KR102226643B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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심페이 요시오카
노부유키 나카무라
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

판 두께 : 0.5 ∼ 2.6 mm 이며 또한 인장 강도 (TS) : 1320 MPa 이상의 고강도를 갖고, 내지연 파괴 특성, 특히는 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공한다. 특정 성분 조성과 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 90 ％ 초과 100 ％ 이하이고, 특정 조건을 만족하는 개재물군 A 가 2 개/㎟ 이하 및 특정 조건을 만족하는 개재물군 B 가 5 개/㎟ 이하로 존재하고, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 4000 개/㎟ 이하로 존재하고, 평균 구 γ 입경이 6 ∼ 15 ㎛ 인 강 조직을 갖는 강판으로 한다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 냉간 프레스에 의해 성형되는 자동차, 가전 등의 부품의 제조에 적합한 강판에 관한 것이다.
최근, 자동차 차체에 대한 경량화 요구의 추가적인 증가로부터, 센터 필러 R/F (레인포스먼트) 등의 차체 골격 부품이나, 범퍼, 임펙트 빔 부품 등 (이하, 부품이라고도 한다) 에 대한 TS : 1320 ∼ 1470 MPa 급의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 또, 자동차 차체의 추가적인 경량화의 관점에서, TS : 1800 MPa 급 (1.8 GPa 급), 나아가서는 그 이상의 강도를 갖는 강판의 적용에 대해서도 검토가 개시되고 있다.
종래, 열간에서 프레스하는 열간 프레스 성형에 의한 고강도 강판의 적용의 검토가 정력적으로 진행되어 왔지만, 최근에는, 비용·생산성의 관점에서, 다시 냉간 프레스 성형에 의한 고강도 강판의 적용이 검토되고 있다.
그러나, TS : 1320 MPa 급 이상의 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하여 부품으로 한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 강판 그 자체로 인한 내지연 파괴 특성의 열화에 의해, 지연 파괴가 발생할 우려가 있다.
여기서, 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 부품을 구성하는 강판 내에 침입하여, 원자 간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 발생시키는 것에 의해 미소 균열이 발생하고, 그 미소 균열이 진전됨으로써 파괴에 이르는 현상이다.
이와 같은 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술로서, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량％ 또는 질량ppm 으로, C : 0.08 ∼ 0.18 ％, Si : 1 ％ 이하, Mn : 1.2 ∼ 1.8 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, sol. Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.005 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하, B : 5 ∼ 25 ppm 에 더하여, Nb : 0.005 ∼ 0.04 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％, Zr : 0.005 ∼ 0.04 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, Ceq 와 TS 의 관계가 TS ≥ 2270 × Ceq ＋ 260, Ceq ≤ 0.5, Ceq ＝ C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 을 만족하고, 미크로 조직 (강 조직) 에 대해, 체적률로 80 ％ 이상의 마텐자이트를 함유시킴으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
또, 특허문헌 2, 3 및 4 에는, 강 중의 S 량을 일정 수준까지 저감시킴과 함께, Ca 를 첨가함으로써, 내수소 유기 (誘起) 균열을 방지하는 기술이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 5 에는, C : 0.1 ∼ 0.5 ％, Si : 0.10 ∼ 2 ％, Mn : 0.44 ∼ 3 ％, N ≤ 0.008 ％, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％ 를 함유함과 함께, V : 0.05 ∼ 2.82 ％, Mo : 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만, Ti : 0.03 ∼ 1.24 ％, Nb : 0.05 ∼ 0.95 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유시켜, 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 합금 탄화물을 분산시킴으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
일본 특허공보 제3514276호 일본 특허공보 제5428705호 일본 공개특허공보 소54-31019호 일본 공개특허공보 2013-213242호 일본 특허공보 제4427010호
여기서, 상기한 지연 파괴는, 프레스 가공한 실제 부품에서는, 전단이나 타발 (打拔) 가공에 의해 절단되는 강판의 단면 (端面) (이하, 전단 단면이라고도 한다) 으로부터 발생하는 경우가 대부분이다. 이것은, 전단 단면에서는 이미 파괴 한계 변형에 이른 영역 (이하, 변형 영향부라고도 한다) 이 존재하고 있는 것이나, 또 변형 영향부의 근방에서는 크게 가공 경화되어 있기 (즉, 비례 한계가 증가되어 있기) 때문에, 계속되는 프레스 가공 후에 잔류하는 인장 응력도 높아지는 것이 원인으로 생각되어진다. 실제로, 전단 단면인 채의 강판의 지연 파괴 한계 응력은, 변형 영향부를 리머 가공으로 제거한 경우의 지연 파괴 한계 응력의 1/3 ∼ 1/20 정도이다. 요컨대, 전단 단면으로부터 발생하는 지연 파괴에 대한 내지연 파괴 특성 (이하, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이라고도 한다) 이, 실제 부품의 내지연 파괴 특성을 결정짓는 주된 인자의 하나라고 생각되어진다.
그러나, 특허문헌 1 ∼ 5 의 기술은 모두, 강판 그 자체의 내지연 파괴 특성을 개선하고자 하는 것으로, 전단 단면의 변형 영향부의 존재를 충분히 고려한 것은 아니다. 이 때문에, 특허문헌 1 ∼ 5 의 기술에 따르는 강판에서는, 전단 단면의 내지연 파괴 특성의 개선 효과가 반드시 충분한 것이라고는 할 수 없다.
또, 특허문헌 2 ∼ 4 는, 본디 판 두께 10 mm 이상의 이른바 후강판을 대상으로 하는 것으로, 자동차 부품 등으로 성형되는 이른바 박강판을 대상으로 하는 것은 아니다. 또, 이러한 후강판과 박강판은, 판 두께를 비롯하여, 제조 과정에서의 누적 압하율, 미크로 조직 (강 조직), 재료 강도, 나아가서는 프레스에 의한 가공도도 크게 상이한 것이 된다.
본 발명은, 상기의 현 상황을 감안하여 개발된 것으로서, 판 두께 : 0.5 ∼ 2.6 mm 이며 또한 인장 강도 (TS) : 1320 MPa 이상의 고강도를 갖고, 내지연 파괴 특성, 특히, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 보다 구체적으로는, 전단이나 슬릿에 의한 블랭크 가공 혹은 타발에 의한 천공 가공 후에 냉간 프레스 성형을 실시하는 경우, 또는, 냉간 프레스 성형 후에 전단에 의한 부품의 절단 혹은 타발에 의한 천공 가공을 실시하는 경우에 얻어지는 프레스 성형품에 있어서도, 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지는 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
i) 전단 단면에 있어서의 내지연 파괴 특성은, 전단 단면의 손상 정도 (표층의 경화량 및 잔류 응력) 와, 내부에 대한 균열의 진전 용이성에 지배되고 있고, 특히, TS ≥ 1320 MPa 급의 고강도 강판에 있어서는, 장축 길이가 100 ㎛ 이상인 거대한 개재물군 (개재물군 A) 이, 전단 단면 내부에서의 국소적인 변형이나 잔류 응력을 증가시키고, 지연 파괴의 기점·전파 경로가 되어, 그 특성에 악영향을 미친다.
이 개재물군 A 는, MnS, Al2O3, (Al,Ca)-O 를 주로 한 개재물군으로, 판 두께 중앙부에 많이 존재하므로 표층만의 처리만으로는 불충분하고, 판 두께 중앙부까지 포함한 개재물군 A 의 저감이 필요하다. 특히, 판 두께가 0.5 ∼ 2.6 mm 인 박강판에서는, 판 두께 중앙의 Mn 중심 편석부에서 300 ㎛ 이상에 걸쳐 점렬상으로 나열된 개재물군 A 가 많이 관찰되는 경우가 있고, 이것이 지연 파괴에 다대한 악영향을 미친다. 이 때문에, 이러한 개재물군 A 의 저감이 중요하다. 이 개재물군 A 는, Mn 을 최대한 저감시킨 다음에 S 를 적어도 10 질량ppm 미만, 바람직하게는 6 질량ppm 이하로 저감시킴으로써 저감된다.
ii) Nb, Ti 의 미량 첨가로 내지연 파괴 특성은 현저하게 개선된다. 그러나, C ≥ 0.13 ％ 의 강에서는, 이들 첨가량이 많은 경우나 복합하여 첨가되는 경우에 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화되는 경우가 관찰되었다. C ≥ 0.13 ％ 의 강에서는, 장축 길이가 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만인 비교적 큰 개재물군 (개재물군 B) 이 잔존하고, 개재물군 B 도 개재물군 A 와 마찬가지로, 악영향을 미치는 것으로 생각되어진다. 이 개재물군 B 는, 클러스터상으로 분포된 Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N), Ti(C,S) 또는 그것을 핵으로 MnS 가 복합 석출된 개재물이다. Mn ≥ 1.8 ％ 에서는, Mn 의 미크로 편석 및 매크로 편석이 일정량 발생하고 있고, 그 편석 지점에서 이것들이 복합하여 생성되기 쉬워지므로, Mn 편석 그 자체의 악영향이나 MnS 의 복합 석출과 더불어, 단순하게 Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N), Ti(C,S) 가 석출된 경우와 비교하여, 이 개재물군 B 에 의한 악영향은 현저하게 커진다.
이에 반해, Nb, Ti 의 함유량을 특정 범위로 제어하고, 슬래브 가열 온도와 시간을 엄밀하게 제어하는 것, 또한 N, S 함유량을 극한까지 저감시킴으로써 Nb, Ti 를 첨가한 강이더라도 개재물의 악영향이 경감되어, 내지연 파괴 특성이 대폭 향상된다. 또, Nb, Ti 를 첨가한 강판을 CAL, CGL 등의 연속 어닐링 공정에서 고온 어닐링하여 γ 립을 성장시킴으로써 내지연 파괴 특성이 개선된다.
iii) 고용 B 의 잔존에 의해, 내지연 파괴 특성은 현저하게 개선된다. 그러나, 상기한 특허문헌 2 ∼ 4 의 후강판과는 달리 냉간 압연 후에 어닐링이 실시되는 냉연 강판에서는, 특히 고용 B 를 잔존시킨 강에서는, 어닐링에 의해 세멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 응집·조대화되어 일부가 그대로 미고용 상태로 잔존하여, 전단 단면의 지연 파괴에 악영향을 미친다. 이 때문에, 이러한 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물의 저감도 중요해진다. 이 탄화물의 저감에는, 연속 어닐링 (CAL) 공정에서 고온·장시간 어닐링하는 것이 유효하다.
