KR102508701B1 - 고강도 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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요시히코 오노
유마 혼다
심페이 요시오카
코이치 다니구치
히로시 마츠다
타케시 무라이
노부유키 나카무라
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명의 과제는, 인장 강도가 980㎫ 이상에서 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 고강도 강판은, 특정의 성분 조성을 갖고, 특정 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5 이하이고, 특정 영역에 있어서의 P 최대 농도가 0.08질량％ 이하이고, 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 특정의 MnS 입자군을 포함하고, 특정의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개 이하이고, 특정의 산화물계 개재물이 1㎟당 8개 이하이고, 상기 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 특정의 조성을 갖는 것의 개수 비율이 80％ 이상이고, 강 조직이, 체적 분율로, 마르텐사이트: 30∼95％, 페라이트상: 5∼70％, 베이나이트: 30％ 미만(0％ 포함함), 오스테나이트상: 2.0％ 미만(0％ 포함함)을 갖고, 인장 강도가 980㎫ 이상이다.

Description

고강도 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 자동차 부품 등의 소재로서 바람직하게 이용되고, 내지연 파괴(delayed fracture resistance) 특성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경의 보호 의식의 고조로부터, 자동차의 CO2 배출량 삭감을 위한 연비 개선이 강하게 요구되고 있다. 이에 수반하여, 자동차 부품의 소재인 강판을 고강도화하고, 부품의 박육화(thickness reduction)를 도모하여, 차체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해지고 있다. 인장 강도가 980㎫급 이상의 강판을 프레스 성형으로 성형 가공을 행한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 강판 그 자체에 의한 내지연 파괴 특성의 열화에 의해, 지연 파괴가 발생할 우려가 있다. 여기에서, 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 더해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 부품을 구성하는 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 굽힘 가공 등에 의해 국소적인 변형을 일으키게 함으로써 미소 균열(microcracks)이 발생하고, 그 미소 균열이 진전함으로써 파괴에 이르는 현상이다. 본 발명에서는, 고농도 산 침지에 의한 부식(corrosive) 환경에 있어서 우수한 내지연 파괴 특성을 확보할 필요가 있다.
고강도 강판의 굽힘 가공성의 개선 수단에 대해서는, 종래, 여러 가지의 검토가 행해져 왔다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 응고 조직의 불균질성을 개선하여 강판 표층의 경도 분포를 균질화시킴으로써, 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직이면서, 굽힘성(bendability)을 향상하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 주형 내 전자 교반 장치 등을 이용하여, 슬래브(slab)를 주형 메니스커스(mold meniscus) 근방의 응고 계면의 용강 유속을 빠르게 하여 용강의 유동에 의해 응고 과정에 있는 슬래브 표층의 용강을 교반함으로써, 덴드라이트의 아암 간에 개재물이나 결함이 트랩되기(trapped) 어렵게 하여, 주조 시에 슬래브 표층 근방에 불균질한 응고 조직이 발달하는 것을 막고, 이들 응고 조직의 불균질성에 기인한 냉연 어닐링 후의 강판 표층의 조직의 불균일한 변동과, 이에 기인한 굽힘성의 열화를 저감하고 있다.
또한, 개재물의 양이나 형상을 제어하여, 강판의 재료 특성을 개선하는 기술로서는, 예를 들면 특허문헌 2 및 3의 기술이 있다.
특허문헌 2에는, 신장 플랜지성(stretch flangeability)의 향상을 목적으로 하여, 금속 조직 및 개재물량을 제한한 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서는, 경도 380Hv 이하의 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 50％ 이상(100％를 포함함)을 포함하고, 잔부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고, 템퍼링 마르텐사이트 중에 존재하는, 원 상당 지름 0.1㎛ 이상의 시멘타이트 입자가, 당해 템퍼링 마르텐사이트 1㎛2당 2.3개 이하이고, 전체 조직 중에 존재하는, 애스펙트비 2.0 이상의 개재물이, 1㎟당 200개 이하인 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판이 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 3에는, Ce 혹은 La 중 1종 또는 2종의 합계가 0.001∼0.04％이고, 추가로, 질량 베이스로, (Ce＋La)/산 가용 Al≥0.1, 또한, (Ce＋La)/S가 0.4∼50인 화학 성분을 갖는, 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 고강도 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 3에서는, Ce, La의 첨가에 의한 탈산에 의해 생성된 미세하고 경질인 Ce 산화물, La 산화물, 세륨옥시술파이드, 란탄옥시술파이드 상에 MnS, TiS, (Mn, Ti)S가 석출되고, 압연 시에도 이 석출된 MnS, TiS, (Mn, Ti)S의 변형이 일어나기 어렵기 때문에, 강판 중에는 신전된 조대한(coarse) MnS 입자가 현저하게 감소하고, 반복 변형 시나 구멍 확장 가공(hole expansion forming) 시에 있어서, 이들 MnS계 개재물이 깨짐 발생의 기점이나 균열 전파의 경로가 되기 어려워지는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 산 가용 Al 농도에 따른 Ce, La 농도로 함으로써, Al 탈산으로 발생한 Al2O3계 개재물에 대해서, 첨가된 Ce, La가 환원 분해하여 미세한 개재물을 형성하고, 알루미나계 산화물이 클러스터화하여 조대하게 되지 않는 것이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 4에는, 질량％ 또는 질량 ppm으로, 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∼25ppm에 더하여, Nb: 0.005∼0.04％, Ti: 0.005∼0.04％, Zr: 0.005∼0.04％ 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, Ceq와 TS의 관계가 TS≥2270×Ceq＋260, Ceq≤0.5, Ceq＝C＋Si/24＋Mn/6을 충족하고, 마이크로 조직에 대해서, 체적 분율로 80％ 이상의 마르텐사이트를 함유시킴으로써, 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2011-111670호 일본공개특허공보 2009-215571호 일본공개특허공보 2009-299137호 일본공개특허공보 평09-111398호
그러나, 특허문헌 1에 기재되는 기술에서는, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속이 15㎝/초 이상이 되는 조건으로 주조하기 때문에, 비금속계 개재물이 잔존하기 쉬워, 당해 개재물의 근방에서 미소한 굽힘 깨짐이 발생하는 경우가 있고, 산 침지 시험에 있어서 이와 같은 미소한 굽힘 깨짐을 기점으로 지연 파괴가 발생한다는 과제가 있다. 또한, Mn 편석도나 P 최대 농도, MnS의 분포 형태도 적정하게 제어되어 있지 않다. 즉, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 주형 메니스커스 근방이란, 용강을 주조할 때에, 슬래브 표면으로부터 슬래브 중심을 향하여 덴드라이트 조직이 형성되는 정도로 근방인 것을 의미한다.
또한, 특허문헌 2에 기재되는 기술은, MnS 개재물 등의 형태를 제어하여 신장 플랜지성을 개선하는 것이지만, 산화물계 개재물의 제어에 관한 시사를 부여하는 것은 아니고, Mn 편석도나 P 최대 농도, MnS의 분포 형태도 적정하게 제어되어 있지 않다. 따라서, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다.
또한, 특허문헌 3에 기재되는 기술은, 산화물계 개재물의 제어에 Ce, La와 같은 특수 원소의 첨가가 필요하기 때문에, 제조 비용이 현저하게 상승한다. 또한, Mn 편석도나 P 최대 농도, MnS의 분포 형태도 적정하게 제어되어 있지 않기 때문에, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다.
또한, 특허문헌 4에 기재되는 기술은, 내지연 파괴 특성을 전기 분해법으로 평가한 경우의 내지연 파괴 특성 개선 기술로, 특히 5wt％라고 하는 고농도의 HCl 침지에 의한 부식 환경에 있어서는, 내지연 파괴 특성의 개선 효과는 반드시 충분하지는 않다. 또한, Mn 편석도나 P 최대 농도, MnS의 분포 형태도 적정하게 제어되어 있지 않기 때문에, 특허문헌 4에 기재된 기술에서는 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다.
