KR102226647B1

KR102226647B1 - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102226647B1
Application number: KR1020197005494A
Authority: KR
Inventors: 심페이 요시오카; 요시히코 오노; 겐타 히다카; 료스케 야마구치
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-09-28
Filing date: 2017-09-28
Publication date: 2021-03-10
Also published as: JP6388085B2; US20190203317A1; CN109642295B; EP3486346A1; CN109642295A; KR20190034265A; MX2019002324A; EP3486346A4; EP3486346B1; JPWO2018062381A1; US11268164B2; WO2018062381A1

Abstract

TS ≥ 1320 ㎫ 의 강판이고, 또한 전단이나 슬릿에 의한 블랭크 가공이나 타발에 의한 구멍 뚫기 가공 후에 냉간 프레스를 실시하거나, 혹은 냉간 프레스 후에 전단에 의한 부품의 절단이나 타발에 의한 구멍 뚫기 가공을 실시하는 부품에 있어서 우수한 내지연 파괴 특성을 부여하는 것이 가능한 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 특정한 성분 조성과, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 혹은 2 종으로 이루어지고, 소정의 개재물군이 5 개/㎟ 이하로 존재하고, 구오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 초과인 강 조직을 갖고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 강판으로 한다.

Description

강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 강판은, 자동차, 가전 등에 있어서 냉간 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 냉간 프레스 성형용 고강도 강판으로서 바람직하게 사용할 수 있다.

최근, 자동차 차체 경량화 니즈의 추가적인 고조로부터, 센터 필러 R/F (리인포스먼트) 등의 차체 골격 부품이나 범퍼, 임펙트 빔 부품 등에 대한 인장 강도 (TS) : 1320 ∼ 1470 ㎫ 급의 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 또한, 추가적인 경량화의 관점에서 1.8 ㎬ 급 혹은 그 이상의 고강도화의 검토도 개시되고 있다. 종래에는, 열간에서 프레스하는 핫 프레스에 의한 고강도화가 정력적으로 검토되어 왔지만, 최근에는 비용·생산성의 관점에서 재차 냉간 프레스에서의 고강도 강의 적용이 검토되고 있다.

그러나, TS : 1320 ㎫ 급 이상의 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하여 부품으로 한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 소재 그 자체에 의한 내지연 파괴 특성의 열화에 의해, 지연 파괴가 현재화한다. 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 일으키게 함으로써 미소 균열이 발생하고, 그것이 진전됨으로써 파괴에 이르는 현상이다. 이와 같은 파괴는, 실부품에 있어서는 전단에 의해 절단되는 강판의 단면으로부터 발생하는 것이 대부분이다. 이것은, 전단 단면에서는 이미 파괴 한계 변형에 이른 영역이 존재하고 있는 것이나, 또한 그 근방에서는 크게 가공 경화하고 있기 (비례 한도가 증가하고 있기) 때문에 이어지는 프레스 가공 후에 잔류하는 응력도 매우 높아지기 때문이고, 변형 영향부를 리머 가공으로 제거한 경우와 비교하여 전단 단면 자체의 강판의 지연 파괴 한계 응력은 1/3 ∼ 1/20 으로 저하한다. 요컨대, 전단 단면부의 내지연 파괴 특성이 실부품의 내지연 파괴 특성을 결정짓는 주요 인자의 하나라고 할 수 있다.

지금까지, 강판의 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술에 대해서는 다양하게 개시되어 있다. 예를 들어, 동일 강도이면 첨가 원소가 많을수록 내지연 파괴 특성이 열화한다는 결과에 기초하여, 특허문헌 1 에는 C : 0.008 ∼ 0.18 ％, Si : 1 ％ 이하, Mn : 1.2 ∼ 1.8 ％, S : 0.01 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 포함하고, Ceq 와 TS 의 관계가 TS ≥ 2270 × Ceq ＋ 260, Ceq ≤ 0.5, Ceq = C ＋ Si/24 ＋ Mn/6 을 만족하고, 마이크로 조직이 체적률 80 ％ 이상의 마텐자이트로 구성되는 것을 특징으로 하는 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 2, 3, 4 에는 강 중의 S 를 일정 수준까지 저감시키고, Ca 를 첨가함으로써 내수소 야기 균열을 방지하는 기술이 개시되어 있다.

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 함유하는 강에 있어서, 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 특허 제3514276호 일본 특허 제5428705호 일본 공개특허공보 소54-31019호 일본 특허 제5824401호 일본 특허 제4427010호

그러나, 이들 수법은 모두 소재 그 자체의 내지연 파괴 특성을 개선하고자 하는 것으로, 프레스 전에 이미 파단 한계 변형에 도달해 있는 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 충분히 고려한 것이 아니어서, 그 효과는 반드시 충분하지 않다.

본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로 TS ≥ 1320 ㎫ 의 강판이고, 또한 전단이나 슬릿에 의한 블랭크 가공이나 타발에 의한 구멍 뚫기 가공 후에 냉간 프레스를 실시하거나, 혹은 냉간 프레스 후에 전단에 의한 부품의 절단이나 타발에 의한 구멍 뚫기 가공을 실시하는 부품에 있어서 우수한 내지연 파괴 특성을 부여하는 것이 가능한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해서 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

i) TS ≥ 1320 ㎫ 의 초고강도 강판의 타발 단면의 내지연 파괴 특성은, 종래 굽힘성에 악영향을 준다고 여겨져 온 직경 100 ㎛ 이상의 개재물의 저감만으로는 불충분하고, 개개의 입자는 미세해도, 1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이, 그 특성에 현저하게 악영향을 주는 것이 판명되었다. 여기서, 이 개재물군을 구성하는 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 탄화물, 이들이 복합 석출된 개재물이고, 철계의 탄화물은 포함하지 않는다.

ii) 20 ∼ 80 ㎛ 의 길이의 개재물군을 적절히 제어하기 위해서는, 강 중의 N, S, O, Mn, Nb, Ti 의 함유량과 슬래브 가열 온도, 가열 유지 시간의 적정화가 필요하다는 것이 판명되었다.