본 발명은, 상기의 지견에 기초하고, 더욱 검토를 더한 끝에 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
[1] 질량％ 로, C : 0.13 ∼ 0.40 ％, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.8 ∼ 4 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.0010 ％ 미만, sol. Al : 0.2 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 미만, B : 0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 미만, O : 0.0020 ％ 미만을 함유함과 함께, 추가로, Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 미만, Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 미만의 1 종 또는 2 종을 (1) 식, (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 90 ％ 초과 100 ％ 이하이고, 평균 구 γ 입경이 6 ∼ 15 ㎛ 이고, 하기 조건 A 를 만족하는 개재물군 A 가 2 개/㎟ 이하 및 하기 조건 B 를 만족하는 개재물군 B 가 5 개/㎟ 이하로 존재하고, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 4000 개/㎟ 이하로 존재하는 강 조직을 갖고, 판 두께가 0.5 ∼ 2.6 mm 이고, 인장 강도가 1320 MPa 이상인 강판.
[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 ··· (1) 식
[％Ti] × [％Nb]2 ＜ 7.5 × 10-6 ··· (2) 식
여기서, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
(조건 A)
(i) 개재물군의 장축의 길이가 100 ㎛ 이상이다.
(ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에 개재물 입자 간의 최단 거리가 30 ㎛ 이하이다.
(조건 B)
(i) 개재물군의 장축의 길이가 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만이다.
(ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우 개재물 입자 간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다.
[2] 상기 마텐자이트 및/또는 상기 베이나이트의 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물이, 0.3 × 107 개/㎟ 이상으로 존재하는 [1] 에 기재된 강판.
[3] 잔류 γ 의 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 미만인 [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.
[4] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 1 ％ 및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[5] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％, V : 0.003 ∼ 0.5 ％, Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％ 및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[6] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％, Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％, La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[7] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％ 및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[8] 표면에 도금층을 갖는 [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[9] [1], [4] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도 : 1220 ℃ 초과로 하여 100 min 이상 균열시간 유지한 후에 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을, 압하율 : 20 ∼ 75 ％ 로 하여 판 두께가 0.5 ∼ 2.6 mm 가 되도록 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을, 860 ℃ 이상 910 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 150 ∼ 600 초 균열하고, 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨 후, 420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도까지 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 어닐링을 실시하는 강판의 제조 방법.
[10] 상기 어닐링은, 280 ℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 상기 냉각을 한 후에, 필요에 따라 재가열을 실시하여 120 ∼ 280 ℃ 의 온도역에서 15 초 ∼ 3 일간 유지하고, 그 후 실온까지 냉각시키는 어닐링인 [9] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[11] 상기 어닐링의 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 과정에서 도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시하는 [9] 또는 [10] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[12] 상기 도금 처리의 도금욕 침지 후에 480 ∼ 600 ℃ 로 가열하여 합금화 처리하는 [11] 에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 판 두께 : 0.5 ∼ 2.6 mm 이며 또한 인장 강도 (TS) : 1320 MPa 이상의 고강도를 갖고, 내지연 파괴 특성, 특히, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 강판이 얻어진다. 또, 본 발명의 강판은, 전단이나 타발 가공을 수반하는 냉간 프레스 성형 용도에 바람직하기 때문에, 부품 강도의 향상이나 경량화에 기여하고, 나아가서는 비용 삭감에도 기여한다.
이하, 본 발명의 실시형태를 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태로 한정되지 않는다.
먼저, 본 발명의 강판에 있어서의 성분 조성에 대해 설명한다. 성분 조성에 있어서의 원소의 함유량의 단위는 모두 「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히 「％」로 나타낸다.
C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하 (0.13 ∼ 0.40 ％)
C 는, ??칭성을 향상시키는 원소로, 소정의 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 면적률을 확보함과 함께, 이들 조직의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1320 MPa 를 확보하는 관점에서 필요하다. 또, 마텐자이트 및 베이나이트의 내부에 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 탄화물을 생성시켜, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 작용을 갖는다. 여기서, C 함유량이 0.13 ％ 미만에서는 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없게 된다. 바람직하게는 0.14 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.16 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면 강도가 지나치게 높아져, 충분한 내지연 파괴 특성을 얻는 것이 어려워진다. 바람직하게는 0.30 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.25 ％ 이하이다. 이상으로부터, C 함유량은 0.13 ∼ 0.40 ％ 로 한다. 또한, 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하면서 TS ≥ 1470 MPa 를 얻는 관점에서는, C 함유량은 0.17 ％ 초과로 하는 것이 바람직하다.
Si : 1.5 ％ 이하
Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소이다. 또, Si 는, 200 ℃ 이상의 온도역에서 강판을 템퍼링하는 경우에, 필름상의 탄화물의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 또한, 판 두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감시켜 MnS 생성의 억제에도 기여한다. 또한, 연속 어닐링시의 강판 표층부의 산화에 의한 탈탄, 나아가서는 탈 B 의 억제에도 기여한다. 여기서, Si 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 상기와 같은 효과를 충분히 얻으려면, Si 를 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.10 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 그 편석량이 많아져 내지연 파괴 특성이 열화된다. 또, 열간 압연 및 냉간 압연에 의한 압연 하중의 증가나 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Si 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다. 또한, Si 함유량은 0 ％ 여도 된다.
Mn : 1.8 ∼ 4 ％
Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시키고, 소정의 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 면적률을 확보하기 위해 함유시킨다. 또, Mn 은, 강 중의 S 를 MnS 로서 고정시켜, 열간 취성을 경감시키는 효과를 갖는다. Mn 함유량이 1.8 ％ 미만에서는, 가스나 미스트로 냉각시키는 어닐링 라인에 있어서, 냉각 중에 페라이트가 생성되어 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 크게 열화된다. 페라이트 생성을 억제하기 위해 Mn 은 1.8 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn 은, 판 두께 중앙부에서의 MnS 의 생성·조대화를 특히 조장하는 원소로, Mn 함유량이 4 ％ 를 초과하면, S 를 극한까지 저감시켜도 판 두께 중앙부에서의 거대한 개재물군 A 및 B 의 수와 크기가 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 1.8 ∼ 4 ％ 로 한다. 또한, 판 두께 중앙부의 조대한 MnS 를 더욱 저감시켜, 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서는, Mn 함유량은 1.8 ％ 이상 3.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.8 ％ 이상 2.8 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또, 페라이트의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서는, Mn 은 1.9 ％ 이상, 나아가 2.3 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
P : 0.02 ％ 이하
P 는, 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, P 함유량은 0.02 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. 용접부의 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서는 P 는 0.005 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.002 ％ 정도이다.
S : 0.0010 ％ 미만
S 함유량은, MnS, TiS, Ti(C,S) 등의 형성을 통해 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 큰 악영향을 미치므로, 엄밀하게 제어할 필요가 있다. 특히, MnS 는, 열간 압연에서 압연과 함께 연신되고, 또 냉간 압연에서는 파쇄되면서 연신되어 간다. 그리고, 최종 제품에서는 80 ∼ 400 ㎛ 정도의 길이에 이르는 개재물군 (개재물군 A, B) 을 형성한다. 또, Nb, Ti 를 첨가한 강에서 Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N) 등이 슬래브 가열시에 잔존하고 있으면, 그 주위에 복합하여 MnS 가 생성되므로, 그 결과, 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만의 길이의 개재물군 (개재물군 B) 의 형성을 조장하고, 또한, Nb(C,N) 등과 비교하여 MnS 가 주위를 덮음으로써 모상과의 박리 강도의 저하를 초래하여 지연 파괴를 현저하게 악화시킨다. 본 발명의 박강판의 경우, 예를 들어, 주조 슬래브의 두께는 약 180 ∼ 250 mm, 최종 제품판의 판 두께는 0.5 ∼ 2.6 mm 가 되므로, 누적 압하량은 약 99 ％ 나 된다. 박강판에서는, 압연 방향으로의 강판의 연신율이 후강판인 경우의 5 ∼ 10 배에 달하므로, MnS 의 폐해는 더욱 커지고, 전단 단면에서는 그 악영향이 현저해진다. 또, 특히 전단 단면에서는, 판 두께 방향의 모든 영역이 노출되어 있으므로, 판 두께 중앙부의 Mn 편석부에 거대한 개재물군 A 가 형성된다. 그 결과, Mn 편석과 함께 내지연 파괴 특성에 특히 악영향을 준다. 이 개재물군 A 에 의한 폐해를 경감시키기 위해, S 함유량은 0.0010 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0006 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0004 ％ 이하이다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 정도이다.
sol. Al : 0.2 ％ 이하
sol. Al 은 충분한 탈산을 실시하고, 강 중 개재물을 저감시키기 위해 첨가된다. 여기서, 안정적으로 탈산을 실시하기 위해서는, sol. Al 함유량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, sol. Al 함유량이 0.2 ％ 초과가 되면, 열간 압연 후의 권취시에 생성된 세멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 어닐링에 의해 잘 고용되지 않게 되어, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 따라서, sol. Al 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.
N : 0.0060 ％ 미만
N 은, 강 중에서 TiN, (Nb,Ti)(C,N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 개재물을 형성하는 원소로, 이것들의 생성을 통해 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이들 개재물 단체에서는 지연 파괴에 대한 영향도는 작지만, 그 일부가 MnS 의 석출핵이 되어 MnS 와 함께 점렬상으로 분포하여 거대한 개재물군 (개재물군 B) 을 형성함으로써, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이와 같은 개재물군의 생성을 억제하기 위해, N 함유량은 0.0060 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0045 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. 또한, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006 ％ 정도이다.