본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도가 980㎫ 이상에서 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
우선, 본 발명에 있어서의 내지연 파괴 특성의 평가 수법에 대해서 설명한다. 본 발명에서는, U 굽힘 가공을 실시한 후, 볼트 조임에 의해 가공부에 응력을 부하한 시험편을 준비한다. 굽힘 반경은, 굽힘 가공을 실시했을 때에 육안으로 보아 깨짐이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경에서 가공을 행한다. 응력을 부하한 시험편은 다음의 제1∼3 공정에 의해 제작한다. 우선, 제1 공정에서는, 도 1에 나타내는 바와 같이, 천공(2)을 2개 갖고, 단면을 기계 연삭한, 폭(c): 30㎜, 길이(d): 100㎜의 가늘고 긴 직방체 형상의 시험편(1)을 제작한다. 이어서, 제2 공정에서는, 도 2에 나타내는 바와 같이 시험편(1)의 중앙부에 굽힘 가공을 실시한다. 이어서, 제3 공정에서는, 도 3에 나타내는 바와 같이 불화 에틸렌 수지제의 와셔(3)를 전술의 천공(2)에 장착하고, 스테인리스 볼트(4)로 조임으로써 시험편(1)에 응력을 부하한다.
응력값은, 볼트 조임량이 제로인 굽힘 가공 후를 기준으로, 영률(Young's modulus)을 210㎬로 하여 훅의 법칙(Hooke's law)에 의해 산출되는 탄성 응력 2000㎫에 상당하는 변형량을 부여함으로써 부하한다(본 명세서에서는, 2000㎫의 응력을 부하한다고 표기하는 경우가 있음). 이 때의 변형량은, 굽힘 가공부의 선단에 게이지 길이 1㎜의 변형 게이지를 장착하여 측정한다. 이와 같이 하여 제작한 U 굽힘 볼트 조임 시험편을 9개 준비하고, 농도 5wt％, 비액량 60ml/㎠의 염산에 침지하고, 96hr 침지 후에 9개 모든 시험편에서 길이 1㎜ 이상의 깨짐이 발생하지 않는 경우에 내지연 파괴 특성이 우수하다고 판단했다.
본 발명자들은, 상기 내지연 파괴 특성에 관한 과제를 해결하기 위해, 고강도 강판의 내지연 파괴 특성의 지배 인자에 대해서 연구했다. 그 결과, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역(본 명세서에 있어서 「표층」이라고 하는 경우가 있음)에 존재하는 여러 가지의 개재물을 기점으로 파괴가 발생하는 것을 발견했다.
우선, 장경 150㎛ 이상의 조대한 MnS 입자군이 소정량 이상 존재하는 경우에 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화하는 것을 알 수 있었다. 이 이유는, MnS는 열간 압연 및 냉간 압연에서 압연 방향으로 신전하여 비교적 애스펙트비가 큰 상태로 존재하기 때문에, MnS의 형태 그 자체에 의한 효과와, 기지 강판과의 사이에서 국부 전지를 형성하여 기지 강판의 용해와 부식이 촉진됨으로써 발생하는 노치 효과에 의해 큰 응력 집중이 발생하고, 추가로 부식에 의해 발생하는 수소량도 증가하기 때문이라고 생각된다. 여기에서, 본 발명자들은 MnS에 의한 내지연 파괴 특성의 열화를 무해화하기 위한 방법을 여러 가지 검토한 결과, 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군을 1㎟당 2.0개 이하로 제어함으로써, 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있을 것을 밝혀냈다. 또한, 본 발명자들은, 당해 MnS는, S를 0.0015질량％ 이하로 저감하고, 주조 시에 형성되는 Mn 마이크로 편석부의 Mn 편석도를 1.5 이하로 제어하고, 슬래브 가열 조건, 열간 압연 조건을 여러 가지 적정 범위로 제어함으로써, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군을 1㎟당 2.0개 이하로 저감할 수 있을 것을 밝혀냈다.
또한, 굽힘 가공 시에 미소한 깨짐이 발생한 경우, 산 침지 후에 당해 미소 깨짐을 기점으로 지연 파괴가 발생하는 경우가 있어, 안정적으로 양호한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는 것을 알 수 있었다. 이러한 굽힘 가공 시의 미소 깨짐의 기점은, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내에 존재하는 입자 직경이 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이고, 당해 산화물계 개재물 수를 1㎟당 8개 이하로 저감하는 것이 내지연 파괴 특성의 안정 확보에 유효한 것을 밝혀냈다.
상기에 더하여, 추가로 P 최대 농도를 0.08질량％ 이하로 제어함으로써, 한층 더 내지연 파괴 특성의 개선 효과가 얻어지는 것을 발견했다. 이 이유는 반드시 명백하지 않지만, P 편석부에 의해 강판 모상의 인성이 저하하고, P 편석부가 MnS나 상기 산화물계 개재물과 공존하는 경우에 파괴의 기점이 되기 때문이라고 생각된다.
이들을 전부 조합함과 함께, 성분 조성을 조정하고, 추가로, 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도를 조정하고, 또한 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물의 조성을 조정함으로써, 본 발명이 목적으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어져, 본 발명을 완성시켰다.
본 발명은 상기의 인식에 기초하여 완성된 것으로, 그의 요지는 다음과 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.10∼0.35％,
Si: 0.01∼2.0％,
Mn: 1.5∼2.2％ 미만,
P: 0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음),
S: 0.0015％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Sol.Al: 0.01∼1.0％,
N: 0.0055％ 이하(0％를 포함하지 않음),
O: 0.0025％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및
Ca: 0.0005％ 이하(0％를 포함함)를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5 이하이고,
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 P 최대 농도가 0.08질량％ 이하이고,
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향으로 신전(elongated) 및/또는 점열 형상(sequence of dots)으로 분포한 1개 이상의 장축: 0.3㎛ 이상의 MnS 입자에 의해 구성되는 MnS 입자군을 포함하고, 당해 MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되는 경우에는 당해 MnS 입자 간의 거리가 40㎛ 이하이고, 또한 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개 이하이고,
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 판면과 평행한 면에서, 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이 1㎟당 8개 이하이고,
상기 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율: 50질량％ 이상이고, 실리카 함유율: 20질량％ 이하이고, 또한 산화 칼슘 함유율: 40질량％ 이하인 조성을 갖는 산화물계 개재물의 개수 비율이 80％ 이상이고,
강 조직이, 체적 분율로, 마르텐사이트: 30∼95％, 페라이트상: 5∼70％, 베이나이트: 30％ 미만(0％ 포함함) 및, 오스테나이트상: 2.0％ 미만(0％ 포함함)을 갖고,
인장 강도가 980㎫ 이상인 고강도 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Ti: 0.003∼0.05％,
Nb: 0.003∼0.05％,
V: 0.001∼0.1％ 및
Zr: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 고강도 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cr: 0.01∼1.0％,
Mo: 0.01∼0.20％ 및
B: 0.0001∼0.0030％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cu: 0.01∼0.5％,
Ni: 0.01∼0.5％ 및
Sn: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[5] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Sb: 0.001∼0.1％를 함유하는 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[6] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, REM 및 Mg 중 1종 또는 2종을 합계로 0.0002％ 이상 0.01％ 이하를 함유하는 [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[7] 표면에 아연 도금층을 갖는 [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.
[8] [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 500sec 이상으로 하고, 정련 종료 후, 연속 주조하는 것에 있어서, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10℃ 이상 35℃ 이하, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 0.5∼1.5m/분으로 하고, 굽힘부 및 교정부를 550℃ 이상 1050℃ 이하로 통과시키는 주조 공정과,
상기 주조 공정에서 얻어진 강 소재를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1220∼1300℃로 가열 후 80분 이상 보존 유지하고, 조압연의 1패스째의 압하량을 10％ 이상으로 하고, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20％ 이상으로 열간 압연하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 산 세정 후, 냉간 압연하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 어닐링하는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
[9] 상기 어닐링 공정은, 상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 780∼900℃의 온도역으로 가열 후, 당해 온도역에서 20sec 이상 균열 보존 유지하고, 당해 균열 온도에서 580℃ 이상의 급냉 개시 온도까지를 평균 1차 냉각 속도 1∼100℃/s로 1차 냉각한 후, 급냉 개시 온도에서 300℃까지의 평균 2차 냉각 속도 80℃/sec 이상 2000℃/sec 미만으로, 300℃ 이하까지 2차 냉각하고, 450∼130℃의 온도역의 체류 시간: 10∼1000sec의 조건으로 보존 유지하고, 130∼50℃의 온도역을 평균 3차 냉각 속도 5℃/sec 이상으로 3차 냉각하는 공정인 [8]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
[10] 상기 어닐링 공정 후의 강판에 아연 도금을 실시하는 아연 도금 공정을 갖는 [8] 또는 [9]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 강판 표층(강판 표면으로부터 100㎛ 이내의 영역)의 여러 가지의 산화물계 개재물 및 MnS 입자군의 개수를 저감하고, 당해 산화물계 개재물의 조성을 적정 범위 내로 제어하고, 또한 Mn 편석도와 P 최대 농도를 적정 범위 내로 작게 함으로써, 자동차의 구조 부재 등의 자동차 부품용 소재에 적합한, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다.