iii) 또한, 종래 Nb, Ti 계 석출물의 작용에 의한 구 γ 입경의 미세화로 내지연 파괴 특성이 향상되는 것으로 여겨져 왔다. 그러나 연속 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 온도를 고온화하여 구 γ 입경을 조대화시킴으로써 내지연 파괴 특성이 현저하게 향상되는 것이 판명되었다. 이 메커니즘은 반드시 분명하지는 않지만, 본 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다. 즉, Nb 의 첨가에 의해 집합 조직이 변화하고, 전단 가공한 단면의 잔류 응력에 영향을 주어, 내지연 파괴 특성을 향상시키고 있는 것으로 생각된다. 어닐링 공정으로 구 γ 립이 입성장하는 동안에 그 집합 조직이 보다 배향함으로써 내지연 파괴 특성이 현저하게 향상된 것으로 생각된다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 구체적으로는 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.7 ％ 이하, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.0010 ％ 미만, sol.Al : 0.20 ％ 이하, N : 0.0055 ％ 이하, O : 0.0025 ％ 이하, Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 이하를 (1) 식, (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 혹은 2 종으로 이루어지고, 구오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 초과이고, 하기 조건을 만족하고, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이 5 개/㎟ 이하로 존재하는 강 조직을 갖고, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 강판.

[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 (1)

[％Ti] × [％Nb]² ≤ 7.5 × 10^-6 (2)

여기서, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (％) 을 나타낸다.

(조건)

1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만을 함유하는 [1] 에 기재된 강판.

[3] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.

[4] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만, V : 0.003 ％ 이상 0.45 ％ 이하, Zr : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 및 W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[5] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[6] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[7] 표면에 도금층을 갖는 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[8] [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 1220 ℃ 이상에서 100 분 이상 유지한 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을, 40 ％ 이상의 냉간 압연률로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을, 850 ℃ 초과의 어닐링 온도에서 240 초 이상 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도로부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 재가열을 실시하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는 강판의 제조 방법.

[9] 상기 연속 어닐링 후, 도금 처리를 실시하는 [8] 에 기재된 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 이 특성의 개선에 의해, 전단이나 타발 가공을 수반하는 냉간 프레스 성형 용도에서의 고강도 강판의 적용이 가능해져, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다.

도 1 은 TS 와 지연 파괴 시간의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

본 발명의 강판은, 질량％ 로, C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.7 ％ 이하, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.0010 ％ 미만, sol.Al : 0.20 ％ 이하, N : 0.0055 ％ 이하, O : 0.0025 ％ 이하, Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 이하를 (1) 식, (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다.

상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만을 함유해도 된다.

상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.

상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하, Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만, V : 0.003 ％ 이상 0.45 ％ 이하, Zr : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 및 W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하, La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.

이하 각 성분의 함유량에 대하여 설명한다. 성분의 함유량을 나타내는 「％」 는 「질량％」 를 의미한다.

C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하

C 는 퀀칭성을 향상시켜 95 ％ 이상이 마텐자이트 혹은 베이나이트인 강 조직을 얻기 위해서, 또한 마텐자이트 혹은 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1320 ㎫ 를 확보하는 관점에서 함유한다. 또한, 마텐자이트, 베이나이트 내부에 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 탄화물을 생성시키는 관점에서 C 를 함유한다. C 의 함유량이 0.13 ％ 미만에서는 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없게 된다. 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 TS ≥ 1470 ㎫ 를 얻는 관점에서는 C 는 0.18 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. C 가 0.40 ％ 를 초과하면 강도가 지나치게 높아져 충분한 내지연 파괴 특성을 얻는 것이 어려워진다. 바람직하게는 0.35 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다. 이상으로부터, C 는 0.13 ∼ 0.40 ％ 로 한다.

Si : 1.5 ％ 이하

Si 는 고용 강화에 의한 강화 원소로서, 또한, 200 ℃ 이상의 온도역에서 탬퍼링하는 경우의 필름상의 탄화물의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서 함유한다. 또한, 판 두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감시켜 MnS 의 생성을 억제하는 관점에서 Si 를 함유한다. 또한, CAL 어닐링시의 표층의 산화에 의한 탈탄, 탈 B 를 억제하기 위해서 Si 를 함유한다. Si 함유량의 하한치는 규정하지 않지만, 상기 효과를 얻는 관점에서 Si 는 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.60 ％ 이상이다. 한편, Si 의 함유량이 지나치게 많아지면, 그 편석량이 많아져 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 열연, 냉연에서의 압연 하중의 현저한 증가를 초래한다. 또한, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 의 함유량은 1.5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 로 한다. 바람직하게는 1.4 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.9 ％ 이하이다.

Mn : 1.7 ％ 이하

Mn 은 강의 퀀칭성을 향상시켜, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 소정 범위로 하기 위해서 함유한다. 또한, 강 중의 S 를 MnS 로서 고정시키고, 열간 취성을 경감시키기 위해서 Mn 을 함유한다. Mn 은 판 두께 중앙부에서의 MnS 의 생성·조대화를 특히 조장하는 원소이고, Al₂O₃, (Nb, Ti) (C, N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합하여 석출되어, 본 발명에서 목적으로 하는 강 조직의 형성에 기여한다. Mn 함유량이 1.7 ％ 를 초과하면 개재물군의 수와 크기가 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, Mn 은 1.7 ％ 이하로 한다. 조대한 MnS 를 보다 더욱 저감시키고, 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서 Mn 은 1.4 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.3 ％ 이하이다. 공업적으로 안정적으로 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 확보하기 위해서는 Mn 을 0.2 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.4 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.6 ％ 이상이다.

P : 0.030 ％ 이하

P 는 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, P 함유량은 0.030 ％ 이하로 한다. 상기의 관점에서 P 는 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.002 ％ 정도이다.