B : 0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 미만
B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로, Mn 량이 적은 경우라도, 소정 면적률의 마텐자이트 및/또는 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 또, 고용 B 의 잔존에 의해 내지연 파괴 특성은 향상된다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 를 0.0003 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 또, 0.0005 ％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 한편, B 함유량이 0.0035 ％ 이상이 되면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 어닐링시의 세멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 세멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존하게 되고, 이로써, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 바람직하게는 0.0030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0025 ％ 이하이다. 이상으로부터, B 함유량은 0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 미만으로 한다.
O : 0.0020 ％ 미만
O 는, 강 중에서 직경 1 ∼ 20 ㎛ 의 Al2O3, SiO2, CaO, MgO, (Al,Ca)-O 등의 산화물계 개재물을 형성하는 원소로, 이것들의 생성을 통해 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이와 같은 내지연 파괴 특성에 대한 악영향을 작게 하기 위해, O 함유량은 0.0020 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0015 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다. 또한, O 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 현재, 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0005 ％ 정도이다.
본 발명에서는 Nb 및 Ti 의 적어도 1 종을 함유한다. Nb 함유량이 하기의 하한치 미만 (0.002 ％ 미만) 이더라도, Ti 가 하기의 본 발명 범위 내에 있고, (1) 식 및 (2) 식을 만족하는 경우, Nb 를 불가피적 불순물로서 함유하는 것으로 한다. Ti 함유량이 하기의 하한치 미만 (0.002 ％ 미만) 이더라도, Nb 가 하기의 본 발명 범위 내에 있고, (1) 식 및 (2) 식을 만족하는 경우, Ti 를 불가피적 불순물로서 함유하는 것으로 한다. 따라서, 이것들은 모두 본 발명 범위이다.
Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 미만
Nb 는, 구 γ 립의 미세화나, 그로 인한 마텐자이트 및 베이나이트의 내부 구조의 미세화, 수소 트랩 사이트가 되는 미세 석출물의 형성, 집합 조직의 형성을 통해, 미량 첨가이더라도 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성의 개선에 현저하게 기여한다. 이와 같은 관점에서, Nb 는 0.002 ％ 이상으로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 그러나, Nb 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 NbN, Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N) 등의 Nb 계의 조대한 석출물이 증가하고, 게다가 MnS 가 복합 석출됨으로써, 현저하게 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, Nb 는 0.035 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다.
Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 미만
Ti 는, 구 γ 립의 미세화나, 그로 인한 마텐자이트 및 베이나이트의 내부 구조의 미세화, 수소 트랩 사이트가 되는 미세 석출물의 형성, 집합 조직의 형성을 통해, 미량 첨가이더라도 고강도화 또한 내지연 파괴 특성의 개선에 현저하게 기여한다. 또한, 주조성의 개선에도 기여한다. 이와 같은 관점에서, Ti 는 0.002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 단, Ti 를 다량으로 함유하면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 TiN, Ti(C,N), Ti(C,S), TiS 등의 Ti 계의 조대한 석출물이 증가하고, 게다가 MnS 가 복합 석출됨으로써, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, Ti 를 0.040 ％ 미만으로 함유하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다.
[％Ti] ＋ [％Nb] : 0.007 ％ 초과
Nb, Ti 는 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소로, 이것들의 효과를 얻기 위해서는, 적어도 이것들의 함유량을 합계로 0.007 ％ 초과로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. 상한에 대해서는 0.060 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.040 ％ 이하이다. 또한, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
[％Ti] × [％Nb]2 : 7.5 × 10-6 미만
Nb, Ti 의 함유량이 과잉이 되면, 개재물군 B 의 형성을 통해 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화된다. 특히, Nb 와 Ti 가 복합하여 첨가되는 경우에는 석출물이 안정화되어 조대한 개재물로서 잔존하기 쉬워 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화된다. 따라서, 이것들의 첨가량은 엄밀하게 제어되지 않으면 안 된다. 그 악영향을 저감시키려면, 이것들의 함유량을 [％Ti] × [％Nb]2 ＜ 7.5 × 10-6 의 범위로 제어할 필요가 있다. [％Ti] × [％Nb]2 ≤ 5.0 × 10-6 이 바람직하고, 보다 바람직하게는 [％Ti] × [％Nb]2 ≤ 3.0 × 10-6 이다. 또, [％Ti] × [％Nb]2 ≥ 0.05 × 10-6 인 경우가 많다. 또한, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
이상, 기본 성분에 대해 설명하였지만, 본 발명의 강판은, 이하의 임의 원소를 적절히 함유할 수 있다.
추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 1 ％ 및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.
Cu : 0.005 ∼ 1 ％
Cu 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또, Cu 의 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에 대한 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. Cu 는, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입되는 원소로, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 저감시킬 수 있다. 이와 같은 관점에서 Cu 는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 또한 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는, Cu 는 0.05 ％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Cu 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 발생을 초래하므로, Cu 함유량은 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.
Ni : 0.01 ∼ 1 ％
Ni 도, Cu 와 마찬가지로, 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또, Ni 는, Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운, 표면 결함의 발생을 억제하는 작용이 있다. 이 때문에, Ni 는 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이상이다. 그러나, Ni 함유량이 지나치게 많아지면, 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져, 오히려 표면 결함을 발생시키는 원인이 된다. 또, 비용 증가도 초래한다. 이 때문에, Ni 함유량은 1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.
추가로 질량％ 로, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％, V : 0.003 ∼ 0.5 ％, Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％ 및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.
Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％
Cr 은, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻으려면, Cr 을 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면, 어닐링시의 세멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 세멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 잔존함으로써 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 또, 내공식성 (耐孔食性), 나아가서는 화성 처리성이 열화된다. 따라서, Cr 함유량은 0.01 ∼ 1.0 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cr 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면, 내지연 파괴 특성이나 내공식성, 화성 처리성이 열화될 우려가 생기므로, 이것들을 방지하는 관점에서는, Cr 함유량은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo : 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하
Mo 는, 강의 ??칭성의 향상 효과나, 수소의 트랩 사이트가 되는 Mo 를 함유하는 미세한 탄화물의 생성 그리고 마텐자이트 및 베이나이트의 미세화에 의한 내지연 파괴 특성의 추가적인 개선 효과를 얻을 목적에서, 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 그러나, Mo 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 화성 처리성이 현저하게 열화된다. 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다. 이상으로부터, Mo 함유량은 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
V : 0.003 ∼ 0.5 ％
V 는, 강의 ??칭성의 향상 효과나, 수소의 트랩 사이트가 되는 V 를 함유하는 미세한 탄화물의 생성 및 마텐자이트나 베이나이트의 미세화에 의한 내지연 파괴 특성의 추가적인 개선 효과를 얻을 목적에서, 0.003 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.007 ％ 이상이다. 그러나, V 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 주조성이 현저하게 열화된다. 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.09 ％ 이하이다. 가장 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 이상으로부터, V 함유량은 0.003 ∼ 0.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.
Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％
Zr 은, 강의 ??칭성의 향상 효과나, 수소의 트랩 사이트가 되는 Zr 를 함유하는 미세한 탄화물의 생성 및 마텐자이트나 베이나이트의 미세화에 의한 내지연 파괴 특성의 추가적인 개선 효과를 얻을 목적에서, 0.005 ％ 이상으로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 단, Zr 을 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 ZrN 이나 ZrS 와 같은 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, Zr 함유량은 0.2 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.
W : 0.005 ∼ 0.2 ％
W 는, 강의 ??칭성의 향상 효과나, 수소의 트랩 사이트가 되는 W 를 함유하는 미세한 탄화물의 생성 및 마텐자이트나 베이나이트의 미세화에 의한 내지연 파괴 특성의 추가적인 개선 효과를 얻을 목적에서, 0.005 ％ 이상으로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.030 ％ 이상이다. 단, W 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 WN 이나 WS 와 같은 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 이 때문에, W 함유량은 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.
추가로 질량％ 로, Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％, Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％, La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.
Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
Ca 는, S 를 CaS 로서 고정시켜, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0008 ％ 이상이다. 단, Ca 는 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, Ca 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
Ce 도, Ca 와 마찬가지로, S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Ce 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 단, Ce 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성이 열화되므로, Ce 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
La 도, Ca 와 마찬가지로, S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, La 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, La 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성이 열화되므로, La 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
Mg 는 MgO 로서 O 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이 때문에, Mg 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이상이다. 단, Mg 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성이 열화되므로, Mg 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0025 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.
추가로 질량％ 로, Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％ 및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.
Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％
Sb 는, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 그로 인한 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. 또, C 나 B 의 함유량의 상기 저감이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화함과 함께, 내지연 파괴 특성이 개선된다. 이와 같은 관점에서, Sb 는 0.002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.006 ％ 이상이다. 단, Sb 를 0.1 ％ 를 초과하여 함유시키면, 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 편석되어, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sb 는 0.1 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.
Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％
Sn 은, 강판 표층부의 산화나 질화를 억제하고, 그로 인한 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. 또, C 나 B 의 함유량의 상기 저감이 억제됨으로써, 강판 표층부의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화함과 함께, 내지연 파괴 특성이 개선된다. 이와 같은 관점에서, Sn 은 0.002 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다. 단, Sn 을 0.1 ％ 를 초과하여 함유시키면, 주조성이 열화되고, 또, 구 γ 입계에 편석되어, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sn 은 0.1 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.
또한, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또, 상기 임의 원소를 하한치 미만으로 함유하는 경우, 상기 임의 원소를 불가피적 불순물로서 함유하는 것으로 한다.
다음으로, 본 발명의 강판에 있어서의 강 조직에 대해 설명한다.
