을 냉각하고, 강판의 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하거나, 또는,

(c-2) 어닐링된 강판을 냉각하고, 다시 실온까지 냉각하고, 그 후, 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고,

(d) 합금화 처리된 강판을 2단계 냉각하는

것을 특징으로 한다.

또한, 본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은, (d)에 이어서, (e) 재가열하고, 열처리를 실시한 후, 실온까지 냉각하는

것을 포함해도 된다.

상기 합금화 용융 아연 도금은 Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금이다.

본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은 본 발명 아연 도금 강판의 제조 방법에, 용융 아연 도금층을 합금화하는 공정이 더해진 것이다. 합금화 온도가 부족하면, 밀착성이 좋은 합금화층이 형성되지 않고, 한편, 과잉이면, 합금화층이 지나치게 두꺼워져, 도금층의 성형성이 저하된다.

본 발명자들이 실험을 행한 결과, 예를 들어 합금화 온도를 약 480℃로 한 경우, 양호한 합금화층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것이 확인되었다.

본 실시 형태에 관한 합금화 아연 도금 강판의 제조 방법은 합금화 및 2단계 냉각을 행한 후에, 수소 트랩 능력이 높은 계면을 형성하는 철계 탄화물 중의 ε계 탄화물의 비율을 증가시키도록, 다시 열처리를 행해도 된다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하거나, 또는, (a2) 일단 냉각한 후 가열하고, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 계속해서 어닐링하고, 그 후, (c) 어닐링된 강판을 냉각하고, 계속해서 템퍼링을 행하고, 그 후, (d) 템퍼링 된 강판을 2단계 냉각하는 것을 구비하고 있었다.

용융 아연 도금 강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하거나, 또는, (a2) 일단 냉각한 후 가열하고, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 계속해서 어닐링하고, 그 후, (c1) 어닐링된 강판을 냉각하고, 강판의 온도를 용융 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는, (c2) 어닐링된 강판을 냉각하고, 다시 실온까지 냉각하고, 그 후, 용융 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하고, (d) 용융 아연 도금된 강판을 2단계 냉각하는 것을 구비하고 있었다.

합금화 용융 아연 도금 강판의 실시예의 제조 방법은, (a) 표에 개시된 조성을 갖는 주조 슬래브를, (a1) 직접, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하거나, 또는, (a2) 일단 냉각한 후 가열하고, 열간 압연에 제공하고, 계속해서 권취하고, (b) 산세 후, 냉간 압연에 제공하고, 계속해서 어닐링하고, 그 후, (c-1) 어닐링된 강판을 냉각하고, 강판의 온도를 아연 도금욕 온도 부근으로 하고 나서 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하거나, 또는, (c-2) 어닐링된 강판을 냉각하고, 다시 실온까지 냉각하고, 그 후, 아연 도금욕 온도 부근까지 가열하고, 용융 아연 도금을 실시하고, 이어서 합금화 처리를 실시하고, (d) 합금화 처리된 강판을 2단계 냉각하는 것을 구비하고 있었다.

통상법에 따라, 모든 열연 강판은 산세되었다. 모든 실시예 및 비교예(열간 압연 또는 냉간 압연 중에 깨짐이 발생한 것을 제외함)의 열간 압연 후의 판 두께는 3.2㎜이고, 1차 냉각 속도는 2℃/sec였다. 그 밖의 제조 조건은 표에 나타난 바와 같다. 표 중의 기호 「*1」은 열간 압연 중에 깨짐이 발견되었으므로, 제조가 중지된 것을 나타내고, 표 중의 기호「*2」는 냉간 압연 중에 깨짐이 발견되었으므로, 제조가 중지된 것을 나타낸다. 기호「*1」 또는 「*2」가 붙여진 예는, 특성 평가가 행해지지 않았다. 도금에 관하여 「NO」라고 기재된 예에는, 도금이 행해지지 않았다. 도금에 관하여 「YES」라고 기재되고, 또한 합금화에 관하여 「NO」라고 기재된 예에는 용융 아연 도금이 행해지고, 도금 및 합금화의 양쪽에 관하여 「YES」라고 기재된 예에는 합금화 용융 아연 도금이 행해졌다.