S : 0.0010 ％ 미만

S 는 MnS, TiS, Ti (C, S) 등의 형성을 통해서 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 미치기 때문에, 정밀하게 제어될 필요가 있다. 종래 굽힘성 등에 악영향을 주는 것으로 여겨져 온 80 ㎛ 초과의 조대한 MnS 의 저감만으로는 불충분하고, MnS 가 Al₂O₃, (Nb, Ti) (C, N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합하여 석출된 개재물 입자도 조정하여, 본 발명에서 목적으로 하는 강 조직으로 조정할 필요가 있다. 이 조정에 의해, 현저한 내지연 파괴 특성의 향상이 달성된다. 개재물군에 의한 폐해를 경감시키기 위해서 S 함유량은 적어도 0.0010 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 내지연 파괴 특성 개선의 관점에서 S 는 0.0004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0002 ％ 정도이고, 실질적으로 그 이상이 된다.

sol.Al : 0.20 ％ 이하

Al 은 충분한 탈산을 실시하여, 강중 개재물을 저감시키기 위해서 함유한다. sol.Al 의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 안정적으로 탈산을 실시하기 위해서는 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, sol.Al 이 0.20 ％ 초과가 되면, 권취시에 생성된 시멘타이트가 어닐링 과정에서 고용하기 어려워져, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, Al 의 함유량은 0.20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.0055 ％ 이하

N 은 강 중에서 TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 개재물을 형성하는 원소이고, 이들의 생성을 통해서 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이들은, 본 발명에서 요구하는 강 조직으로 조정되는 것을 방해하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 악영향을 준다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해서, N 은 적어도 0.0055 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0050 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0045 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0006 ％ 정도이다.

O : 0.0025 ％ 이하

O 는 강 중에서 직경 1 ∼ 20 ㎛ 의 Al₂O₃, SiO₂, CaO, MgO 등의 입상의 산화물계 개재물을 형성하거나, Al, Si, Mn, Na, Ca, Mg 등이 복합하여 저융점화한 개재물을 형성한다. 이들의 생성을 통해서 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이들 개재물은, 전단 파면의 평활도의 열화, 국소적인 잔류 응력의 증가를 통해서 단체에 악영향을 준다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해서, O 는 적어도 0.0025 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0023 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한은 0.0005 ％ 정도이다.

Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하

Nb 는 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여함과 함께, 전술한 바와 같이 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Nb 를 0.002 ％ 이상 함유한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 그러나, 초고강도화의 관점에서 C 를 0.21 ％ 이상 함유하는 경우가 있는 본 발명에서는, Nb 의 함유량을 증가시키면 오히려 내지연 파괴 특성은 열화하는 것이 판명되었다. 그 원인을 조사한 결과, Nb 의 함유량이 Ti 의 함유량에 대하여 일정량을 초과하면 압연 방향으로 점렬상으로 분포한 NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti) (C, N) 등의 Nb 계의 개재물 입자로 구성되는 20 ∼ 80 ㎛ 의 개재물군이 다량으로 생성되고, 이것이 내지연 파괴 특성에 악영향을 미치는 것으로 생각된다. 이와 같은 악영향을 경감시키기 위해서, Nb 의 함유량은 0.035 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.025 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.023 ％ 이하이다.

Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 이하

Ti 는 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여한다. 또한, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Ti 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, 주조성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Ti 함유량은 0.002 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 단, 초고강도화의 관점에서 C 를 0.21 ％ 이상 함유하는 경우가 있는 본 발명에서는, Ti 를 Nb 함유량에 대하여 일정량 이상 함유하면 압연 방향으로 점렬상으로 분포한 TiN, Ti (C, N), Ti (C, S), TiS, (Nb, Ti) (C, N) 등의 Ti 계의 개재물 입자로 구성되는 20 ∼ 80 ㎛ 의 개재물군이 다량으로 생성되어, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시키는 것이 판명되었다. 이와 같은 악영향을 경감시키기 위해서, Ti 의 함유량은 0.040 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.035 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.025 ％ 이하이다.

[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007

[％Ti] × [％Nb]² ≤ 7.5 × 10^-6

Ti, Nb 첨가에 의한 집합 조직 제어나 미세 석출물에 의한 수소 트랩의 효과를 확보하면서, 이들 조대 석출물에 의한 지연 파괴 특성 열화의 영향을 경감시키려면, 이들의 함유량을 소정 범위로 제어할 필요가 있다. Ti, Nb 첨가에 의한 집합 조직 제어의 효과나 미세 석출물에 의한 수소 트랩의 효과를 얻으려면, Nb 와 Ti 는 [％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 로 할 필요가 있다. 바람직하게는 [％Ti] ＋ [％Nb] 가 0.010 ％ 이상, 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 또한, [％Ti] ＋ [％Nb] 의 상한은 0.070 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.060 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다.

또한, 0.21 ％ 이상의 C 를 함유하는 강에서는 Nb 의 고용 한계량은 작고, 또한, Nb 와 Ti 를 복합으로 첨가하면 1200 ℃ 이상의 고온에서도 매우 안정적인 (Nb, Ti) (C, N), (Nb, Ti) (C, S) 가 생성되기 쉬워져, Nb, Ti 의 고용 한계량은 매우 작아진다. 이 때문에, 이와 같은 고용 한계량의 감소가 원인으로 발생하는 미고용 석출물을 저감시키기 위해서는, Nb 와 Ti 는, [％Ti] × [％Nb]² ≤ 7.5 × 10^-6 으로 제어할 필요가 있다. 바람직하게는 [％Ti] × [％Nb]² ≤ 6.0 × 10^-6, 보다 바람직하게는 [％Ti] × [％Nb]² ≤ 5.5 × 10^-6, 더욱 바람직하게는 [％Ti] × [％Nb]² ≤ 5.0 × 10^-6 이다. 또한, [％Ti] × [％Nb]² ≥ 1.0 × 10^-8 이 바람직하고, 보다 바람직하게는 [％Ti] × [％Nb]² ≥ 1.0 × 10^-7 이다.

이상의 기본 성분 이외에, 본 발명의 강판의 성분 조성은, 이하의 임의 원소를 포함해도 된다.

B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만

B 는 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소이고, 적은 Mn 함유량으로도 소정의 면적률의 마텐자이트나 베이나이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. N 을 고정시키는 관점에서 0.002 ％ 이상의 Ti 와 복합 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B 를 0.0035 ％ 이상 함유하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 바람직하게는 0.0030 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0025 ％ 이하이다. 이상으로부터, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만이 바람직하다.

Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하

Cu 는 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또한, Cu 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에 대한 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또한, Cu 는 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입하는 원소이고, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. Cu 는 상기의 관점에서 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 또한 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는 Cu 는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되기 때문에, Cu 함유량은 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하

Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또한, Ni 는 Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, Ni 는 상기의 관점에서 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Ni 의 함유량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 함유량은 1 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하

Cr 은 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해서 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 0.01 ％ 이상의 함유가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 또한, 내공식성도 열화시킨다. 또한 화성 처리성도 열화시킨다. 따라서, Cr 함유량은 0.01 ∼ 1.0 ％ 가 바람직하다. 내지연 파괴 특성, 내공식성, 화성 처리성은 모두 0.2 ％ 초과의 Cr 에서 열화하기 시작하는 경향이 있기 때문에, 이들을 방지하는 관점에서 Cr 함유량은 0.2 ％ 이하가 보다 바람직하다.

Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만

Mo 는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화하는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선의 효과를 얻을 목적으로 첨가할 수 있다. Nb, Ti 를 다량으로 첨가하면 이들의 조대 석출물이 생성되어, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화하지만, Mo 의 고용 한계량은 Nb, Ti 와 비교하면 크다. Nb, Ti 와 복합으로 첨가하면 이들과 Mo 가 복합한 미세 석출물을 형성하여, 조직을 미세화하는 작용이 있다. 따라서, 소량의 Nb, Ti 첨가에 더하여 Mo 를 복합 첨가함으로써 조대한 석출물을 잔존시키지 않고 조직을 미세화하면서 미세 탄화물을 다량으로 분산시키는 것이 가능해져, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 그 효과를 얻으려면 Mo 는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 그러나, Mo 를 0.3 ％ 이상 함유하면 화성 처리성이 열화한다. 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다. 이상으로부터, Mo 는 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

V : 0.003 ％ 이상 0.45 ％ 이하

V 는 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 V 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화하는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선 효과를 얻을 목적으로 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 V 함유량을 0.003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 그러나, V 를 0.45 ％ 를 초과하여 함유하면 주조성이 현저하게 열화한다. 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다. 나아가 0.09 ％ 이하가 바람직하다. 따라서, V 함유량은 0.003 ∼ 0.45 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Zr : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하

Zr 은, 구 γ 입경의 미세화나 그에 따른 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조 단위인 블록 사이즈, 베인 입경 등의 저감을 통해서 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, 주조성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Zr 함유량은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. 단, Zr 을 다량으로 첨가하면 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 ZrN, ZrS 계의 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Zr 함유량은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하

W 는 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 W 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서, 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서, W 는 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 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, W 는 0.2 ％ 이하로 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.

Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

Ca 는 S 를 CaS 로서 고정시키고, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, Ca 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Ca 함유량은 0.0030 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0025 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

Ce 도 S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 Ce 를 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 단, Ce 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Ce 함유량은 0.0030 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.

La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

La 도 S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, La 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, La 함유량은 0.0030 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.

Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

Mg 는 MgO 로서 O 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, Mg 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Mg 함유량은 0.0030 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.

Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Sb 는 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그에 따른 C 나 B 의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sb 함유량은 0.002 ％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.006 ％ 이상이다. 단, Sb 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화하고, 또한, 구 γ 입계에 Sb 가 편석하여 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.1 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Sn 은 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그에 따른 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하고, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sn 함유량은 0.002 ％ 이상이 바람직하다. 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다. 단, Sn 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화하고, 또한, 구 γ 입계에 Sn 이 편석하여 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.1 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.

상기 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 상기 임의 원소를 하한치 미만으로 포함하는 경우, 상기 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.

본 발명의 강판의 강 조직은, 이하의 구성을 구비한다.

(구성 1) 마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 혹은 2 종으로 이루어진다.

(구성 2) 하기 조건을 만족하고, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이 5 개/㎟ 이하로 존재한다.

(조건)

(구성 3) 구오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 초과이다.

이하, 각 구성에 대하여 설명한다.

구성 1

TS ≥ 1320 ㎫ 의 높은 강도와 우수한 내지연 파괴 특성을 양립하기 위해서, 강 조직에 있어서의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 95 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 96 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 97 ％ 이상이다. 이것보다 적으면, 페라이트, 잔류 γ 중 어느 것이 많아져, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, 마텐자이트 및 베이나이트 이외를 포함하는 경우, 잔부는 페라이트, 잔류 γ 이다. 이들 조직 이외에는, 미량의 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물이다. 또한, 마텐자이트에는 연속 냉각 중의 자기 탬퍼링도 포함하여 대략 150 ℃ 이상에서 일정 시간 체류하는 것에 의한 탬퍼링이 발생하고 있지 않은 마텐자이트도 포함한다. 또한, 잔부를 포함하지 않고, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률이 100 ％ 여도 된다. 또한, 마텐자이트의 면적률과 베이나이트의 면적률의 비 (마텐자이트/베이나이트) 는 0.5 ∼ 2.0 인 경우가 많다.

구성 2

본 발명의 강 조직에 있어서, 구성 2 는, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서 중요하다. 상기 강 조직에 있어서 개재물군은, 하기 조건을 만족한다.

(조건)

개재물 입자의 장축의 길이는 0.3 ㎛ 이상이다. 상기 장축의 길이가 0.3 ㎛ 이상인 것에 주목하는 것은, 0.3 ㎛ 미만의 개재물은, 그것들이 집합했다고 해도 내지연 파괴 특성을 열화시키지 않기 때문이다. 또한, 장축의 길이는, 압연 방향에 있어서의 개재물 입자의 길이를 의미한다.

개재물군이 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에는, 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다. 이와 같이 개재물군을 정의함으로써, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 개재물군이 적절히 표현되고, 이 정의에 기초하는 개재물군의 단위 면적 (㎟) 당의 개수를 조정함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. 또한, 최단 거리의 측정에 있어서는, 개재물의 길이 방향 단부를 중심점으로 한 압연 방향에 대하여 ±10°의 부채꼴 형상의 영역에 있는 개재물 입자를 대상으로 한다 (일부가 상기 영역에 포함되는 경우에는 대상으로 한다). 입자간의 최단 거리는 각 입자의 외주 상의 점끼리의 최단 거리이다.

개재물군을 구성하는 개재물 입자의 형상, 존재 상태에 대해서는, 특별히 한정되지 않지만, 본 발명에 있어서는, 통상적으로, 압연 방향으로 신전한 개재물 입자이거나, 압연 방향으로 점렬상으로 분포한 개재물이다. 「압연 방향으로 점렬상으로 분포한 개재물 입자」 란, 압연 방향으로 점렬상으로 분포한 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 것을 가리킨다. 압연 방향으로 점렬상으로 분포란, 예를 들어, 압연 방향으로 연장되는 개재물이, 냉간 압연시에 분할되어 점렬상으로 분포한 것과 동일한 분포 상태이다. 또한, 이것은 분포 상태의 설명이고, 냉간 압연으로 분할되어 점렬상으로 분포한 것에 한정하는 의미는 아니다.