마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률 : 90 ％ 초과 100 ％ 이하
TS ≥ 1320 MPa 의 고강도와 우수한 내지연 파괴 특성을 양립하기 위해, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 90 ％ 초과로 한다. 이보다 적으면 페라이트, 잔류 γ (잔류 오스테나이트) 중 어느 것이 많아져, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 바람직하게는 92 ％ 이상, 보다 바람직하게는 94 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 96 ％ 이상이다. 또한, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률은 합계로 100 ％ 인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강 조직은, 마텐자이트 및 베이나이트의 양자를 함유한다. 베이나이트는, 연성 향상에 기여하므로, 1 ∼ 25 ％ 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 마텐자이트 및 베이나이트 이외의 잔부는, 페라이트, 잔류 γ 등이 된다. 상기 이외에 비금속 개재물, 세멘타이트도 구성 조직으로서 함유되지만, 이것들의 면적률은 매우 적기 때문에, 이것들의 면적률은 제외하고 평가한다. 잔류 γ 의 면적률은 특별히 규정하지 않지만, 잔류 γ 는 내지연 파괴 특성을 열화시키기 때문에, 그 면적률은 5 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
개재물군 A
개재물군 A 는, 구체적으로는 이하의 조건 A 를 만족한다.
(조건 A)
(i) 개재물군의 장축의 길이가 100 ㎛ 이상이다.
(ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에 개재물 입자 간의 최단 거리가 30 ㎛ 이하이다.
조건 (i)
개재물군 A 의 장축의 길이는 100 ㎛ 이상이다. 장축의 길이가 100 ㎛ 이상인 개재물군은, 내지연 파괴 특성에 큰 악영향을 주기 때문에, 후술하는 개재물군 B 와는 구별하여 고려할 필요가 있다.
조건 (ii)
개재물군 A 를 구성하는 개재물 입자의 장축의 길이는, 0.3 ㎛ 이상이다. 상기 장축의 길이가 0.3 ㎛ 이상인 것에 주목하는 것은, 0.3 ㎛ 미만의 개재물 입자는, 그것들이 집합하였다고 해도 내지연 파괴 특성에 대한 악영향이 작기 때문이다. 이것은, 개재물군 A 의 존재 빈도가 적고, 그 미만의 크기에서는 균열이 연결되어 신전되기 어렵기 때문이다. 또, 장축의 길이는, 압연 방향에 있어서의 개재물 입자의 길이를 의미한다.
개재물군 A 가 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물 입자 간의 최단 거리가 30 ㎛ 이하이다. 조건 (i) 을 만족하는 개재물군에 대해, 이와 같이 개재물군을 정의함으로써, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 개재물군이 적절히 표현되고, 이 정의에 기초하는 개재물군의 단위 면적 (㎟) 당 개수를 조정함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. 최단 거리는, 개재물 입자의 길이 방향 단부를 중심점으로 한 압연 방향에 대해 ±10°의 부채꼴상의 영역에 있는 개재물 입자를 대상으로 한다 (일부가 상기 영역에 포함되는 경우에는 대상으로 한다). 또한, 입자 간의 최단 거리는 각 입자의 외주 상의 점끼리의 최단 거리이다.
개재물군 A 를 구성하는 개재물 입자의 형상, 존재 상태에 대해서는, 특별히 한정되지 않지만, 본 발명에 있어서는, 통상적으로, 압연 방향으로 신전된 개재물 입자이거나, 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 개재물이거나 한다. 「압연 방향으로 점렬상으로 분포된 개재물 입자」란, 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 것을 가리킨다. 압연 방향으로 점렬상으로 분포란, 예를 들어, 압연 방향으로 연장되는 개재물이, 냉간 압연시에 분할되어 점렬상으로 분포된 것과 동일한 분포 상태이다. 또한, 이것은 분포 상태의 설명으로, 냉간 압연에 의해 분할되어 점렬상으로 분포된 것에 한정하는 의미는 아니다.
본 발명에서는, 이상의 조건을 만족하는 개재물군 A 의 개수 밀도 (분포 밀도) 가, 2 개/㎟ 이하이다. 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, MnS 나 산화물, 질화물로 구성되는 상기와 같은 개재물군을 판 두께 표층부 ∼ 판 두께 중앙부의 영역, 특히 판 두께 중앙부에 있어서, 충분히 저감시킬 필요가 있다. TS ≥ 1320 MPa 의 고강도 강을 사용한 부품에 있어서도 전단 단면으로부터의 균열 발생을 억제하기 위해, 이러한 개재물군은 2 개/㎟ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0 개/㎟ 로 하는 것이다. 또한, 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우에는, 장축의 길이가 100 ㎛ 이상인 개재물 입자를 1 개의 개재물 입자군으로 하여, 1 ㎟ 당의 개재물군의 개수를 측정한다.
개재물군 B
개재물군 B 는, 구체적으로는 이하의 조건 B 를 만족한다.
(조건 B)
(i) 개재물군의 장축의 길이가 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만이다.
(ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우 개재물 입자 간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다.
조건 (i)
개재물군 B 의 장축의 길이는 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만이다. 장축의 길이가 20 ㎛ 미만인 경우, 내지연 파괴 특성에 대한 악영향이 작기 때문에, 20 ㎛ 이상으로 한다. 장축 길이가 100 ㎛ 를 초과하는 것은, 내지연 파괴 특성에 대한 영향이 특히 크기 때문에, 개재물군 A 로서 고려한다. 장축의 길이는, 압연 방향에 있어서의 개재물군의 길이를 의미한다.
조건 (ii)
개재물 입자의 장축의 길이가 0.3 ㎛ 이상이다. 상기 장축의 길이가 0.3 ㎛ 이상인 것에 주목하는 것은, 0.3 ㎛ 미만의 개재물은, 그것들이 집합하였다고 해도 내지연 파괴 특성에 대한 영향이 작기 때문이다. 또, 장축의 길이는, 압연 방향에 있어서의 개재물 입자의 길이를 의미한다. 개재물군 B 가 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에는, 개재물 입자 간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다. 조건 (i) 을 만족하는 개재물군에 대해, 이와 같이 개재물군을 정의함으로써, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 개재물군이 적절히 표현되고, 이 정의에 기초하는 개재물군의 단위 면적 (㎟) 당 개수를 조정함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. 또한, 최단 거리의 측정에 있어서는, 개재물군의 길이 방향 단부를 중심점으로 한 압연 방향에 대해 ±10°의 부채꼴상의 영역에 있는 개재물 입자를 대상으로 한다 (일부가 상기 영역에 포함되는 경우에는 대상으로 한다). 입자 간의 최단 거리는 각 입자의 외주 상의 점끼리의 최단 거리이고, 입자군과 입자 간의 최단 거리는 입자의 외주상의 점과 입자군을 구성하는 입자 간의 최단 거리이고, 입자군 간의 최단 거리는 각 입자군의 입자끼리의 최단 거리이다.
또한, 개재물군 B 를 구성하는 개재물 입자의 형상, 존재 상태에 대해서는, 특별히 한정되지 않지만, 본 발명에 있어서는, 통상적으로, 개재물군 A 의 경우와 마찬가지로, 압연 방향으로 신전된 개재물 입자이거나, 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 개재물이거나 한다.
본 발명에서는, 이상의 조건을 만족하는 개재물군 B 의 개수 밀도가, 5 개/㎟ 이하이다. 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해, MnS 나 산화물, 질화물로 구성되는 상기와 같은 개재물군 B 의 양을 판 두께 표층부 ∼ 판 두께 중앙부의 영역, 특히 판 두께 중앙부에 있어서, 충분히 저감시킬 필요가 있다. TS ≥ 1320 MPa 의 고강도 강을 사용한 부품에 있어서도 전단 단면으로부터의 균열 발생을 억제하기 위해, 이러한 개재물군의 개수 밀도는 5 개/㎟ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 바람직하게는 4 개/㎟ 이하이다. 더욱 바람직하게는 3 개/㎟ 이하이다. 또한, 이와 같은 개재물군 B 는, 0 개/㎟ 로 하는 것이 바람직하다. 또, 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우에는, 장축의 길이가 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만인 개재물 입자를 1 개의 개재물 입자군으로 하여, 1 ㎟ 당의 개재물군의 개수를 측정한다.
애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물 : 4000 개/㎟ 이하
전단 단면의 내지연 파괴 특성과 개재물 입자의 관계를 상세하게 조사한 결과, 지금까지 일반적으로 실시되어 온 어닐링 조건에서는, 세멘타이트 등의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이 완전하게는 고용되지 않고, 어느 일정량 잔존하는 경우가 있는 것이 판명되었다. 또한, 이 미고용의 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물, 구체적으로는, 애스펙트비가 2.0 이하, 장축의 길이가 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 조대한 탄화물이, 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 악영향을 미치는 것이 판명되었다. 또한, 이 조대한 탄화물은, 템퍼링 과정에서 석출되는 입 내의 미세 탄화물이나 입계에 있어서의 필름상의 조대 석출물과는 분명하게 상이한 형태를 나타내는 것이다.
여기서, 애스펙트비가 2.0 이하인 것, 장축의 길이가 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 것에 주목하는 이유는, 애스펙트비가 2.0 이하, 장축의 길이가 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 조대한 탄화물이, 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 악영향을 미치는 것이 판명되었기 때문이다.
또, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이란, 구체적으로는 세멘타이트 (θ), η, χ, ε 등의 Fe-C 계의 탄화물이고, 이것들에 Mn, Si, B, Cr, Mo 등이 약간 고용된 것이다. 또, 「주성분」이란 탄소 이외의 Fe, Mn, Si, B, Cr, Mo 등의 원소에 관한 것이고, 그것들의 비율에 있어서 Fe 를 50 at％ 이상 함유하는 것을 의미한다.
이러한 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물은, 4000 개/㎟ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 바람직하게는 2000 개/㎟ 이하이다. 더욱 바람직하게는 1500 개/㎟ 이하이다. 또한, 이와 같은 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물은, 0 개/㎟ 로 하는 것이 바람직하다.
후술하는 바와 같이, 템퍼링 과정에서 석출되는 입 내의 미세 탄화물이나 입계에 있어서의 필름상의 석출물은, SEM 반사 전자 이미지에서 흑색을 나타내지 않기 때문에, 흑색을 나타내는 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물과 식별이 가능하다.