본 발명의 또는 본 발명의 제조 방법으로 제조한 고강도 강판을 이용하면, 자동차의 충돌 안전성의 향상이 도모됨과 함께, 자동차 부품의 경량화에 의한 연비 개선도 도모할 수 있다.
도 1은 내지연 파괴 특성의 평가 수법의 제1 공정을 설명하기 위한 개략도이다.
도 2는 내지연 파괴 특성의 평가 수법의 제2 공정을 설명하기 위한 개략도이다.
도 3은 내지연 파괴 특성의 평가 수법의 제3 공정을 설명하기 위한 개략도이다.
도 4는 MnS 입자군이, 압연 방향으로 신전한 1개 이상의 MnS 입자로 구성되어 있는 경우의 일 예를 나타내는 개략도이다.
도 5는 MnS 입자군이, 압연 방향으로 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 MnS 입자로 구성되어 있는 경우의 일 예를 나타내는 개략도이다.
도 6은 MnS 입자군이, 압연 방향으로 신전한 1개 이상의 MnS 입자와, 압연 방향으로 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 MnS 입자로 구성되어 있는 경우의 일 예를 나타내는 개략도이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
＜고강도 강판＞
먼저, 본 발명의 고강도 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명에서 말하는 고강도란, 인장 강도가 980㎫ 이상인 것을 말한다.
이하, 각 성분에 대해서 구체적으로 설명한다. 이하의 설명에 있어서 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.10∼0.35％
C는 퀀칭 조직(hardened structure)의 마르텐사이트를 강화하기 위해 중요한 원소이다. C 함유량이 0.10％ 미만에서는 강도 상승의 효과가 불충분하게 된다. 이 때문에, C 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.12％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.14％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.35％를 초과하면 강도가 지나치게 높아져서, 내지연 파괴 특성이 현저하게 열화한다. 또한, 스폿 용접에 있어서의 십자 인장 시험에 있어서 용접부가 파단하기 때문에, 접합 강도가 현저하게 저하한다. 이 때문에, C 함유량은 0.35％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하이고, 보다 바람직하게는, 0.24％ 이하이다.
Si: 0.01∼2.0％
Si는, 고강도 강판의 연성을 높이는 것에 있어서 유효하다. 또한, 표층의 탈탄을 억제하여 피로 특성을 개선하는 효과가 있다. 이 때문에 Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 연성이나 피로 특성을 향상시키는 관점에서는, Si 함유량은 바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이상이다. 한편, Si를 2.0％ 초과로 함유하면 산화물 조성이 소정 범위로 제어되는 것이 어려워, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 또한, Si는 용접성을 열화시키는 작용이 있다. 이 때문에, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 내지연 파괴 특성과 용접성을 향상시키는 관점에서는 Si 함유량을 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.0％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.8％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
Mn: 1.5∼2.2％ 미만
Mn은, 고강도 강판의 강도를 높인다. Mn 함유량이 1.5％ 미만이면, 어닐링 냉각 시에 생성되는 페라이트 생성량이 많아지고, 또한 펄라이트의 생성도 일어나기 쉬워져, 강도가 불충분하게 된다. 여기에서, Mn 함유량은 1.5％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.6％ 이상, 보다 바람직하게는 1.7％ 이상이다. 그러나, Mn 함유량이 2.2％ 이상이면 조대한 MnS의 비율이 많아지고, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개를 초과하기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않게 된다. 여기에서, Mn 함유량은 2.2％ 미만으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.1％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0％ 이하로 한다.
P: 0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음)
본 발명에 있어서 P는 불순물이다. 주조 시에 형성하는 마이크로 편석부의 P 최대 농도의 증대에 의해 내지연 파괴 특성을 열화시키기 때문에, 본 발명에 있어서, P 함유량을 0.015％ 이하로 하는 것은 중요한 요건이다. P 함유량이 0.015％를 초과하면, 표층에 있어서의 P 최대 농도를 0.08질량％ 이하로 제어하는 것이 곤란하게 되기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, P 함유량은 0.015％ 이하로 할 필요가 있다. P 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.008％ 이하이다. 또한, P는 가능한 한 제거하는 것이 바람직하지만, P 함유량이 0.003％ 미만에서는 내지연 파괴 특성의 개선 효과는 포화하고, 생산성을 현저하게 저해하기 때문에, P 함유량은 0.003％ 이상이 바람직하다.
S: 0.0015％ 이하(0％를 포함하지 않음)
본 발명에 있어서, S는 본 발명강 중에서는 불순물이다. S는, Mn과 결합되어 MnS를 형성하고, 조대한 MnS 입자의 존재는 내지연 파괴 특성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, 본 발명에 있어서 S 함유량을 0.0015％ 이하로 하는 것은 특히 중요한 요건이다. S 함유량이 0.0015％를 초과하면, 장경 150㎛ 이상의 조대한 MnS 입자군이 증가하여 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않게 된다. 그래서, S 함유량을 0.0015％ 이하로 할 필요가 있다. 또한 S는 가능한 한 제거하는 것이 바람직하고, S 함유량은 바람직하게는 0.0010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0008％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이하이다. 한편, S 함유량을 0.0002％ 미만으로 저감하기 위해서는 생산성을 현저하게 저해하기 때문에, 0.0002％ 이상이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01∼1.0％
Sol.Al 함유량이 0.01％ 미만에서는 탈산·탈질소의 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Sol.Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 또한, Sol.Al은 Si와 마찬가지로 페라이트 생성 원소로, 페라이트를 포함하는 강 조직을 지향하는 경우에 첨가된다. 한편, Sol.Al 함유량이 1.0％를 초과하면, 인장 강도 980㎫를 안정적으로 확보하는 것이 어려워진다. 또한, 내지연 파괴 특성도 열화한다. 그래서, Sol.Al 함유량을 1.0％ 이하로 한다. Sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.5％ 이하, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이다. 또한, 여기에서, Sol.Al은 산 가용성 알루미늄이고, Sol.Al 함유량은 강 중 전체 Al 함유량 중, 산화물로서 존재하는 Al을 제외한 Al 함유량이다.
N: 0.0055％ 이하(0％를 포함하지 않음)
N은 조강 중에 포함되는 불순물로, 강판의 성형성을 열화시키기 때문에, N 함유량은 0.0055％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0045％ 이하이다. 한편, N 함유량을 0.0006％ 미만으로 하고자 하면, 정련 비용이 현저하게 상승한다. 이 때문에, N 함유량은 0.0006％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
O: 0.0025％ 이하(0％를 포함하지 않음)
O는 정련 시에 생성된 금속 산화물 등이 강 중의 개재물로서 잔류하는 것이다. 본 발명에 있어서는, 후술하는 바와 같이, 산화물계 개재물의 조성을 적정하게 제어함으로써, 굽힘 가공성을 통하여 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. O 함유량이 0.0025％를 초과하면, 굽힘 가공 시의 미소 깨짐의 발생률이 현저하게 상승하고, 결과적으로 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, O 함유량은 0.0025％ 이하로 한다. O 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0014％ 이하이다. 한편, O 함유량을 0.0008％ 미만으로 하고자 하면, 정련 비용이 현저하게 상승한다. 따라서, 정련 비용의 상승을 억제하기 위해, O 함유량을 0.0008％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0005％ 이하(0％를 포함함)
Ca는 조강 중에 함유되는 불순물로, 산소와 반응하여 산화물을 형성하거나, 다른 산화물과 반응하여 복합 산화물이 되거나 한다. 이들이 강 중에 존재하면, 강판에 있어서의 결함의 원인이 되거나, 굽힘성을 통하여 내지연 파괴 특성을 열화시키거나 하기 때문에, Ca 함유량은 0.0005％ 이하로 할 필요가 있다. Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0003％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0002％ 이하이다.