상기와 같이 정의되는 개재물군에 주목하여, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이 5 개/㎟ 이하로 존재하도록 한다. 또한, 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우에는, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물 입자를 1 개의 개재물 입자군으로 하여, 1 ㎟ 당의 개재물군의 개수를 측정한다.

전단 단면의 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서, MnS 나 산화물, 질화물로 구성되는 개재물군을 판 두께 표층 ∼ 중앙의 각 영역에 있어서 충분히 저감시킬 필요가 있다. TS ≥ 1320 ㎫ 의 고강도 강을 사용한 부품에 있어서도 전단 단면으로부터의 균열 발생을 억제하기 위해서 당해 개재물군의 분포 밀도는 5 개/㎟ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 바람직하게는 4 개/㎟ 이하이다. 또한, 0 개/㎟ 가 더욱 바람직하다.

장축의 길이가 20 ㎛ 미만인 경우, 내지연 파괴 특성에 거의 악영향을 주지 않기 때문에 주목할 필요가 없다. 장축의 길이가 80 ㎛ 초과의 개재물군은, S 함유량을 0.0010 ％ 미만 (상기 성분 조성의 범위) 으로 한정함으로써, 거의 형성되지 않기 때문에 주목하지 않는다. 또한, 장축의 길이는, 압연 방향에 있어서의 개재물군의 길이를 의미한다.

구성 3

구오스테나이트 (구 γ) 평균 입경이 5 ㎛ 초과이다. Nb 나 Ti 등을 함유하는 강에서는 열간 압연 공정으로, 미세한 Nb, Ti 계의 탄질화물을 형성한다. 따라서, 후의 연속 어닐링 공정에 있어서, 그것들 석출물이 구 γ 입계를 핀 고정시키기 때문에 일반적으로 구 γ 입경이 5 ㎛ 이하로 미세해진다. 종래, 이 구 γ 입경의 미세화가 내지연 파괴 특성에 대하여 유효하게 작용하는 것으로 생각되어 왔다. 그러나, 본 발명자들이 본 강에 대하여 수소를 차지하여 지연 파괴시킨 결과, 실사용 환경에서 강 중에 침입할 수 있는 범위의 낮은 수소 농도 (＜ 0.5 ppm) 에서는 (여기서 수소 농도는 체적 농도를 의미한다), 그 파면 형태는 구 γ 입계에서 파괴되어 있는 것이 아니고, 유사 벽개 파면 (pseudo-cleavage fracture surface) 이었기 때문에, Nb, Ti 첨가에 의한 내지연 파괴 특성 향상은 구 γ 입경의 미세화만으로 설명할 수 없는 것으로 생각하였다. 한편, Nb, Ti 를 함유시킨 강의 구 γ 입경을 의식적으로 조대화시켜, 내지연 파괴 특성을 평가한 결과, 그 특성이 현저하게 향상되는 것이 판명되었다. 이 메커니즘은 반드시 분명하지는 않지만, 본 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다. 즉, Nb 의 첨가에 의해 집합 조직이 변화하고, 전단 가공한 단면의 잔류 응력에 영향을 주어, 내지연 파괴 특성을 향상시키고 있는 것으로 생각된다. 어닐링 공정으로 구 γ 립이 입성장하는 동안에 그 집합 조직이 보다 배향함으로써 내지연 파괴 특성이 현저하게 향상된 것으로 생각된다. 이 효과는 구 γ 입경을 5 ㎛ 초과로 함으로써 현재화했기 때문에, 구 γ 입경은 5 ㎛ 초과로 할 필요가 있다. 구 γ 입경의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 인성을 열화시킬 우려가 있기 때문에, 20 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 하한에 대하여 바람직하게는 7 ㎛ 이상, 보다 바람직하게는 9 ㎛ 이상이다. 상한에 대해서는 18 ㎛ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 14 ㎛ 이하이다.

이상의 강 조직에 있어서의 각 구성을 만족하는지 여부를 확인하기 위한 측정 방법을 설명한다.

마텐자이트와 베이나이트의 합계 면적률, 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정하였다. 여기서, 마텐자이트, 베이나이트는 SEM 에서는 회색을 나타낸 조직을 가리킨다. 한편, 페라이트는 SEM 으로 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또한, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하기 때문에, 이들을 포함한 영역의 면적률을 그 면적률로 하였다. 잔류 γ 의 측정은 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해 구하였다. Mo-K_α 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산하였다.

구 γ 입경의 측정은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 구 γ 입계를 부식하는 약액 (예를 들어 포화 피크르산 수용액이나 여기에 염화 제 2 철을 첨가한 것) 으로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 500 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 얻어진 사진 중에, 판 두께 방향, 압연 방향으로 각각 15 개의 선을 실제의 길이로 10 ㎛ 이상의 간격으로 긋고, 입계와 선의 교점의 수를 세었다. 전체 선 길이를 교점의 수로 나눈 값에 1.13 을 곱하여 구 γ 입경을 구하였다.

구성 2 를 만족하는 것은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 부식하지 않고 강판의 표층으로부터 1/5t ∼ 4/5t 의 영역 (t 는 강판의 두께), 즉 표면으로부터 판 두께에 대하여 1/5 두께 위치로부터, 판 두께 중심을 사이에 두고, 뒤쪽 표면측의 1/5 두께 위치까지의 영역에 있어서 개재물 분포 밀도의 평균적인 1.2 ㎟ 의 영역을 연속으로 SEM 으로 30 시야 촬영하고, 계측하였다. 상기의 판 두께 범위를 측정하는 것은, 판 두께 최표면에는 본원에서 규정하는 개재물군은 거의 존재하지 않기 때문이다. 이것은, 판 두께 최표면에서는 Mn 이나 S 의 편석이 적은 것, 슬래브 가열시의 이들의 고용이 온도가 높은 최표면에서는 충분히 일어나, 이들 석출이 잘 발생하지 않게 되는 것에 의한다. 촬영하는 배율은 500 배로 하였다. 500 배로 촬영한 사진을 적절히 확대하여 개재물 입자나 개재물군의 장축 길이나 개재물 입자간 거리를 측정하였다. 장축 길이나 입자간의 최단 거리의 판정 측정이 곤란한 경우에는, 5000 배의 배율로 확인하였다. 또한, 압연 방향으로 신전한 개재물 등을 대상으로 하기 때문에, 입자간 거리 (최단 거리) 의 측정 방향은, 상기와 같이, 압연 방향 내지 압연 방향 ±10°의 범위에 있는 경우에 한정한다. 또한, 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 외단부간의, 압연 방향의 길이가 된다. 또한, 개재물군이 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물군의 압연 방향에 있어서의 전체 길이는, 이 개재물 입자의 압연 방향에 있어서의 길이가 된다.