평균 구 γ 입경 : 6 ∼ 15 ㎛
Nb 나 Ti 를 첨가한 강에서는, 고온 어닐링을 실시하여, γ 립를 적당히 조대화하는 것이 내지연 파괴 특성의 개선에 유효하다. 이 메커니즘은 분명하지는 않지만, 고온 어닐링하여 γ 립를 성장시킴으로써 내지연 파괴 특성의 개선에 유리한 집합 조직이 발달하는 것이 생각되어진다. 내지연 파괴 특성 개선의 관점에서, 평균 구 γ 입경은, 6 ∼ 15 ㎛ 로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 7 ㎛ 이상, 보다 바람직하게는 8 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 9 ㎛ 이상이다. 상한에 대해서는 12 ㎛ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 10 ㎛ 이하이다. 또한, 평균 구 γ 입경은 평균 입경을 의미한다.
마텐자이트 및/또는 베이나이트의 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물 : 0.3 × 107 개/㎟ 이상
마텐자이트 및/또는 베이나이트의 내부에 분포하는 미세 탄화물은 주로 템퍼링 과정에서 석출된 Fe 를 주체로 하는 탄화물이다. 이들 탄화물은, 전단 가공에 있어서의 파면의 평활도를 향상시키고, 또, 수소 침입 환경하에서의 수소 트랩 사이트로서 활용할 수 있다. 이 때문에, 템퍼드 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물은 0.3 × 107 개/㎟ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 × 107 개/㎟ 이상, 더욱 바람직하게는 0.7 × 107 개/㎟ 이상이다. 또한, 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 상한을 0.7 ∼ 10 × 107 개/㎟ 정도로 하는 것이 바람직하다. 그 이상에서는 강도가 지나치게 높아져 내지연 파괴 특성이 열화되는 경우가 있다. 또, 마텐자이트 및 베이나이트의 어느 것에도, 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물이 함유되는 경우에는, 마텐자이트 및 베이나이트의 양방에 대해 상기 탄화물의 개수를 측정한다. 마텐자이트 및 베이나이트의 어느 것에밖에 상기 탄화물이 함유되지 않는 경우에는, 탄화물이 함유되는 조직의 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물의 개수를 측정하고, 이것에 대해 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적에 대한 밀도를 계산한다.
또, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물이란, 구체적으로는 세멘타이트 (θ), η, χ, ε 등의 Fe-C 계의 탄화물이고, 이것들에 Mn, Si, B, Cr, Mo 등이 약간 고용된 것이다. 또, 「주성분」이란 탄소 이외의 Fe, Mn, Si, B, Cr, Mo 등의 원소에 관한 것이고, 그것들의 비율에 있어서 Fe 를 50 at％ 이상 함유하는 것을 의미한다.
다음으로, 상기한 조직의 분석·측정 방법에 대해 설명한다.
먼저, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률, 그리고 잔부가 되는 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면 (斷面) (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정할 수 있다. 여기서, 마텐자이트 및 베이나이트는 SEM 에서는 회색 혹은 백색을 나타내고, 페라이트는, SEM 에서 흑색의 콘트라스트를 나타낸다. 또한, 400 ℃ 초과의 온도역에서 생성되는 베이나이틱 페라이트는 그 내부에 전위를 조금밖에 포함하지 않고, 특성은 페라이트와 거의 동등하므로, 이것은 페라이트로서 계측한다. 또, 마텐자이트 및 베이나이트의 내부에는, 미량의 탄화물, 질화물, 황화물 및 산화물이 함유되지만, 이것들을 제외하는 것은 곤란하므로, 이것들을 포함한 영역의 면적률을, 마텐자이트 및 베이나이트의 면적률로 한다. 또, 잔류 γ 가 존재하는 경우에는, 마텐자이트 및 베이나이트의 면적률은, 상기의 SEM 관찰에 의해 구해진 마텐자이트 및 베이나이트의 면적률로부터 X 선 회절에 의해 구해진 잔류 γ 의 면적률을 뺌으로써 구하였다.
여기서, 베이나이트는 이하의 특징을 갖는다. 즉, 애스펙트비가 2.5 이상이고 플레이트상의 형태를 나타내고 있고, 마텐자이트와 비교하면 약간 흑색의 조직이다. 플레이트의 폭은 0.3 ∼ 1.7 ㎛ 이다. 베이나이트 내부의 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물 (이하, 탄화물 B 라고도 한다) 의 분포 밀도는 0 ∼ 3 개/㎛2 이다.
잔류 γ 의 면적률은, X 선으로 구한 잔류 γ 의 체적률과 동등한 것으로 가정하고, 그 값을 사용하였다. 잔류 γ 의 체적률은, 예를 들어, Co 를 타깃으로 한 KαX 선원을 이용하여, 강판 1/4 두께 위치에서의 X 선 회절에 의한 α 의 (200) (211) (220) 면, γ 의 (200) (220) (311) 면의 적분 강도비로부터 구할 수 있다.
또, 개재물군 A, 개재물군 B 의 1 ㎟ 당 개수 밀도는, 강판의 L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 강판의 표층으로부터 1/5t ∼ 4/5t 의 영역 (t 는 강판의 두께), 즉 표면에서부터 판 두께에 대해 1/5 두께 위치로부터, 판 두께 중심을 사이에 두고, 이측 표면측의 1/5 두께 위치까지의 영역에 있어서 1 ㎟ 의 영역을 연속해서 SEM 으로 약 100 시야 촬영하고, 촬영한 SEM 사진으로부터, 이와 같은 개재물군의 개수를 계측함으로써 구할 수 있다. 강판의 표층으로부터 1/5t ∼ 4/5t 의 영역에서 측정하는 것은, 강판 표층에는 개재물군 A, B 모두 존재 빈도가 적고, 판 두께 중앙 부근에서 특히 많은 것, 그 결과 판 두께 중앙 부근부터 초기 균열이 발생하기 때문이다. 사진은 2000 배로 확대하여 측정하는 것이 바람직하다. 개재물군 A 는 필름상으로 얇게 생성되어 있으므로, 압연면과 평행한 면에서 관찰하는 경우나, 광학 현미경으로 관찰하는 경우에는 식별하는 것이 곤란하고, 마찬가지로 그 길이를 정확하게 계측하는 것도 곤란하다.
여기서, SEM 이미지는 반사 전자 이미지로 하는 것이 바람직하다. 또, 촬영하는 배율은 1000 배가 바람직하다. 단, 개재물 입자의 사이즈나 개재물 입자 간의 거리를 정확하게 파악하기 어려운 경우에는 적절히, 개개의 개재물 입자를 5000 배로 확대하여, 상기의 개재물군을 화상 판정하면 된다.
또한, 개재물 입자 간의 최단 거리는, 상기와 같이, 표면 간 거리이고, 본 화상으로부터 구할 수 있는 표면 간 거리를 의미한다. 또, 최단 거리의 측정 방향은, 상기와 같이, 압연 방향 또는 압연 방향 ±10 도의 범위에 있는 경우로 한정한다.
또, 개재물군이, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물군의 압연 방향에 있어서의 전체 길이 (장축의 길이) 는, 개재물군의 압연 방향 양단에 위치하는 개재물 입자끼리의 압연 방향 외단부 사이의, 압연 방향의 길이가 된다. 또, 개재물군이 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물군의 압연 방향에 있어서의 전체 길이는, 이 개재물 입자의 압연 방향에 있어서의 길이가 된다.
또한, 이 개재물군을 형성하는 개개의 개재물 입자는, 주로 Mn, Ti, Zr, Ca, REM 계의 황화물, Al, Ca, Mg, Si, Na 계의 산화물, Ti, Zr, Nb, Al 계의 질화물, Ti, Nb, Zr, Mo 계의 탄화물이다. 이들 개재물군의 상당수는 주조 공정에서 생성되어, 그 후, 슬래브 가열시에 미고용으로 존재하고 있던 것이고, 나머지는, 그 후의 열연·권취·어닐링에 의해 그것에 복합 혹은 근접하여 재석출된 것이다. 또한, 이 개재물 입자에는, Fe 를 주성분으로 하는 탄화물은 포함하지 않는다.
또, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물 (이하, 탄화물 A 라고도 한다) 의 1 ㎟ 당 개수 (분포 밀도) 는, 강판의 L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 혹은 나이탈로 극히 경미하게 부식시켜, 강판의 판 두께의 1/4 두께 위치에서 SEM 을 사용하여 5000 배로 15 시야 촬영하여 계측할 수 있다. 또한, 애스펙트비는 「장축 길이/단축 길이」이고, 관찰면 상에서, 단축 방향과 장축 방향은 직교한다.
여기서, SEM 이미지는 반사 전자 이미지로 하는 것이 바람직하고, 탄화물 A 는 반사 전자 이미지에서 흑색을 나타내는 입자이다. 또한, 후술하는 마텐자이트 및/또는 베이나이트 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물 (이하, 탄화물 B 라고도 한다) 은 반사 전자 이미지에서는 흑색을 나타내지 않기 때문에, 이것들은 분리하여 측정 가능하다.
또, Fe 를 주체로 하는 탄화물인 것은, EDX 로 당해 입자의 원소 분석을 실시함으로써, 확인할 수 있다.
구 γ 립의 평균 입경은, 강판의 L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 구 γ 입계를 부식시키는 약액 (예를 들어 포화 피크르산 수용액이나 이것에 염화 제 2 철을 첨가한 것) 으로 부식시키고, 강판의 판 두께의 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 400 배의 배율로 임의로 4 시야 관찰하여 구 γ 입경을 측정할 수 있다. 또한, 입경은 얻어진 사진을 사용하여 절단법으로 측정할 수 있다. 요컨대, 사진 상에 압연 방향, 압연 방향과 직각 방향 (판 두께 방향) 각각으로 20 개의 직선을 긋고, 그것들과 교차하는 입계의 수를 계측하고, 나아가 합계 선 길이를 교차한 입계의 합계수로 나눈 값에 1.13 을 곱함으로써 측정할 수 있다.