본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 상기 성분 이외의 잔부는 Fe(철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 여기에서, 본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강판의 성분 조성에는, 상기의 원소에 더하여, 목적에 따라서, 추가로 하기의 임의 원소를 함유할 수 있다.
Ti: 0.003∼0.05％, Nb: 0.003∼0.05％, V: 0.001∼0.1％ 및 Zr: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상
Ti, Nb, V, Zr은, 주조, 열연 공정에서 강 중에 탄화물, 질화물을 형성하고, 결정 입경의 조대화를 억제함으로써, 가공에 의해 발생한 균열의 전파를 억제시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 상기 하한값 이상으로 Ti, Nb, V, Zr을 함유하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.006％ 이상이다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.006％ 이상이다. 단, 이들 원소의 과도한 첨가는 탄질화물의 석출량이 많아지고, 조대한 것은 슬래브 가열 시에 녹지 않고 남음으로써, 제품의 성형성을 저하시킨다. 그 때문에, 상기 상한값 이하로 Ti, Nb, V, Zr을 함유하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.04％ 이하이다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.04％ 이하이다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다.
Cr: 0.01∼1.0％, Mo: 0.01∼0.20％ 및 B: 0.0001∼0.0030％ 중 1종 또는 2종 이상
Cr, Mo, B는, 퀀칭성을 향상시킴으로써 980㎫ 이상의 인장 강도를 안정되게 얻는 것에 유효한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. 각각 하한값 이상 함유함으로써 상기 효과를 얻을 수 있다. Cr 함유량은 보다 바람직하게는 0.1％ 이상이다. Mo 함유량은 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. B 함유량은 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이다. 한편, Cr, Mo, B는, 각각, 상기 상한값을 초과하면 연성을 열화시킬 가능성이 있다. 이 때문에, 상기 상한값 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.7％ 이하이다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15％ 이하이다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼0.5％ 및 Sn: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상
Cu, Ni, Sn은 강판의 내식성의 향상에 의해 내지연 파괴 특성을 높이는 효과가 있고, 이러한 효과를 얻기 위해, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. Cu, Ni, Sn의 함유량은, 각각, 0.01％ 이상, 0.01％ 이상, 0.001％ 이상에서 이러한 효과를 얻을 수 있기 때문에, Cu 함유량은 0.01％ 이상, Ni 함유량은 0.01％ 이상, Sn 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu 함유량은 0.05％ 이상, Ni 함유량은 0.05％ 이상, Sn 함유량은 0.005％ 이상이다. 한편, Cu, Ni, Sn 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 경우, 각각의 함유량이, 0.5％, 0.5％, 0.1％를 초과하면 주조 및 열간 압연 시의 취화에 의해 표면 결함이 발생한다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.5％ 이하, Ni 함유량은 0.5％ 이하, Sn 함유량은 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu 함유량은 0.2％ 이하, Ni 함유량은 0.2％ 이하, Sn 함유량은 0.050％ 이하로 한다.
Sb: 0.001∼0.1％
Sb는, 연속 어닐링의 어닐링 과정에 있어서, 강판의 표층에 농화함으로써 강판의 표층에 존재하는 C 함유량 및 B 함유량의 저감을 억제한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Sb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상으로 한다. 한편, Sb 함유량이 0.1％를 초과하면 그의 효과가 포화할 뿐만 아니라, Sb의 입계 편석에 의해 인성이 저하할 가능성이 있다. 따라서, Sb 함유량은 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.015％ 이하이다.
REM 및 Mg 중 1종 또는 2종을 합계로 0.0002％ 이상 0.01％ 이하
이들 원소는, 개재물을 미세화하여, 파괴의 기점을 감소시킴으로써, 성형성을 향상시키는 것에 유용한 원소이다. 합계 함유량이 0.0002％ 미만이 되는 첨가에서는 상기와 같은 작용을 유효하게 발휘할 수 없다. 한편, 합계 함유량이 0.01％를 초과하면, 반대로 개재물이 조대화하여, 성형성이 저하할 가능성이 있다. 따라서, REM 및 Mg 중 1종 또는 2종의 합계 함유량이 0.0002％ 이상 0.01％ 이하인 것이 바람직하다. 여기에서, REM이란, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미시 메탈의 형태로 첨가된다. 본 발명에서는, REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.
또한, 본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 상기의 임의로 포함할 수 있는 임의 원소를, 상기 하한값 미만 포함하는 경우에는, 이들 원소는 본 발명의 효과를 해치지 않기 때문에, 이들 원소를 불가피적 불순물에 포함하는 것으로 한다.
다음으로, 본 발명 강판의 표층의 Mn 편석도 및 P 최대 농도의 한정 이유에 대해서 설명한다.
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5 이하
본 발명에 있어서, Mn 편석도란, 강판의 중심 편석부를 제외한 평균의 Mn량에 대한 표면으로부터 판두께 방향으로 10㎛ 깊이에서 100㎛ 깊이까지의 영역(압연 방향의 수직 단면)의 최대의 Mn량이다(Mn 편석도＝(최대 Mn량/평균 Mn량)). 최표면으로부터의 깊이가 10㎛ 미만까지의 영역의 측정값은 표면을 측정하는 것에 의한 측정 오차가 발생하기 때문에, 측정에서는 제외한다. 또한, Mn 편석도의 제어는, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성을 얻는 것에 있어서 가장 중요한 요건의 하나이다.
Mn 편석도를 측정하는 경우, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해 강판의 Mn 농도 분포를 측정한다. Mn 편석도는 EPMA의 측정 조건에 의해 변화하기 때문에, 본 발명에서는, 가속 전압 15kV, 조사 전류 2.5μA, 조사 시간 0.05s/점, 프로브 지름을 1㎛, 측정 피치 1㎛의 일정 조건으로, 측정 면적을 45000㎛2(깊이 방향 90㎛×압연 방향 500㎛)로서 평가한다. 얻어진 데이터에 대해서, 3㎛×3㎛의 범위에서 데이터를 평균화한 값을 그의 영역의 측정 데이터로 한다. 본 발명에서는, 하나의 평가 영역을 3㎛×3㎛로 한다. 또한, MnS 입자 등의 개재물이 존재하면 최대 Mn 편석도가 외관상 커지기 때문에, 개재물이 해당되는 경우는 그의 값은 제외하고 평가하는 것으로 한다.
Mn 편석도가 1.5를 초과하면, 조대한 MnS 입자의 비율이 많아짐과 함께, 편석 영역의 파괴 강도가 저하하여 편석을 따라 균열이 전파한다. 이 때문에, Mn 편석도는 1.5 이하로 한다. Mn 편석도는, 바람직하게는 1.3 이하이다.
또한, 상기 Mn 편석도의 하한은 특별히 한정되지 않고, 상기 Mn 편석도의 값은 작은 쪽이 바람직하다. 통상, 상기 Mn 편석도는 1.0 이상이 된다.
또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛보다 판두께 중심측에 존재하는 Mn 편석은, 본 발명이 목적으로 하는 내지연 파괴 특성에 대하여 영향이 작기 때문에 본 발명에서는 특별히 규정은 하지 않는다.
표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 P 최대 농도가 0.08질량％ 이하
본 발명에 있어서, P의 최대 농도란, 강판의 중심 편석부를 제외한 표면으로부터 판두께 방향으로 10㎛ 깊이에서 100㎛ 깊이까지의 영역(압연 방향의 수직 단면)의 P의 최대 농도이다. 최표면으로부터의 깊이가 10㎛ 미만까지의 영역의 측정값은 표면을 측정하는 것에 의한 측정 오차가 발생하기 때문에, 측정으로부터는 제외한다. 또한, P 최대 농도의 제어는 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성을 얻는 것에 있어서 중요한 요건의 하나이다.