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 탄화물, 이들이 복합 석출된 개재물이고, 철계의 탄화물은 포함하지 않는다. 이들은 주조 공정으로 생성하고, 그 후, 슬래브 가열시에 미고용으로 존재하고 있던 것이 개재물군의 체적률의 대부분을 차지하고, 일부, 그 후의 열연·권취·어닐링 과정에서 거기에 복합 혹은 근접하여 재석출된 것이 존재한다.

인장 강도 (TS) : 1320 ㎫ 이상

전단 단면의 내지연 파괴 특성의 열화는 소재의 인장 강도가 1320 ㎫ 이상에서 현저하게 현재화한다. 1320 ㎫ 이상에서도, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 양호한 점이 본 발명의 특징의 하나이다. 따라서, 본 발명에 있어서 인장 강도는 1320 ㎫ 이상으로 한다. 본 발명의 강판의 인장 강도는 통상적으로 2400 ㎫ 이하나 2300 ㎫ 이하가 되는 경우가 많다.

또한, 본 발명의 강판이 갖는 우수한 내지연 파괴 특성이란, 실시예에 있어서 평가되는 지연 파괴 특성이 TS ＜ 1560 ㎫ 인 경우에 균열 발생하지 않고, 1560 ㎫ ≤ TS ≤ 1910 ㎫ 인 경우에 파괴 시간이 10^{(-0.008 × (TS - 1760) ＋ 0.69)} 이상이고, 1910 ㎫＜ TS 인 경우에 파괴 시간이 0.3 hr 이상이다.

또한, 본 발명의 과제를 해결하기 위해서 필수는 아니지만, 항복 강도 (YP) 는 1000 ㎫ 이상 2000 ㎫ 이하인 경우가 많다. 또한, 전체 신장 (El) 은 5 ％ 이상 10 ％ 이하의 범위에 있는 경우가 많다.

이상의 본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, Zn 도금층, Zn 이외의 금속의 도금층의 어느 것이어도 된다. 또한, 도금층은 Zn 등의 주가 되는 성분 이외의 성분을 포함해도 된다. 본 발명에서는, 도금층은, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층인 것이 바람직하다.

이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 1220 ℃ 이상에서 100 분 이상 유지한 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을, 40 ％ 이상의 냉간 압연률로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을, 850 ℃ 초과의 어닐링 온도에서 240 초 이상 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도로부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 재가열을 실시하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는 방법이다.

열간 압연

강 슬래브를 열간 압연하는 방법으로서, 슬래브를 가열 후 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브를 가열하지 않고 직접 압연하는 방법, 연속 주조 후의 슬래브에 단시간 가열 처리를 실시하여 압연하는 방법 등이 있다. 열간 압연에서는, 슬래브 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하고, 유지 시간을 100 분 이상으로 하는 것이 중요하다. 이에 의해, 황화물의 고용 촉진이 도모되고, 개재물군의 크기나 개수 저감이 도모된다. 상기 슬래브 표면 온도는 1350 ℃ 이하가 바람직하다. 또한, 유지 시간은 250 분 이하가 바람직하다. 통상적인 방법과 같이, 슬래브 가열시의 평균 가열 속도는 5 ∼ 15 ℃/min 로 하고, 마무리 압연 온도 FT 는 840 ∼ 950 ℃ 로 하고, 권취 온도 CT 는 400 ∼ 700 ℃ 로 하면 된다.

강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위해서 디스케일링은 충분히 실시하는 것이 바람직하다. 디스케일링은 충돌압 : 500 ㎫ 이상의 고압으로 실시하는 것이 바람직하다. 이에 의해 적스케일의 잔존과 2 차 스케일 생성 두께를 저감시킬 수 있고, 권취로 스케일 중의 산소가 강판 내에 취입되는 것에 의한 강판의 표면 산화를 경감시킬 수 있다. 그 결과, 최종 제품에서의 표층의 산화층의 두께를 저감시킬 수 있어, 내식성의 향상에 기여한다. 또한, 표층의 C, B 의 산화에 의한 이들 표층 부근에서의 저감을 방지할 수 있고, CAL 어닐링시의 표층의 페라이트 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 개선된다. 또한, 열연 코일을 냉간 압연하기 전에 충분히 산세하여 스케일의 잔존을 경감시키는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연 하중 저감의 관점에서 필요에 따라 열연 강판에 어닐링을 실시해도 된다.

냉간 압연

냉간 압연으로, 압하율 (냉간 압연률) 을 40 ％ 이상으로 하면, 그 후의 연속 어닐링에 있어서의 재결정 거동, 집합 조직 배향을 안정화시킬 수 있다. 40 ％ 에 미치지 않는 경우, 어닐링시의 오스테나이트립이 일부 조대해져, 강도가 저하할 우려가 있다. 또한, 냉간 압연률은, 80 ％ 이하가 바람직하다.

연속 어닐링

냉간 압연 후의 강판에는, CAL 로 어닐링과 필요에 따라 탬퍼링 처리, 조질 압연이 실시된다.

구 γ 입경을 조대화하기 위해서는 어닐링 온도의 고온화가 유효하고, 본 발명 성분을 가진 강의 경우, 구 γ 입경을 5 ㎛ 초과로 하기 위해서는 적어도 어닐링 온도는 850 ℃ 초과로 하고, 균열 시간은 240 초 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 구 γ 입경이 20 ㎛ 를 초과하면 인성이 열화할 우려가 있기 때문에, 어닐링 온도는 940 ℃ 이하, 균열 시간은 900 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 균열 시간에 대하여 보다 바람직하게는 600 초 이하이다.