또, 마텐자이트 및/또는 베이나이트 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물 (이하, 탄화물 B 라고도 한다) 의 개수 (분포 밀도) 는, 각 상의 면적률의 측정에서 사용한 나이탈로 부식시킨 시료를 사용하여, 강판의 판 두께의 1/4 두께 위치에서, SEM 의 2 차 전자 이미지로 10000 배의 배율로 4 시야 촬영하고, 25000 배의 배율까지 확대한 사진을 사용하여, 측정할 수 있다.
또한, 탄화물 B 는 마텐자이트나 베이나이트립 내에 존재하고 있고, 백색을 나타내는 입자이다. 또, 탄화물 B 의 직경은, 장축을 a, 단축을 b 로 하였을 때, 원 환산 상당 직경인 (a × b)0.5 로 하여 구할 수 있다.
또, 본 발명의 강판에서는, 판 두께 및 인장 강도 TS 를 이하의 범위로 한다.
판 두께 : 0.5 ∼ 2.6 mm
판 두께가 두꺼워지면, 자동차 부품에서 필요한 굽힘 성형이 곤란해진다. 예를 들어, 판 두께가 2.6 mm 를 초과하면, 5 mm 이하의 굽힘 반경에서 90 도 이상의 굽힘 각도를 얻을 수 없게 되어, 자동차용 부품에 대한 적용이 곤란해진다. 한편, TS ≥ 1320 MPa 이상의 고강도 강판을 판 두께 : 0.5 mm 미만으로까지 얇게 하여 제조하는 것은, 압연 하중 증대의 문제로부터 매우 곤란하다. 따라서, 판 두께는 0.5 ∼ 2.6 mm 의 범위로 한다. 하한에 대해 바람직하게는 0.6 mm 이상, 보다 바람직하게는 0.8 mm 이상이다. 상한에 대해 바람직하게는 2.0 mm 이하, 보다 바람직하게는 1.8 mm 이하이다.
인장 강도 TS : 1320 MPa 이상
전단 단면의 내지연 파괴 특성의 열화는, 강판의 인장 강도가 1320 MPa 이상에서 특히 현재화된다. 1320 MPa 이상에서도, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 양호한 점이 본 발명의 특징 중 하나이다. 이 때문에, 여기서는, 인장 강도 : 1320 MPa 이상의 강판을 대상으로 한다. 인장 강도의 상한에 대해, 본 발명의 강판에서는, 2000 MPa 이하나 1900 MPa 이하가 되는 경우가 많다.
또, 본 발명의 강판이 갖는 우수한 내지연 파괴 특성이란, 실시예에 있어서 평가되는 지연 파괴 특성이 TS : 1320 MPa 이상 1500 MPa 미만에서는 「파괴 없음」, TS : 1500 MPa 이상 1550 MPa 미만에서는 지연 파괴 시간이 24 hr 이상, TS : 1550 MPa 이상 1670 MPa 미만에서는 지연 파괴 시간이 6 hr 이상, TS : 1670 MPa 이상에서는 지연 파괴 시간이 1.0 hr 이상이다.
또, 본 발명의 과제를 해결하기 위해 필수는 아니지만, 항복 강도 (YP) 는 800 MPa 이상 1500 MPa 이하인 경우가 많다. 또, 전연신 (El) 은 5 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위에 있는 경우가 많다.
이상의 본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 갖는 강판이어도 된다. 도금층은 Zn 도금이어도 되고 다른 금속의 도금이어도 된다. 또, 용융 도금층, 전기 도금층의 어느 것이어도 된다. 본 발명에서는 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
슬래브 가열 온도 : 1220 ℃ 초과
강 슬래브를 열간 압연하는 방법으로는, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등을 들 수 있다. 본 발명의 제조 방법에 있어서는, 슬래브 가열 온도를 1220 ℃ 초과로 하는 것이 매우 중요하다. 슬래브 가열 온도 (표면 온도) 를 1220 ℃ 초과로 함으로써, 황화물, 탄질화물의 고용 촉진과 Mn 편석의 경감이 도모되고, 상기한 개재물군의 크기나 개수 저감이 도모된다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1220 ℃ 초과로 한다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 1400 ℃ 이하이다. 또, 슬래브 가열시의 평균 가열 속도는 5 ∼ 15 ℃/분으로 하면 된다.
슬래브 균열 유지 시간 : 100 min 이상
1220 ℃ 초과의 슬래브 표면 온도에서의 유지 시간 (균열 시간) 이 100 min 이상이 되도록 유지한다. 발명자들의 조사 결과, 개재물군 B 가 잔존하는 주된 원인은, 슬래브 가열 온도가 개재물의 용해 온도에 도달해 있어도 충분한 시간이 확보되어 있지 않아 용해 상태가 평형에 이르지 않은 것이 원인인 것이 밝혀졌다. 균열 시간을 충분히 확보함으로써 황화물, 탄질화물의 고용 촉진이 도모되고, 내지연 파괴 특성이 개선된다. 100 min 미만에서는 Nb, Ti 계의 탄질화물의 고용이 불충분해져, 그것들이 잔존함과 함께, 그것들을 핵으로 하여 MnS 가 석출되므로 내지연 파괴 특성이 열화된다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만 250 min 이하, 보다 바람직하게는 200 min 이하이다. 더욱 바람직하게는 175 min 이하이다.
또한, 압연율로부터 산출한 강의 연신 변형 : ε1 (폭 방향의 변화가 없는 것으로 가정한 경우의 진변형) 에 대한 MnS 계 개재물의 개재물군으로서의 장축의 연신 변형 : ε2 (파쇄한 경우에는 그로 인한 개재물 간 거리의 증가를 포함한 장경의 증가량) 의 비율 ε2/ε1 은, 열간 압연 및 냉간 압연에서 각각 0.60, 0.65 로, 어느 공정에서도 연신되는 것을 알 수 있었다.
이것은, 열간 압연에서의 압하율과 비교하여, 냉간 압연에서의 압하율을 작게 함으로써 개재물의 신전도를 저감시킬 수 있지만, 압하율의 배분 조정에 의한 효과는 매우 작고, 누적 압하율이 지배적인 것을 의미한다. 요컨대, 최종 제품판의 판 두께에 대해 슬래브의 주조 두께를 얇게 하는 것이 중요하다. 그러나, 실제로는 슬래브를 얇게 하면 생산성을 저해하므로, 슬래브 주조 두께는 100 ∼ 250 mm 의 범위로 하고, 특히 150 ∼ 200 mm 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 정법 (定法) 에 따라, 950 ℃ 이상의 온도역에서의 누적 압하율은 90 ∼ 98 ％, 냉간 압연도 포함한 950 ℃ 이하의 누적 압하율은 50 ∼ 92 ％ 로 하면 된다.
마무리 압연 온도 : 840 ∼ 950 ℃ 로 하여 마무리 압연을 실시하고, 그 후, 10 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하의 냉각 속도로 450 ℃ 초과 ∼ 630 ℃ 의 온도역까지 냉각시켜 권취하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도 (FT) 는, 변태를 촉진시키는 관점에서, 840 ∼ 950 ℃ 의 범위로 하고, Ar3 변태점을 하회하지 않는 범위에서 저온화하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서는 560 ℃ 이하의 권취 온도로 함으로써 원하는 조직으로 하기 쉬워진다. 또한, 평균 구 γ 입경을 6 ㎛ 이상으로 하기 위해 450 ℃ 초과의 권취 온도로 한다.
또, 강판 (코일) 의 판 두께 변동을 억제하기 위해서는, 마무리 압연 후, 30 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하의 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도까지 냉각시키고, 530 ℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 또한, 애스펙트비가 2.0 이하, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물의 양을 저감시키는 관점에서도, 권취 온도 (CT) 는 낮을수록 바람직하고, 구체적으로는 530 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이어서, 필요에 따라, 권취된 코일을 회전시키면서 수랭하고, 코일러로부터 꺼낸다. 이 때, 수랭 시간은 최대한 짧게 하는 것이 바람직하고, 수랭을 실시하지 않는 것이 보다 바람직하다. 450 ℃ 초과 ∼ 630 ℃ 의 온도역에서 코일을 권취한 후, 그 후의 표면 산화나 불균일한 변태를 억제하는 관점에서, 코일인 채로 수랭하거나, 또는 풀어서 물 혹은 가스로 냉각시켜도 된다. 이와 같은 급랭에 의해 애스펙트비가 2.0 이하, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물을 저감시킬 수도 있다.
또, 강판 표면에 생성된 1 차 스케일 및 2 차 스케일을 제거하기 위해 디스케일링을 실시하는 것이 바람직하다. 디스케일링은 충돌압 : 500 MPa 이상의 고압에서 실시하는 것이 바람직하다. 이로써 적스케일의 잔존과 2 차 스케일의 생성 두께를 저감시킬 수 있고, 열간 압연에서의 권취에 있어서, 스케일 중의 산소가 강판 내로 도입되는 것으로 인한 강판의 표면 산화를 경감시킬 수 있다. 그 결과, 최종 제품에서의 표층의 산화층의 두께를 저감시킬 수 있어, 내식성의 향상에 기여한다. 또, 강판의 표층부에 있어서의 C, B 의 산화에 의한, 이들 원소의 표층부 부근에서의 저감을 방지할 수 있어, 후술하는 연속 어닐링에 있어서, 강판의 표층부에서의 페라이트 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 전단 단면의 내지연 파괴 특성도 개선된다.
또한, 열연 코일을 냉간 압연하기 전에 충분히 산세하여 스케일의 잔존을 경감시키는 것이 바람직하다. 또, 냉간 압연에 있어서의 하중 저감의 관점에서, 필요에 따라 열연판 어닐링을 실시해도 된다.