P의 최대 농도를 측정하는 경우, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해 강판의 P의 농도 분포를 측정한다. P 최대 농도는 EPMA의 측정 조건에 의해 변화하기 때문에, 본 발명에서는, 가속 전압 15kV, 조사 전류 2.5μA, 조사 시간 0.05s/점, 프로브(probe) 지름을 1㎛, 측정 피치 1㎛의 일정 조건으로, 측정 면적을 45000㎛2(깊이 방향 90㎛×압연 방향 500㎛)로서 평가한다. 얻어진 데이터에 대해서, 3㎛×3㎛의 범위에서 데이터를 평균화한 값을 그의 영역의 측정 데이터로 한다. 본 발명에서는, 하나의 평가 영역을 3㎛×3㎛로 한다.
P의 최대 농도가 증가하면, 최대 농도 영역의 파괴 강도가 저하하여 농도가 높은 영역을 따라 균열이 전파한다. P의 최대 농도가 0.08질량％를 초과하면, 침지 지연 파괴 시험 시에 조대한 MnS 입자를 기점으로 한 깨짐으로부터의 균열의 진전이 현저하게 되어, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, P 최대 농도는 0.08질량％ 이하로 한다. P 최대 농도는, 바람직하게는 0.06질량％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05질량％ 이하이다.
또한, 상기 최대 농도의 하한은 특별히 한정되지 않고, 상기 P 최대 농도는 적은 쪽이 바람직하지만, 통상, 0.01질량％ 이상인 경우가 많다.
또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛에서 판두께 중심측에 존재하는 P 편석도 저감하는 것이 바람직하지만, 본 발명이 목적으로 하는 내지연 파괴 특성에 대하여 영향이 작기 때문에 본 발명에서는 특별히 규정은 하지 않는다.
이어서, MnS에 관한 한정 이유에 대해서, 설명한다.
본 발명의 강판은, 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향으로 신전 및/또는 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 장축: 0.3㎛ 이상의 MnS 입자에 의해 구성되는 MnS 입자군을 포함하고, 당해 MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되는 경우에는 당해 MnS 입자 간의 거리가 40㎛ 이하이고, 또한 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개 이하이다. MnS 입자군이란, 압연 방향으로 신전 및/또는 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 장축: 0.3㎛ 이상의 MnS 입자에 의해 구성되는 MnS 입자군을 포함하고, 당해 MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되는 경우에는 당해 MnS 입자 간의 거리가 40㎛ 이하인 것을 가리킨다. 또한, 본 발명에서 말하는 MnS 입자의 장축은, 원 상당 타원의 장축을 의미한다.
도 4∼6을 이용하여, MnS 입자군을 설명한다. 도 4∼6은, 강판(10)의 압연 방향 D1에 평행한 판두께 단면을 나타내고 있다.
MnS 입자군은, 전술한 바와 같이, 압연 방향으로 신전 및/또는 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 MnS 입자에 의해 구성되어 있다. 즉, MnS 입자군은, 이하의 (1)∼(3) 중 어느 하나의 MnS 입자에 의해 구성되어 있는 경우로 나뉘어진다.
(1) 압연 방향으로 신전한 1개 이상의 MnS 입자
(2) 압연 방향으로 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 MnS 입자
(3) 압연 방향으로 신전한 1개 이상의 MnS 입자와, 압연 방향으로 점열 형상으로 분포한 1개 이상의 MnS 입자를 갖는 MnS 입자
상기 (1)의 경우의 일 예를 도 4에 나타낸다. 도 4에는, 강판 표면으로부터 100μ 이내의 영역에 있어서, 강판(10)의 압연 방향 D1에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향 D1로 신전한 MnS 입자(11)를 나타내고 있다.
상기 (2)의 경우의 일 예를 도 5에 나타낸다. 도 5에는, 강판 표면으로부터 100μ 이내의 영역에 있어서, 강판(10)의 압연 방향 D1에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향 D1로 점열 형상으로 분포한 복수의 MnS 입자(12)를 나타내고 있다.
상기 (3)의 경우의 일 예를 도 6에 나타낸다. 도 6에는, 강판 표면으로부터 100μ 이내의 영역에 있어서, 강판(10)의 압연 방향 D1에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향 D1로 신전한 MnS 입자(11)와, 압연 방향 D1로 점열 형상으로 분포한 복수의 MnS 입자(12)가 연속하여 존재하고 있는 경우를 나타내고 있다.
또한, 이들 MnS 입자는, 각각, 장축 0.3㎛ 이상이다. 또한, MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되어 있는 도 5 및 6에서는, MnS 입자 간의 거리가 40㎛ 이하이다.
MnS 입자의 존재 형태를 상기 범위로 제어하는 것은 본 발명의 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성을 얻는 것에 있어서 가장 중요한 요건의 하나이다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛에서 판두께 중심측에 존재하는 MnS 입자군, 또는 장경이 150㎛ 미만의 MnS 입자군은 내지연 파괴 특성에 대하여 영향이 작기 때문에 본 발명에서는 특별히 제어할 필요는 없다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 존재하는, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군에 대해서, 이하와 같이 한정한다.
또한, MnS 입자군의 장경은, MnS 입자군이 1개의 MnS 입자로 구성되는 경우에는, 그 입자의 압연 방향의 길이를 의미한다. MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되는 경우에는, 압연 방향의 양단에 존재하는 입자의 외주상의 2점 간의 압연 방향의 최대 길이를 의미한다. 또한, 도 4∼6에는, 상기 (1)∼(3)의 경우의, MnS 입자군의 장경 L1을 도시하고 있다(도 4∼6 참조).
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개를 초과하면, MnS 입자의 형태 그 자체에 의한 효과와, 기지 강판과의 사이에서 국부 전지를 형성하여 기지 강판의 용해와 부식이 촉진됨으로써 발생하는 노치 효과에 의해, 기지 강판과 MnS 계면에 큰 응력 집중이 발생하고, 추가로 부식의 촉진에 의해 단위 시간당에 발생하는 수소량도 증가하기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 당해 MnS 입자군의 개수는 1㎟당 2.0개 이하로 한다. MnS 입자군의 개수는, 바람직하게는, 1㎟당 1.5개 이하이다. 또한, MnS 입자군의 개수는 1㎟당 0개라도 좋다. 또한, MnS는 압연에 의해 신전하고, 얇은 판 형상의 형태를 나타내기 때문에, 본 발명에 있어서는, 개재물의 크기는 강판의 압연 방향과 평행한 판두께 단면에서 압연 방향의 입자 길이 평가한다. 즉, 압연 방향의 길이가 입자 장경에 상당한다. 또한, 측정은 SEM(주사형 전자 현미경)으로 행하고, 평가 면적은 3㎟(깊이 방향 100㎛×압연 방향 30000㎛)로서 평가한다.
또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서의, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군의 1㎟당의 개수의 하한은 특별히 한정되지 않고, 적은 쪽이 바람직하지만, 통상, 0.2개 이상인 경우가 많다.
추가로, 산화물계 개재물에 관한 한정 이유에 대해서, 설명한다.
본 발명에서는, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이 1㎟당 8개 이하이고, 당해 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율: 50질량％ 이상이고, 실리카 함유율: 20질량％ 이하이고, 산화 칼슘 함유율: 40질량％ 이하인 조성을 갖는 산화물계 개재물의 개수 비율이 80％ 이상이다.
산화물계 개재물의 형태, 조성을 상기 범위로 제어하는 것은 본 발명의 목적으로 하는 우수한 내지연 파괴 특성을 얻는 것에 있어서 중요한 요건의 하나이다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛에서 판두께 중심측에 존재하는 산화물계 개재물, 또는 입자 직경이 5㎛ 미만인 산화물계 개재물은 내지연 파괴 특성에 대하여 영향이 작기 때문에 본 발명에서는 특별히 제어할 필요는 없다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 존재하는, 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물에 대해서, 이하와 같이 한정한다. 또한, 입자 직경이란 원 상당 지름의 직경의 길이를 의미한다.
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서, 강판의 압연 방향을 포함하는 판면과 평행한 면에서, 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이 1㎟당 8개를 초과하면 굽힘 가공 시에 미소 깨짐이 강판 내부의 개재물 주위에서 발생하고, 침지 시험 시에 당해 미소 깨짐으로부터 균열이 전파하여 강판의 깨짐에 이른다. 이 때문에, 당해 개재물의 개수는 1㎟당 8개 이하로 한다. 본 발명에 있어서는, 산화물계 개재물의 강판 표면으로부터 깊이 방향(판두께 방향) 100㎛ 이내의 분포는, 통상적으로 거의 균일하기 때문에, 평가 위치는 강판 표면으로부터 100㎛ 이내의 임의 단면에서 행해도 좋다. 단, 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이 판두께 방향으로 불균일하게 분포하는 경우는, 가장 분포 개수가 많은 깊이로 평가하는 것으로 한다. 또한, 측정은 광학 현미경을 이용하여 행하고, 평가 면적은 100㎟ 이상으로 한다.