페라이트, 잔류 γ 를 저감시키고, 마텐자이트 또는 베이나이트의 면적률을 95 ％ 이상으로 하기 위해서는 680 ℃ 이상의 고온으로부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각 (급냉) 시킬 필요가 있다. 700 ℃／s 이상이 바람직하다. 급냉 개시 온도가 이것보다 낮으면 페라이트가 많이 생성됨과 함께 탄소가 γ 로 농화하여 Ms 점이 저하함으로써 탬퍼링 처리가 실시되지 않은 마텐자이트 (프레시 마텐자이트) 가 증가한다. 냉각 속도가 느리면 상부·하부 베이나이트가 생성되어, 잔류 γ, 프레시 마텐자이트가 증가한다. 냉각 정지 온도가 260 ℃ 를 초과하면 상부·하부 베이나이트가 생성되어, 잔류 γ, 프레시 마텐자이트가 증가한다는 문제가 있다. 마텐자이트 중의 프레시 마텐자이트는 마텐자이트를 100 으로 했을 때에 면적률로 5 ％ 까지 허용할 수 있고, 상기의 조건을 채용하면 프레시 마텐자이트량을 상기 범위로 억제할 수 있다. 또한, 냉각 개시 온도의 상한에 대해서는, 940 ℃ 이하가 바람직하다. 냉각 정지 온도의 하한에 대해서는 150 ℃ 이상이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 상한에 대해서는 1000 ℃／s 이하가 바람직하다.

마텐자이트 혹은 베이나이트 내부에 분포하는 탄화물은, 퀀칭 후의 저온역 유지 중에 생성되는 탄화물이다. 내지연 파괴 특성과 TS ≥ 1320 ㎫ 확보하기 위해서 상기 탄화물의 생성을 적정하게 제어할 필요가 있다. 요컨대, 실온 부근까지 퀀칭한 후에 재가열 유지하는 온도 혹은 급냉 후의 냉각 정지 온도를 150 ∼ 260 ℃ 로 하고, 유지 시간을 20 ∼ 1500 초로 제어할 필요가 있고, 이것보다 저온, 단시간에서는 변태상 내부의 탄화물 분포 밀도가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 열화하고, 이것보다 고온에서는 입내 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화할 우려가 있다.

얻어진 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 그 경우에는, 스킨 패스 신장률은 0.1 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 스킨 패스 롤은 덜 롤로 하고, 강판의 거칠기 Ra 를 0.8 ∼ 1.8 ㎛ 로 조정하는 것이 형상 평탄화의 관점에서는 바람직하다.

또한, 얻어진 강판에, 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리를 실시함으로써 표면에 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 용융 도금, 전기 도금의 어느 것이어도 된다. 또한, 용융 도금 후에 합금화를 실시하는 도금 처리여도 된다. 또한, 도금 처리를 실시하는 경우에 있어서, 상기 스킨 패스 압연을 실시하는 경우에는, 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시한다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 슬래브로 주조하였다. 또한, 표 1 의 [％Ti] × [％Nb]² 의 항목에 있어서의 「E-숫자」 는 10 의 -숫자승을 의미한다. 예를 들어, E-07 은, 10^-7 을 의미한다. 또한, 표 1 의 「[％Ti] × [％Nb]²」 의 단위는, (질량％)³ 이다.

이 슬래브를, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 후술하는 일부의 비교 강 이외에는, 슬래브 가열 온도 (SRT) : 1220 ℃ 이상, 유지 시간 : 100 분 이상, 마무리 압연 온도 (FT) : 840 ∼ 950 ℃, 권취 온도 (CT) : 400 ∼ 700 ℃ 에서 권취하였다. 얻어진 열연판 (열연 강판) 은, 산세 후, 40 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여, 냉연판 (냉연 강판) 으로 하였다. No. 41 은 슬래브 가열 온도, No. 42 는 가열 시간, No. 43 은 냉간 압연의 압하율이 상기 범위 외이다.

얻어진 냉연판을 연속 어닐링 공정에 있어서, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 후술하는 일부의 비교 강 이외에는, 850 ℃ 초과의 어닐링 온도 (AT) 에서 240 sec 이상의 균열 처리를 실시하고, 680 ℃ 이상의 온도로부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 처리 (재가열하는 것과, 냉각 정지 온도를 150 ∼ 260 ℃ 로 하여 유지한 것이 있다) 를 실시하였다. 그 후, 0.1 ％ 의 조질 압연을 실시하여, 판 두께 1.4 ㎜ 의 강판을 얻었다. No. 44 는 어닐링 온도, No. 48 은 균열 시간, No. 49 는 냉각 개시 온도, No. 51 은 냉각 정지 온도가 상기 범위 외이다.

얻어진 강판에 대하여, 상기 기재한 수법으로 금속 조직의 정량화를 실시하고, 추가로 인장 시험, 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시하였다.

인장 시험은 코일 폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라, 인장 시험 (JIS Z 2241 에 준거) 을 실시하여 YP, TS, El 을 평가하였다.

강판의 내지연 파괴 특성의 평가는, 얻어진 강판의 코일 폭 1/4 위치로부터 압연 직각 방향 : 100 ㎜, 압연 방향 30 ㎜ 의 단책 (短冊) 시험편을 채취하여 실시하였다. 100 ㎜ 길이의 단면의 자르기 가공은 전단 가공으로 하고, 전단 가공인 채로의 상태로 (버를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하고, 그 굽힘 성형상시의 시험편 형상을 유지하여 볼트로 시험편을 고정시켰다. 전단 가공의 클리어런스는 13 ％, 레이크각은 2 도로 하였다. 굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경 R 과 판 두께 t 라고 했을 때에 R/t = 2.5 가 되는 굽힘 반경 (예를 들어 판 두께 t : 2.0 ㎜ 이면 펀치 선단 반경 : 5.0 ㎜ 의 펀치로 굽힘 성형) 으로 선단 내각이 90 도 (V 굽힘) 가 되도록 실시하였다. 펀치는 선단이 상기의 반경이고 U 자 형상 (선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 몸통부는 두께가 2R) 인 것을 이용하고, 다이의 코너 R 은 30 ㎜ 인 것을 사용하였다. 펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도가 90 도 (V 자 형상) 가 되도록 성형하였다. 볼트 체결은 굽힘 성형시의 직편부의 플랜지 단부끼리의 거리가 굽힘 성형했을 때와 동일한 거리가 되도록 (스프링 백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록) 유압 잭으로 시험편을 사이에 두고 단단히 조이고, 그 상태로 볼트 체결하였다. 볼트는 미리 단책 시험편의 단변 에지로부터 10 ㎜ 내측에 형성한 타원 형상 (단축 10 ㎜, 장축 15 ㎜) 의 구멍에 통과시켜 고정시켰다. 얻어진 볼트 체결 후의 시험편을 1 개 당 1 ℓ 이상의 pH 가 1 인 염산 (염화수소 수용액) 에 침지시키고, 수용액 온도 25 ℃ 의 조건으로 pH 를 일정 관리하여 시험을 실시하였다. 육안 혹은 카메라로, 상시, 육안으로 확인할 수 있는 레벨 (대략 1 ㎜ 길이) 의 미소 균열 (지연 파괴의 초기 상태) 의 유무를 확인하고, 침지 개시로부터 미소 균열이 발생하기 시작할 때까지의 시간을 지연 파괴 시간으로서 측정하였다. 침지 개시 후, 200 hr 경과해도 파괴되어 있지 않은 것은, 파괴 없음, 이라고 판단하였다.