냉간 압연의 압하율 : 20 ∼ 75 ％
냉간 압연에서는, 압하율을 20 ∼ 75 ％ 로 하여 냉간 압연 후의 강판의 판 두께를 0.5 ∼ 2.6 mm 로 하면 되고, 그 이외의 조건에 대해서는 정법에 따르면 된다. 압하율의 하한에 대해 바람직하게는 30 ％ 이상, 보다 바람직하게는 40 ％ 이상이다. 압하율의 상한에 대해 바람직하게는 72 ％ 이하, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다. 판 두께의 하한에 대해 바람직하게는 0.6 mm 이상, 보다 바람직하게는 0.8 mm 이상, 더욱 바람직하게는 1.0 mm 이상이다. 판 두께의 상한에 대해 바람직하게는 2.4 mm 이하, 보다 바람직하게는 2.1 mm 이하, 더욱 바람직하게는 1.8 mm 이하이다.
어닐링
상기 냉간 압연 후의 강판에, 연속 어닐링 (CAL) 으로, 어닐링과 템퍼링 처리 (자기 템퍼링을 위한 처리도 포함한다) 를 실시하고, 그 후 필요에 따라 조질 압연을 실시한다. 여기서 중요한 것은,
(1) 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 면적률의 확보,
(2) 미고용 탄화물 (애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물) 의 저감 (어닐링시의 탄화물의 고용 촉진),
(3) 적절한 직경의 구 γ 립의 유지,
(4) 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 내부에 있어서의 탄화물의 미세 분산,
이 달성되도록, 강 조직을 조정하는 것이다. 여기서, (1) ∼ (4) 를 달성하기 위한 포인트는 이하와 같다.
고온·장시간 어닐링하는 것 ((1) 과 (2) 에 대응), 과도하게 고온·장시간의 어닐링을 피하는 것 ((3) 에 대응), 어닐링 후, 고온에서부터 급랭을 실시하는 것 ((1) 에 대응), 특정 온도역에서 소정 시간 템퍼링하는 것 ((4) 에 대응) 이다.
860 ℃ 이상 910 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 150 ∼ 600 초 균열
상기 서술한 바와 같이, 애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인 Fe 를 주성분으로 하는 탄화물 (탄화물 A) 은, 어닐링 후에도 미고용으로 잔존하는 세멘타이트 입자 등의 탄화물이고, 이러한 탄화물을 충분히 저감시키려면, 고온·장시간 어닐링할, 구체적으로는, 어닐링 온도 : 860 ℃ 이상에서 150 초 이상 균열할 필요가 있다. 한편, 어닐링 온도가 910 ℃ 를 초과하거나, 또는 균열 시간이 600 초를 초과하면, 구 γ 립의 조대화를 초래하여, 오히려 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, 860 ℃ 이상 910 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 150 ∼ 600 초 균열한다. 보다 바람직하게는 870 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도에서 300 ∼ 600 초 균열한다. 또, 상기 어닐링 온도와 균열 시간은, 하기 어닐링 온도에서부터의 냉각 조건과 함께, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 원하는 범위로 하는 것에 기여한다.
어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각
페라이트, 잔류 γ 와 같은 잔부 조직을 저감시켜, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 90 ％ 이상으로 하기 위해서는, 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 2 ℃/s 보다 작으면 페라이트가 많이 생성됨과 함께, 탄소가 γ 에 농화되어 마텐자이트가 경질화되어 내지연 파괴 특성이 열화된다. 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상적으로 100 ℃/s 정도이다.
420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상
420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도역에서의 냉각 속도가 느리면 베이나이틱 페라이트나 미세한 하부 베이나이트가 생성되어, 강도 저하나 잔류 γ 의 증가로 인한 내지연 파괴 특성의 열화를 초래한다. 또, 마텐자이트, 베이나이트 내부에 조대한 탄화물을 형성하는 경우가 있다. 이 때문에, 내지연 파괴 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 온도역은 신속하게 냉각시키는 것이 바람직하다. 그래서, 420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 20 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 70 ℃/s 이상이다. 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상적으로 2000 ℃/s 정도이다. 베이나이트를 1 ％ 이상 생성시키는 관점에서는, 420 ℃ 부터 280 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 1000 ℃/s 이하로 하거나, 혹은 280 ℃ ∼ 230 ℃ 의 온도역에서 5 초 이상 유지하는 것이 바람직하다.
강판에 용융 도금 처리를 실시하는 경우에는, 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 냉각시키는 과정에서 도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 필요에 따라 도금욕 침지 후에 480 ∼ 600 ℃ 로 가열하여 합금화 처리하는 것이 가능하다.
또, 280 ℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 상기 냉각 후, 필요에 따라 재가열 처리를 실시하고, 그 후, 120 ∼ 280 ℃ 의 온도역에서 15 초 ∼ 3 일간 유지한다.
마텐자이트 및/또는 베이나이트 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물은, ??칭 후의 저온역에서의 유지 중에 생성되는 탄화물이고, 이 분포 밀도를 0.2 × 107 개/㎟ 이상으로 하려면, 실온 부근까지 급랭한 후에 120 ∼ 280 ℃ 로 재가열하고 15 초 ∼ 3 일 유지하거나, 또는 냉각 정지 온도를 120 ∼ 280 ℃ 로 하고, 유지 시간을 15 초 ∼ 3 일로 제어하는 것이 유리하다. 유지 온도가 280 ℃ 이하인 온도역에서 냉각 속도를 저하시키는 것이나, 실온까지 냉각시킨 후에 배치 어닐링함으로써 상기의 열 이력으로 하는 것도 가능하다.
또한, 유지 온도가 120 ℃ 미만, 또는 유지 시간이 15 초 미만이 되면, 마텐자이트 또는 베이나이트 내부의 탄화물의 분포 밀도가 적어져 내지연 파괴 특성의 개선 효과가 작아진다. 한편, 유지 온도가 280 ℃ 를 초과하면, 구 γ 립 내 및 구 γ 입계에서의 탄화물의 조대화가 발생하여, 마텐자이트 또는 베이나이트 내부의 탄화물의 분포 밀도가 불충분해진다. 여기서, 유지 시간은, 바람직하게는 30 초 이상 5 hr 이하이다.
420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도까지 냉각된 강판, 상기한 120 ∼ 280 ℃ 의 온도역에서 15 초 ∼ 3 일간 유지 후 실온까지 냉각시켜 얻어진 강판에, 필요에 따라, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 조질 압연 (스킨 패스 압연) 을 실시할 수 있다. 그 경우, 스킨 패스 신장률은 0.05 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 스킨 패스 롤은 덜롤로 하고, 강판의 조도 Ra 를 0.8 ∼ 1.8 ㎛ 로 조정하는 것이, 형상 평탄화의 관점에서는 바람직하다.
본 강판에 있어서는, 상기와 같이, 어닐링에 의한 균열 후의 냉각 중에 용융 도금 처리를 실시하거나, 또, 어닐링에 의한 균열 후에 전기 도금을 실시하는 등에 의해, 도금 강판으로 할 수 있다. 도금종은 Zn 계 도금 (Zn 계, Zn-Ni 계, Zn-Fe 계 등), Al 도금을 들 수 있다. 용융 도금, 전기 도금을 실시한 후에는 강 중에 침입한 수소를 저감시키기 위해, 280 ℃ 이하의 온도역에서 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.
실시예
표 1 에 나타내는 강 번호 A ∼ W 의 강을 용제 (溶製) 후, 130 ∼ 230 mm 두께의 슬래브로 주조하였다. 주조한 슬래브를, 표 2 (표 2-1 과 표 2-2 를 합쳐 표 2 로 한다) 에 나타내는 조건 (슬래브 가열 온도 (SRT), 슬래브 표면 온도가 1220 ℃ 이상의 시간 (균열 시간), 마무리 압연 온도 (FT)) 으로 하여 열간 압연을 실시하고, 그 후, 평균 냉각 속도 (냉각 속도) : 30 ∼ 200 ℃/s 로 하여 냉각시키고, 표 2 에 나타내는 권취 온도 (CT) 에서 권취하였다. 얻어진 열연 강판을 산세하고, 표 2 에 나타내는 압연율로 냉간 압연을 실시하여, 표 2 에 나타내는 판 두께의 냉연 강판으로 하였다. 또한, 표 1 의 「[％Ti] × [％Nb]2」의 단위는 (질량％)3 이다.
얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 라인에 있어서, 표 2 에 나타내는 조건 (어닐링 온도 (AT), 860 ℃ 이상 910 ℃ 이하의 온도에서의 균열 시간 (유지 시간 1)) 으로 하여 어닐링하고, 그 후, 어닐링 온도 ∼ 420 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 (1 차 냉각 속도) 를 표 2 에 나타내는 조건, 420 ℃ ∼ 280 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 (2 차 냉각 속도) 를 표 2 에 나타내는 조건에서 냉각시켰다. 표 2 에 나타내는 냉각 정지 온도, 또는, 필요에 따라 재가열한 후의 유지 온도 (유지 온도 2), 그 온도에서의 표 2 에 나타내는 유지 시간 (유지 시간 2) 의 조건에서 템퍼링 처리를 실시하였다 (단, No10 은, 유지를 실시하지 않고 100 ℃ 까지 완전히 식힌 예이다. 유지 시간의 항목에는 냉각에 필요로 한 시간을 기재하였다.). 또한, 여기서는 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이 된 온도를 냉각 정지 온도로 하였다. 또, 그 후, 신장률 : 0.1 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 최종적인 강판을 얻었다. 얻어진 강판의 두께는 0.5 ∼ 2.6 mm 의 범위 내였다.
강 C 에 대해서는, 어닐링 후, 420 ℃ 까지의 냉각 과정에서 480 ℃ 의 용융 아연 도금욕에 강판을 침지하고, 그 후, 540 ℃ 로 가열하고 15 초 유지하여 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.
[표 1]
Figure 112019019965363-pct00001
[표 2-1]
Figure 112019019965363-pct00002
[표 2-2]
Figure 112019019965363-pct00003
이렇게 하여 얻어진 강판에 대해, 상기한 수법에 의해 강 조직의 분석·측정을 실시하였다.
또, 이하와 같이 하여, 1) 인장 시험, 2) 내지연 파괴 특성의 평가를 실시하였다.