입자 직경이 5㎛ 이상의 산화물계 개재물 중에 알루미나는 탈산 생성물로서 불가피적으로 포함되지만, 알루미나 단체에서는 내지연 파괴 특성으로의 영향이 작다. 한편, 산화물계 개재물 중의 알루미나 함유율이 50질량％ 미만이 되면, 산화물이 저융점화하고, 산화물계 개재물이 압연 가공 시에 신전하여, 굽힘 가공시의 깨짐 기점이 되기 쉬워진다. 이 때문에, 입자 직경이 5㎛ 이상인 산화물계 개재물 중의 알루미나 함유율은 50질량％ 이상으로 한다. 실리카, 산화 칼슘은 알루미나와 공존함으로써, 산화물이 저융점화하고, 산화물계 개재물이 압연 가공 시에 신전하여, 굽힘 가공 시의 깨짐 기점이 되기 쉬워지기 때문에, 강판의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 각각 질량％로, 20질량％, 40질량％를 초과하면 굽힘 가공성의 열화가 현저하게 되기 때문에, 실리카 함유율은 20질량％ 이하, 산화 칼슘 함유율은 40질량％ 이하로 한다. 또한, 보다 바람직한 개재물 조성으로서는, 용강 중의 강 중 산화물의 평균 조성이, 질량％로, 알루미나 함유율: 60％ 이상, 또한 실리카 함유율: 10％ 이하, 또한 산화 칼슘 함유율: 20％ 이하이다. 이 때, 상기한 바와 같이, 평가하는 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 강판 중에 있어서의 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 개수 비율로 80％ 이상이 상기 조성의 범위를 충족하고 있으면, 양호한 내지연 파괴 특성이 얻어진다. 이 때문에, 상기 조성을 충족하는 산화물계 개재물의 개수 비율을 80％ 이상으로 한다. 즉, 알루미나 함유율: 50질량％ 이상이고, 또한 실리카 함유율: 20질량％ 이하이고, 또한 산화 칼슘 함유율: 40질량％ 이하인 조성을 갖는 산화물계 개재물의 개수 비율을 80％ 이상으로 한다. 또한 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 당해 개수 비율을 88％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 90％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 가장 바람직하게는 100％이다. 산화물 조성의 조정은, 전로 또는 2차 정련 프로세스의 슬래그 조성을 조정함으로써 달성된다. 또한, 강 중 산화물의 평균 조성은, 슬래브로부터 샘플을 잘라내고, 추출 잔사 분석법(예를 들면, 쿠라야스 등: 철과 강, Vol.82(1996), 1017)에 의해 정량적으로 구할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서의 산화물계 개재물의 입자 직경은 원 상당 지름을 의미한다.
다음으로 강 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 체적 분율의 측정 방법은 실시예에 기재된 방법을 채용하여, 실시예에 기재한 바와 같이, 잔류 오스테나이트 이외는 면적률을 체적 분율로 간주한다.
마르텐사이트의 체적 분율: 30∼95％
마르텐사이트의 체적 분율을 30％ 이상으로 함으로써, 인장 강도로 980㎫ 이상의 강도를 안정되게 확보할 수 있다. 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 55％ 이상이고, 보다 바람직하게는 60％ 이상이다. 마르텐사이트의 체적 분율은 프레스 성형성의 지표인 신장을 담보하기 위해 95％ 이하로 한다. 마르텐사이트의 체적 분율은, 바람직하게는 90％ 이하이고, 보다 바람직하게는 85％ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서는, 마르텐사이트란, 템퍼링되어 있는 마르텐사이트를 포함하는 것으로 한다.
페라이트상의 체적 분율: 5∼70％
연질인 페라이트상은 강판의 신장 향상에 기여하기 때문에, 본 발명에서는, 신장 담보의 관점에서 페라이트상의 체적 분율은 5％ 이상이다. 페라이트상의 체적 분율은, 바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상이다. 한편, 페라이트상이 체적 분율로 70％를 초과하면, 저온 변태상의 경도와의 조합에도 의하지만, 인장 강도 980㎫의 확보가 곤란하게 되는 경우가 있다. 따라서, 페라이트상은 체적 분율로 70％ 이하로 제한한다. 페라이트상의 체적 분율은, 바람직하게는, 45％ 이하이고, 보다 바람직하게는 40％ 이하이다. 또한, 페라이트상에는 베이니틱 페라이트가 포함된다.
베이나이트: 30％ 미만(0％ 포함함)
베이나이트는 마르텐사이트와 비교하여 연질이고, 가공 경화능의 저하에 의해 신장의 열화를 초래하고, 또한, 베이나이트 변태에 수반하여 후술의 오스테나이트상이 생성되는 경우가 있기 때문에, 포함되지 않는 것이 바람직하지만, 30％ 미만이면 본 발명의 목적으로 하는 내지연 파괴 특성은 담보되기 때문에 허용된다. 바람직하게는 3％ 이하이다.
오스테나이트상(잔류 오스테나이트상): 2.0％ 미만(0％ 포함함)
오스테나이트상은 포함되지 않는 것이 바람직하지만, 2.0％ 미만이면 실질적으로 무해하기 때문에 포함되어도 좋다. 오스테나이트상이 2.0％ 이상이 되면, 오스테나이트상은 굽힘 가공 시에 단단한 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 연질인 페라이트상이 존재하는 경우에는 경도차가 커 굽힘 깨짐의 기점이 되어, 내지연 파괴 특성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 바람직하지 않다.
상기 상 이외의 그 외의 상을, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서 포함해도 좋다. 그 외의 상은, 합계의 체적 분율이 4％ 이하이면 허용할 수 있다. 그 외의 상으로서는 예를 들면 펄라이트를 들 수 있다.
또한, 상기 고강도 강판은, 아연 도금층을 가져도 좋다. 아연 도금층은 예를 들면 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층이다. 또한, 용융 아연 도금층은 합금화되어 있는 합금화 용융 아연 도금층이라도 좋다.
이상의 본 발명의 고강도 강판은, 성분 조성, 강 조직 및 표층의 상태가 상기와 같이 조정되기 때문에, 강도가 높다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 인장 강도가 980㎫ 이상이다. 바람직하게는 1200㎫ 이상이다. 또한, 인장 강도는 높을수록 바람직하지만, 다른 성질과의 밸런스를 취하기 용이함의 관점에서 1600㎫ 이하가 바람직하다.
또한, 본 발명의 고강도 강판은, 성분 조성, 강 조직 및 표층의 상태가 상기와 같이 조정되기 때문에, 우수한 신장을 갖는다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 신장(El)이 10％ 이상이다.
또한, 본 발명의 고강도 강판은, 내지연 파괴 특성이 우수하다. 구체적으로는, 성분 조성, 강 조직 및 표층의 상태를, 상기의 범위로 조정함으로써, 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 주조 공정과, 열연 공정과, 냉연 공정과, 어닐링 공정을 갖는다. 또한, 어닐링 공정 후에, 아연 도금 공정을 가져도 좋다. 또한, 이하에 나타내는 슬래브(강 소재), 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 슬래브(강 소재), 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
주조 공정이란, RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 500sec 이상으로 하고, 정련 종료 후, 연속 주조하는 것에 있어서, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10℃ 이상 35℃ 이하, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 0.5∼1.5m/분으로 하고, 굽힘부 및 교정부를 550℃ 이상 1050℃ 이하로 통과시키는 조건으로 주조하는 공정이다.
RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간: 500sec 이상
성분 조정용의 금속이나 합금철의 최종 첨가 후의 RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 500sec 이상으로 한다. 강판 중에 Ca계 복합 산화물이 존재하면 굽힘 가공 시의 미소 깨짐 발생에 의해 내지연 파괴 특성을 열화시키기 때문에, 이들 산화물을 저감시킬 필요가 있다. 그 때문에, 정련 공정에 있어서, 성분 조정용의 금속이나 합금철의 최종 첨가 후의 RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 500sec 이상으로 하는 것이 필요해진다. 환류 시간은, 바람직하게는 650sec 이상이고, 보다 바람직하게는 800sec 이상이다. 또한, 환류 시간의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 생산성을 고려하면, 상기 환류 시간은 3600sec 이하가 바람직하다.
주조 온도와 응고 온도의 차 : 10℃ 이상 35℃ 이하
주조 온도와 응고 온도의 차를 작게 함으로써, 응고 시의 등축정의 생성을 촉진하여 P, Mn 등의 편석을 경감할 수 있다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, 주조 온도와 응고 온도의 차를 35℃ 이하로 한다. 주조 온도와 응고 온도의 차는 30℃ 이하가 바람직하다. 한편, 주조 온도와 응고 온도의 차가 10℃ 미만에서는, 주조 시의 파우더나 슬래그 등의 감김에 의한 결함이 증가할 우려가 있다. 따라서, 주조 온도와 응고 온도의 차는 10℃ 이상으로 한다. 주조 온도와 응고 온도의 차는, 15℃ 이상이 바람직하다. 주조 온도는, 턴디시 내의 용강 온도를 실측함으로써 구할 수 있다. 응고 온도는, 강의 성분 조성을 실측하여, 하기식에 의해 구할 수 있다.
응고 온도(℃)＝1539－(70×[％C]＋8×[％Si]＋5×[％Mn]＋30×[％P]＋25×[％S]＋5×[％Cu]＋4×[％Ni]＋1.5×[％Cr])
상기식에 있어서, [％ 원소 기호]는, 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.
주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속: 0.5∼1.5m/분
정련 종료 후, 연속 주조하는 것에 있어서, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 1.5m/분 이하로 함으로써, 비금속계 개재물이 부상하게 되어 제거된다. 용강 유속이 1.5m/분을 초과하면 강 중에 잔존하는 비금속계 개재물의 양이 증가하여, 미소 깨짐의 증가에 의해 내지연 파괴 특성이 열화한다. 용강 유속은, 바람직하게는 1.2m/분 이하이다. 한편, 용강 유속이 0.5m/분 미만이 되면, 응고 속도가 현저하게 저하하기 때문에 Mn 편석도나 P 최대 농도가 증가하여, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 용강 유속은, 0.5m/분 이상이고, 바람직하게는 0.8m/분 이상이다.
굽힘부 및 교정부의 통과 온도: 550℃ 이상 1050℃ 이하
굽힘부 및 교정부의 통과 온도를 1050℃ 이하로 하는 것은, 주편의 벌징(bulging)의 억제를 통하여 P, Mn 등의 편석을 경감하고, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이나 P의 최대 농도를 저감하기 때문에, 내지연 파괴 특성의 개선에 효과적이다. 당해 통과 온도가 1050℃를 초과하면, 이 효과가 저감하게 된다. 당해 통과 온도는, 보다 바람직하게는 1000℃ 이하이다.
한편, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도를 550℃ 미만으로 하면, 주편이 경질화하여 굽힘의 교정 장치의 변형 부하가 증대하기 때문에, 교정부의 롤 수명을 짧게 하거나, 응고 말기의 롤 개도의 협소화에 의한 경압하가 충분히 작용하지 않고 중심 편석이 열화한다. 따라서, 당해 통과 온도는 550℃ 이상이다.
열연 공정이란, 주조 공정에서 얻어진 강 소재를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1220℃ 이상 1300℃ 이하로 가열 후 80분 이상 보존 유지하고, 조압연의 1패스째의 압하량을 10％ 이상으로 하고, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20％ 이상에서 열간 압연을 완료하여, 권취하는 공정이다.
슬래브 가열 온도: 1220℃ 이상 1300℃ 이하에서 80분 이상
상기 주조에서 얻어진 강 소재를 필요에 따라서 가열하고(주조 후의 강 슬래브의 온도가 1220℃ 이상 1300℃ 이하의 범위에 있으면 가열의 필요는 없음), 슬래브의 표면 온도로 1220℃ 이상 1300℃ 이하의 범위에서 80분 이상 보존 유지하는 것은, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군의 개수를 저감하는 것에 있어서 중요한 요건의 하나이다. 또한 동시에 Mn이나 P 편석도 경감된다. 보존 유지 온도가 1220℃ 미만이 되면, 균열 시의 MnS의 용해가 불충분하게 되어, 주조 시에 생성된 조대한 MnS 입자가 충분히 용해하지 않고 잔존하고, 그 후의 열간 압연과 이어지는 냉간 압연에서 장경 150㎛ 이상으로 신전한 MnS 입자군이 다수 형성되기 때문에, 내지연 파괴 특성이 불충분하게 된다. 슬래브 가열 온도는, 바람직하게는 1240℃ 이상이다. 슬래브 가열 온도는, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은 경제상 바람직하지 않은 점에서, 1300℃ 이하로 한다. 당해 슬래브 가열 온도역의 보존 유지 시간이 80분 미만이 되면, 균열 시의 MnS의 용해가 불충분하게 되어, 주조 시에 생성된 조대한 MnS 입자가 충분히 용해하지 않고 잔존하고, 그 후의 열간 압연과 이어지는 냉간 압연에서 장경 150㎛ 이상으로 신전한 MnS 입자군이 다수 형성되기 때문에, 내지연 파괴 특성이 불충분하게 된다. 당해 슬래브 가열 온도역의 보존 유지 시간은 80분 이상이고, 바람직하게는 90분 이상이다. 보존 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 120분을 초과하면 생산성의 저해 요인이 되기 때문에, 바람직하게는 120분 이하이다.
조압연의 1패스째의 압하량: 10％ 이상
조압연의 1패스째의 압하량을 10％ 이상으로 함으로써 Mn 편석이나 P 편석을 경감할 수 있기 때문에, 내지연 파괴 특성이 향상된다. 당해 압하량은, 바람직하게는 12％ 이상이다. 당해 압하량이 10％ 미만인 경우에는 편석 경감 효과가 저하하여, 내지연 파괴 특성이 불충분하게 된다. 또한, 1패스째에서의 과도한 압하량은, 강판 형상을 해치는 경우가 있기 때문에, 18％ 이하가 바람직하다.
마무리 압연의 1패스째의 압하량: 20％ 이상
마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20％ 이상으로 함으로써 Mn 편석이나 P 편석을 경감할 수 있기 때문에, 내지연 파괴 특성이 향상한다. 당해 압하량은, 바람직하게는 24％ 이상이다. 당해 압하량이 20％ 미만인 경우에는 편석 경감 효과가 저하하여, 내지연 파괴 특성이 불충분하게 된다. 또한, 열간 압연 시의 통판성의 관점에서 상기 압하량은 35％ 이하가 바람직하다.
열간 마무리 압연 온도: Ar3 변태점 이상(적합 조건)
열간 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점보다 낮은 경우, 열간 마무리 압연 후의 조직이 밴드 형상의 전신립 조직이 되어, 냉연 어닐링 후도 밴드 형상의 전신립 조직이 잔존하기 때문에, 충분한 신장이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 열간 마무리 압연 온도는 Ar3 변태점 이상이 바람직하다. 마무리 압연 온도의 바람직한 상한은 특별히 규정하지 않지만, 1000℃를 초과하면, 열간 마무리 압연 후의 조직이 조대하게 되고, 냉연 어닐링 후의 조직도 조대한 채로 되기 때문에, 신장이 저하하는 경우가 있다. 또한, 이 경우, 열간 마무리 압연 후에 고온에서 장시간, 체류하게 되기 때문에, 스케일 두께가 두꺼워지고, 산 세정 후의 표면의 요철이 커져, 냉연 어닐링 후의 강판의 굽힘성에 악영향을 미치는 결과가 된다. 또한, Ar3 변태점은 이하의 식에 의해 정의된다.
Ar3 변태점(℃)＝910－310×[％C]－80×[％Mn]－20×[％Cu]－15×[％Cr]－55×[％Ni]－80×[％Mo]＋0.35×(t－8)
상기식에 있어서, [％ 원소 기호]는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 포함하지 않는 원소는 0으로 한다. 또한, t는 강판 두께(㎜)를 의미한다.