얻어진 강판에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율(조직 A 체적분율), 페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종의 합계 체적분율(조직 B 체적분율), 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트 및 펄라이트의 합계 체적분율(조직 C 체적분율), 템퍼링 마르텐사이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도(탄화물 개수 밀도) 및 철계 탄화물의 개수에 대한 ε계 탄화물의 개수의 비율(ε계 탄화물의 비율)을 구했다. 또한, 얻어진 강판의 인장 강도(TS), 전체 신율(EL) 및 구멍 확장성(λ)을 측정하고, 얻어진 강판의 내지연 파괴 특성을 평가했다.

인장 강도와 신율에 대해서는, 강판의 압연 방향에 직각으로 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z2242에 준거하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS)와 전체 신율(El)을 측정했다. 구멍 확장성에 대해서는, 일본 철강 연맹 규격 JFS T1001에 준거하여 구멍 확장률[λ(％)]을 측정했다.

스트립상 시험편의 굽힘 가공 반경은 10㎜로 했다. 두께 1.3㎜의 스트립상 시험편에 부여하는 부하 응력은 강판의 인장 강도(TS)의 60％로 하고, 두께 1.6㎜의 스트립상 시험편에 부여하는 부하 응력은 강판의 인장 강도(TS)의 90％로 했다. 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력으로 파단한 스트립상 시험편을 「VERY BAD」, 인장 강도(TS)의 60％의 부하 응력으로 파단하지 않고, 인장 강도(TS)의 90％의 부하 응력으로 파단한 스트립상 시험편을 「BAD」, 양쪽의 부하 응력으로 파단하지 않은 스트립상 시험편을 「GOOD」이라고 평가했다. 「GOOD」 평가의 강판은 내지연 파괴 특성이 우수한 강판이다.

표에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예의 강판에 있어서는, 석출된 다량의 철계 탄화물이 수소 트랩 사이트로서 기능하여 내지연 파괴 특성이 현저하게 우수하고, 또한 조직의 상 구성이고 성형성도 우수한 것을 알 수 있다. 또한, 비교예의 강판에 있어서는, 강도, 내지연 파괴 특성, 성형성의 적어도 어느 하나가 뒤떨어져 있는 것을 알 수 있다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 자동차, 건조물, 가전 제품 등의 구조 부재로서 적합한, 인장 강도가 780㎫ 이상인 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판과, 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은 구조 부재 제조 및 이용 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims

화학 성분이, 질량％로,
C:0.05 내지 0.40％,
Si:0.05 내지 3.00％,
Mn:1.50％ 이상 3.50％ 미만,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
N:0.01％ 이하,
O:0.006％ 이하,
Al:0 내지 2.00％,
Cr:0 내지 1.00％,
Mo:0 내지 1.00％,
Ni:0 내지 1.00％,
Cu:0 내지 1.00％,
Nb:0 내지 0.30％,
Ti:0 내지 0.30％,
V:0 내지 0.50％,
B:0 내지 0.01％,
Ca:0 내지 0.04％,
Mg:0 내지 0.04％ 및
REM:0 내지 0.04％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
판 두께 1/4부의 조직이, 체적분율로,
템퍼링 마르텐사이트:70％ 이상 및
페라이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종:합계로 20％ 미만
을 함유하고,
상기 판 두께 1/4부의 조직에 있어서, 체적분율로, 잔류 오스테나이트가 10％ 미만이고, 프레시 마르텐사이트가 10％ 이하이고, 펄라이트가 10％ 이하이고, 또한 상기 잔류 오스테나이트, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 펄라이트의 합계 체적분율이 15％ 이하이고,
상기 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 템퍼링 마르텐사이트 중의, 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물의 개수 밀도가 5×10⁷개/㎟ 이상이고,
상기 판 두께 1/4부에 있어서의 긴 직경 5㎚ 이상의 상기 철계 탄화물의 개수에 대한, ε계 탄화물의 개수의 비율이 20％ 이상이고,
인장 강도가 780㎫ 이상인
것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
Cr:0.05 내지 1.00％,
Mo:0.01 내지 1.00％,
Ni:0.05 내지 1.00％ 및
Cu:0.05 내지 1.00％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
Nb:0.005 내지 0.30％,
Ti:0.005 내지 0.30％ 및
V:0.005 내지 0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
B:0.0001 내지 0.01％를 함유하는
것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 화학 성분이, 질량％로,
Ca:0.0005 내지 0.04％,
Mg:0.0005 내지 0.04％ 및
REM:0.0005 내지 0.04％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 철계 탄화물의 평균 긴 직경이 350㎚ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층이 형성되어 있는
것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판의 표면에, Fe이 15질량％ 이하이고, 잔부가 Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있는
것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.