또한, 이것들의 결과를 표 2 에 병기한다.
1) 인장 시험
인장 시험은, 폭 방향으로 코일 폭의 1/4 위치에 있어서, 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록, JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 연신 (El) 을 평가하였다.
2) 내지연 파괴 특성의 평가
내지연 파괴 특성의 평가는 다음과 같이 하여 실시하였다. 즉, 얻어진 강판 (코일) 의 폭 방향으로 코일 폭의 1/4 위치로부터 압연 직각 방향 : 100 mm, 압연 방향 : 30 mm 가 되는 단책 (短冊) 시험편을 채취하여 실시하였다. 길이가 100 mm 가 되는 장변측의 단면의 절단은 전단 가공으로 하고, 전단 가공인 채의 상태에서 (버를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하였다. 전단 가공의 클리어런스는 13 ％, 레이크각은 2 도로 하였다. 굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경을 R 로 강판의 판 두께를 t 로 하였을 때에, R/t ＝ 4.0 이 되는 굽힘 반경 (예를 들어, 판 두께가 2.0 mm 라면, 선단 반경 : 8.0 mm 의 펀치로 굽힘 성형) 으로, 굽힘 정점 내측의 각도가 90 도 (V 굽힘) 가 되도록 실시하였다. 펀치는 선단이 상기의 반경이며 U 자 형상 (선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 몸체부는 두께가 2R) 인 것을 사용하고, 다이의 코너 R 은 30 mm 의 것을 사용하였다. 펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도가 90 도 (V 자 형상) 가 되도록 성형하였다. 굽힘 성형시와 동일한 형상이 되도록 (스프링백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록), 유압 잭으로 시험편을 사이에 두고 조이고 (굽힘 성형 최대 압입시와 동일한 플랜지 단부 거리가 되도록 조이고), 그 상태에서 볼트 체결하였다. 볼트는 미리 단책 시험편의 단변 에지로부터 10 mm 내측에 형성한 타원 형상 (단축 10 mm, 장축 15 mm) 의 구멍에 통과시켜 고정시켰다. 얻어진 볼트 조임 후의 시험편을, 1 개당 1 ℓ 이상의 pH 1 의 염산 (염화수소 수용액) 중에 침지하고, 수용액 온도 : 20 ℃ 의 조건에서 pH 를 일정하게 관리하여 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시하였다. 육안 또는 카메라로, 육안으로 확인할 수 있는 레벨 (대략 1 mm 길이) 의 미소 균열 (지연 파괴의 초기 상태) 의 유무를 확인하고, 시험편의 침지 개시부터 미소 균열이 발생하기 시작할 때까지의 시간을 지연 파괴 시간으로서 측정하였다. 단, 시험편의 침지 개시 후, 200 시간 경과해도 미소 균열이 관찰되지 않았던 것은, 「파괴 없음」으로 판단하였다. 도금 강판에 대해서는, 압연 방향 300 mm × 압연 직각 방향 300 mm 의 판을 채취하고, 희석 염산으로 표면의 Zn 층을 용해 제거하고, 실온에서 1 일 보관 (탈수소 처리) 한 후에, 상기와 동일한 공정으로 시험편 채취·제작을 실시하여, 지연 파괴 평가에 제공하였다.
여기서, TS : 1320 MPa 이상 1500 MPa 미만에서는 「파괴 없음」, TS : 1500 MPa 이상 1550 MPa 미만에서는 지연 파괴 시간이 24 hr 이상, TS : 1550 MPa 이상 1670 MPa 미만에서는 지연 파괴 시간이 6 hr 이상, TS : 1670 MPa 이상에서는 지연 파괴 시간이 1.0 hr 이상이면, 내지연 파괴 특성이 우수한 것으로 판단하였다.
표 2 로부터, 발명예에서는 모두, 인장 강도 (TS) : 1320 MPa 이상의 고강도를 갖고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판이 얻어지고 있음을 알 수 있다.
한편, 비교예에서는, 충분한 강도가 얻어지지 않거나, 내지연 파괴 특성이 충분한 것이라고는 할 수 없었다.
또, 장축 길이가 0.3 ㎛ 미만인 개재물 입자도 포함하여 개재물군 A 나 개재물군 B 를 정의하는 경우, 개재물 입자 간의 최단 거리가 30 ㎛ 를 초과하는 것도 개재물군 A 로 정의하는 경우, 개재물 입자 간의 최단 거리가 10 ㎛ 를 초과하는 것도 개재물군 B 로 정의하는 경우에 대해서는, 개재물군의 개수 밀도와 내지연 파괴 개선 효과의 관계가 명료하지 않았다.

Claims (15)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.13 ∼ 0.40 ％,
    Si : 1.5 ％ 이하,
    Mn : 1.8 ∼ 4 ％,
    P : 0.02 ％ 이하,
    S : 0.0010 ％ 미만,
    sol. Al : 0.01 % 이상 0.2 ％ 이하,
    N : 0.0060 ％ 미만,
    B : 0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 미만,
    O : 0.0020 ％ 미만을 함유함과 함께,
    추가로, Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 미만,
    Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 미만의 1 종 또는 2 종을 (1) 식, (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 90 ％ 초과 100 ％ 이하이고,
    평균 구 γ 입경이 6 ∼ 15 ㎛ 이고,
    하기 조건 A 를 만족하는 개재물군 A 가 2 개/㎟ 이하 및 하기 조건 B 를 만족하는 개재물군 B 가 5 개/㎟ 이하로 존재하고,
    애스펙트비가 2.0 이하이고, 장축이 0.30 ㎛ 이상 2 ㎛ 이하인, Fe 를 50 at% 이상 함유하는 탄화물이 4000 개/㎟ 이하로 존재하는 강 조직을 갖고,
    판 두께가 0.5 ∼ 2.6 mm 이고,
    인장 강도가 1320 MPa 이상인 강판.
    [％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 ··· (1) 식
    [％Ti] × [％Nb]2 ＜ 7.5 × 10-6 ··· (2) 식
    여기서, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
    (조건 A)
    (i) 개재물군의 장축의 길이가 100 ㎛ 이상이다.
    (ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에 개재물 입자 간의 최단 거리가 30 ㎛ 이하이다.
    (조건 B)
    (i) 개재물군의 장축의 길이가 20 ㎛ 이상 100 ㎛ 미만이다.
    (ii) 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우 개재물 입자 간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 마텐자이트, 상기 베이나이트, 또는 상기 마텐자이트와 상기 베이나이트의 내부에 분포되는 직경 10 ∼ 200 nm 의 탄화물이, 0.3 × 107 개/㎟ 이상으로 존재하는 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    잔류 γ 의 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 미만인 강판.
  4. 제 2 항에 있어서,
    잔류 γ 의 조직 전체에 대한 면적률이 5 ％ 미만인 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, 하기 (X) ~ (W) 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 개를 함유하는 강판.
    (X) Cu : 0.005 ∼ 1 ％
    및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
    (Y) Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％,
    Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％,
    V : 0.003 ∼ 0.5 ％,
    Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％
    및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (Z) Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
    및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (W) Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％
    및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
  6. 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, 하기 (X) ~ (W) 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 개를 함유하는 강판.
    (X) Cu : 0.005 ∼ 1 ％
    및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
    (Y) Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％,
    Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％,
    V : 0.003 ∼ 0.5 ％,
    Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％
    및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (Z) Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
    및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (W) Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％
    및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
  7. 제 3 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, 하기 (X) ~ (W) 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 개를 함유하는 강판.
    (X) Cu : 0.005 ∼ 1 ％
    및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
    (Y) Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％,
    Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％,
    V : 0.003 ∼ 0.5 ％,
    Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％
    및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (Z) Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
    및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (W) Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％
    및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
  8. 제 4 항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, 하기 (X) ~ (W) 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 개를 함유하는 강판.
    (X) Cu : 0.005 ∼ 1 ％
    및 Ni : 0.01 ∼ 1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
    (Y) Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％,
    Mo : 0.01 ∼ 0.5 ％,
    V : 0.003 ∼ 0.5 ％,
    Zr : 0.005 ∼ 0.2 ％
    및 W : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (Z) Ca : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    Ce : 0.0002 ∼ 0.0030 ％,
    La : 0.0002 ∼ 0.0030 ％
    및 Mg : 0.0002 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
    (W) Sb : 0.002 ∼ 0.1 ％
    및 Sn : 0.002 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    표면에 도금층을 갖는 강판.
  10. 제 1 항 및 제 5 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 온도 : 1220 ℃ 초과로 하여 100 min 이상 균열시간 유지한 후에 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고,
    그 열연 강판을, 압하율 : 20 ∼ 75 ％ 로 하여 판 두께가 0.5 ∼ 2.6 mm 가 되도록 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
    그 냉연 강판을, 860 ℃ 이상 910 ℃ 이하의 어닐링 온도에서 150 ∼ 600 초 균열하고, 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨 후, 420 ℃ 부터 280 ℃ 이하의 온도까지 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 어닐링을 실시하는 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 어닐링은, 280 ℃ 이하의 온도까지 냉각시키는 상기 냉각을 한 후에, 재가열을 하거나, 또는 재가열을 하지 않고 120 ∼ 280 ℃ 의 온도역에서 15 초 ∼ 3 일간 유지하고, 그 후 실온까지 냉각시키는 어닐링인 강판의 제조 방법.
  12. 제 10 항에 있어서,
    상기 어닐링의 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 과정에서 도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시하는 강판의 제조 방법.
  13. 제 11 항에 있어서,
    상기 어닐링의 어닐링 온도에서부터 420 ℃ 까지 2 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 과정에서 도금욕에 침지하여 도금 처리를 실시하는 강판의 제조 방법.
  14. 제 12 항에 있어서,
    상기 도금 처리의 도금욕 침지 후에 480 ∼ 600 ℃ 로 가열하여 합금화 처리하는 강판의 제조 방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    상기 도금 처리의 도금욕 침지 후에 480 ∼ 600 ℃ 로 가열하여 합금화 처리하는 강판의 제조 방법.
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