그 결과를 표 3 에 나타낸다.

도 1 은 표 3 에 나타낸 TS 와 지연 파괴 시간의 관계를 나타내고 있다. 200 시간 경과 후에도 균열이 발생하지 않은 강에는 위 화살표를 표시하고 있다.

성분 조성, 열연 조건, 어닐링 조건이 적정화된 강 (No. 1 ∼ 24, 45 ∼ 47, 50, 52 ∼ 54) 에서는 1320 ㎫ 이상의 TS 가 얻어져 있다. 또한 TS ＜ 1560 ㎫ 에 있어서 균열 발생하지 않고, 1560 ㎫ ≤ TS ≤ 1910 ㎫ 에 있어서 파괴 시간이 10^{(-0.008 × (TS - 1760) ＋ 0.69)} 이상이고, 1910 ㎫＜ TS 에 있어서 파괴 시간이 0.3 hr 이상인 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어져 있다.

No. 25 는 C 함유량이 부족하기 때문에 TS 가 부족하고, No. 26 에서는 C 함유량이 과잉이기 때문에, 강도가 지나치게 높아져 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어져 있지 않다.

No. 27 ∼ 34 는 강 성분이 본 발명에서 지정하고 있는 범위를 일탈하고 있기 때문에, 편석이나 개재물이 많은 등의 이유에 의해, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No. 35, 37, 40 에서는 Nb 또는 Ti 의 함유량이 부족하기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열위이고, No. 36, 38, 39 는 Nb 또는 Ti 의 함유량이 과잉이기 때문에, 개재물이 많아, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No. 41, 42 는 슬래브 가열 온도 또는 유지 시간이 부족하기 때문에, 개재물이 많아, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No. 43 은 냉간 압연률이 낮기 때문에, 어닐링시의 오스테나이트립이 일부 조대해져, 강도가 부족하다.

No. 44, 48 은 어닐링 온도가 낮거나 또는 어닐링 시간이 부족하기 때문에, 구오스테나이트 입경이 충분히 입성장하고 있지 않아, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

No. 49, 51 은 냉각 개시 온도가 낮거나 또는 냉각 정지 온도가 높아, 마텐자이트 또는 베이나이트 이외의 조직이 과잉으로 생성되었기 때문에, 내지연 파괴 특성이 열위이다.

또한, 장축 길이가 0.3 ㎛ 미만인 개재물 입자도 포함하여 개재물군을 정의하는 경우, 개재물 입자 사이의 최단 거리가 10 ㎛ 를 초과하는 것도 개재물군이라고 정의하는 경우에 대해서는, 개재물군의 개수 밀도와 내지연 파괴 개선 효과의 관계가 명료하지 않았다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도의 강판이 얻어진다. 이와 같은 특성의 개선에 의해, 종래, 지연 파괴의 현재화가 문제로 TS ≥ 1320 ㎫ 의 고강도 강의 적용이 곤란했던 용도에서의 초고강도 강의 적용이 가능하게 되어, 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다. 또한, 성형 방법으로서 핫 프레스 성형이나 레이저 가공을 도입하고 있던 부품에 있어서, 전단 가공을 수반하는 냉간 프레스에서의 제조가 가능해져, 부품 제조 비용의 대폭적인 삭감이 기대된다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 1.5 ％ 이하,
Mn : 0.2 % 이상 1.7 ％ 이하,
P : 0.030 ％ 이하,
S : 0.0010 ％ 미만,
sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하,
N : 0.0055 ％ 이하,
O : 0.0025 ％ 이하,
Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하 및 Ti : 0.002 ％ 이상 0.040 ％ 이하를 (1) 식, (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
마텐자이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률이 합계로 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 혹은 2 종으로 이루어지고,
구오스테나이트립의 평균 입경이 5 ㎛ 초과이고,
하기 조건을 만족하고, 장축의 길이가 20 ∼ 80 ㎛ 인 개재물군이 5 개/㎟ 이하로 존재하는 강 조직을 갖고,
인장 강도가 1320 ㎫ 이상인 강판.
[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 (1)
[％Ti] × [％Nb]² ≤ 7.5 × 10^-6 (2)
여기서, [％Nb], [％Ti] 는 Nb, Ti 의 함유량 (％) 을 나타낸다.
(조건)
1 개 이상의 개재물 입자로 구성되고, 개재물 입자의 장축 길이는 0.3 ㎛ 이상이고, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우에 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하이다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, 하기 A ~ E 군 중, 적어도 한 군을 함유하는 것을 특징으로 하는 강판.
A 군:
B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 미만
B 군:
Cu : 0.005 ％ 이상 1 ％ 이하 및 Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
C 군:
Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하,
Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만,
V : 0.003 ％ 이상 0.45 ％ 이하,
Zr : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하
및 W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
D 군:
Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하,
Ce : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하,
La : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하
및 Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0030 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상
E 군:
Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하
및 Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종
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제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도 1220 ℃ 이상에서 100 분 이상 유지한 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고,
그 열연 강판을, 40 ％ 이상의 냉간 압연률로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
그 냉연 강판을, 850 ℃ 초과의 어닐링 온도에서 240 초 이상 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도로부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 상기 냉각을 한 후에, 재가열을 실시하거나, 또는, 재가열을 실시하지 않고 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 연속 어닐링 후, 도금 처리를 실시하는 강판의 제조 방법.