권취 온도: 600℃ 미만(적합 조건)
권취 온도는 600℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 600℃ 이상이 되면, Mn 편석대를 따라 펄라이트가 권취 후의 냉각 과정에서 생성되고, 그 후의 어닐링 과정에서 그의 펄라이트 영역에 있어서 Mn 농화가 현저한 밴드 형상의 조직이 생성될 가능성이 있다. Mn 편석을 저감하는 관점에서는 권취 온도는 600℃ 미만으로 하고, 권취 후의 냉각 과정에서 펄라이트를 억제하여 베이나이트와 마르텐사이트 주체의 조직으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 과정에서 펄라이트를 한층 저감하고, Mn 편석도를 저감하는 관점에서는, 권취 온도는 570℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 권취 온도가 400℃ 미만이 되면, 강판의 형상 불량이 발생하거나, 강판이 과도하게 경질화하여 냉간 압연 시의 파단을 일으킬 가능성이 있다. 따라서, 권취 온도는, 바람직하게는 400℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 420℃ 이상이다.
냉연 공정이란, 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 산 세정 후, 냉간 압연하는 공정이다.
냉간 압연율: 40％ 이상(적합 조건)
냉간 압연율이 40％를 충족하지 않으면, 강판 중에 변형이 균일하게 도입되지 않기 때문에, 강판 중에서 재결정의 진행 상황에 불균일이 발생하여, 조대한 입(粒)과 미세한 입이 존재하는 불균일한 조직이 될 가능성이 있다. 그 때문에, 충분한 신장이 얻어지지 않을 가능성이 있다. 그래서, 냉간 압연율은 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압연율이 80％를 초과하면, 생산성의 저해 요인이 될 가능성이 있기 때문에 80％ 이하가 바람직하다. 냉간 압연율은, 보다 바람직하게는 45∼70％이다.
어닐링 공정이란, 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 어닐링하는 공정이다. 어닐링 공정은, 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 780∼900℃의 온도역으로 가열 후, 당해 온도역에서 20sec 이상 균열 보존 유지하고, 당해 균열 온도에서 580℃ 이상의 급냉 개시 온도까지를 평균 1차 냉각 속도 1∼100℃/s로 1차 냉각한 후, 급냉 개시 온도에서 300℃까지의 평균 2차 냉각 속도 80℃/sec 이상 2000℃/sec 미만으로, 300℃ 이하까지 2차 냉각하고, 450∼130℃의 온도역의 체류 시간: 10∼1000sec의 조건으로 보존 유지하고, 130∼50℃의 온도역을 평균 3차 냉각 속도 5℃/sec 이상으로 3차 냉각하는 공정으로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 온도(균열 온도): 780∼900℃
어닐링 온도가 780℃를 충족하지 않으면, 가열 어닐링 중의 페라이트 분율이 높아지는 것에 기인하여, 어닐링 후에 최종적으로 얻어지는 페라이트상의 체적 분율이 과잉으로 되어, 소망하는 마르텐사이트 분율이 얻어지지 않을 가능성이 있기 때문에, 인장 강도 980㎫ 이상의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 한편, 900℃를 초과한 경우, 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열하면, 오스테나이트 입경이 과도하게 조대화하고, 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 페라이트상의 양이 감소하여, 신장이 저하할 가능성이 있다. 따라서, 어닐링 온도는 780∼900℃로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 온도는, 보다 바람직하게는, 790∼860℃이다.
균열 시간: 20sec 이상
당해 균열 시간이 20sec 미만에서는 오스테나이트가 충분히 생성되지 않아, 충분한 강도를 얻을 수 없을 가능성이 있다. 당해 균열 시간은 20sec 이상이고, 바람직하게는 30sec 이상이다. 또한, 당해 균열 시간의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 생산성을 해치지 않도록 하기 위해, 당해 균열 시간은 1200sec 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 체류 시간을 확보하기 위해, 가열 후 즉각 냉각을 개시하지 않고 일정 시간 보존 유지해도 좋다.
평균 1차 냉각 속도: 1∼100℃/sec
평균 1차 냉각 속도란 균열 온도에서 580℃ 이상의 급냉 개시 온도까지의 평균 냉각 속도이다. 상기 균열 보존 유지 후, 당해 균열 온도에서 급냉 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 1∼100℃/sec로 제어함으로써, 페라이트 분율을 조정할 수 있기 때문에, 소망하는 신장을 확보할 수 있다. 평균 1차 냉각 속도가 100℃/sec 초과로 되면 소망하는 페라이트 분율을 확보할 수 없기 때문에 신장이 열화할 가능성이 있다. 평균 1차 냉각 속도는, 생산성의 관점에서는 1℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 적어도 급냉 개시 온도까지는 냉각할 필요가 있기 때문에, 냉각 정지 온도는 580℃ 이상인 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 780℃ 이하이다.
평균 2차 냉각 속도: 80℃/sec 이상 2000℃/sec 미만
평균 2차 냉각 속도란, 80℃/sec 이상의 냉각 속도가 되는 급냉 개시 온도에서 300℃까지의 평균 냉각 속도이다. 상기 1차 냉각 후, 급냉 개시 온도에서 300℃까지의 평균 냉각 속도를 80℃/sec 이상 2000℃/sec 미만으로 제어함으로써, 베이나이트의 과잉의 생성을 억제하고, 또한 마르텐사이트의 과잉의 템퍼링을 억제한다. 이에 따라, 소정의 강도를 확보하여, 우수한 내지연 파괴 특성을 확보할 수 있다. 생산성의 관점에서 2차 냉각 속도는 2000℃/sec 미만으로 하는 것이 바람직하다. 평균 2차 냉각 속도는, 베이나이트의 과잉의 생성을 억제하고, 또한 마르텐사이트의 과잉의 템퍼링을 억제하기 때문에 80℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 베이나이트의 과잉의 생성을 억제하고, 또한 마르텐사이트의 과잉의 템퍼링을 억제하기 때문에 적어도 300℃까지는 냉각하는 것이 바람직하다. 그래서, 냉각 정지 온도는 300℃ 이하인 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 통상 0℃ 이상이다.
450∼130℃의 체류(보존 유지) 시간: 10∼1000sec
2차 냉각 후, 필요에 따라서 재가열을 행하여, 450∼130℃에서 10∼1000sec 보존 유지한다. 또한, 가열은 P의 개재물 계면으로의 편석을 억제하여 우수한 내지연 파괴 특성을 보존 유지하기 위해 1∼50℃/s로 신속하게 행하는 것이 바람직하다. 450∼130℃로 보존 유지하고, 1차 냉각에서 얻어진 마르텐사이트에 템퍼링 처리를 실시함으로써, 내지연 파괴 특성이 향상한다. 보존 유지 온도가 130℃ 미만에서는 이러한 효과를 충분히 얻을 수 없을 가능성이 있다. 한편, 당해 보존 유지 온도가 450℃를 초과하면, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란해질 가능성이 있고, 또한, 철계 탄화물 등의 석출물의 조대화에 의해 내지연 파괴 특성이 열화할 가능성이 있다. 보존 유지 온도는, 바람직하게는 150∼320℃, 보다 바람직하게는 180∼300℃이다.
또한, 당해 보존 유지 온도역에서의 보존 유지 시간이 10sec 미만에서는, 상기한 바와 같은, 마르텐사이트의 템퍼링 효과를 충분히 얻을 수 없을 가능성이 있다. 한편, 보존 유지 시간이 1000sec를 초과하면, 강도 저하가 현저하게 되어, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없을 가능성이 있다. 따라서, 보존 유지 시간은, 바람직하게는 10∼1000sec이고, 보다 바람직하게는 200∼800sec이다.
평균 3차 냉각 속도: 5℃/sec 이상
상기 보존 유지(체류)의 후, 130∼50℃의 온도역을 냉각하는 3차 냉각의 평균 냉각 속도가 5℃/sec 미만이 되면, 템퍼링이 과도하게 진행하여, 생산성도 저하하기 때문에, 상기 온도역의 평균 냉각 속도(평균 3차 냉각 속도)는 5℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강도 확보의 관점에서는, 평균 3차 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 2000℃/sec 초과를 실현하는 것은 어렵기 때문에, 2000℃/sec 이하로 하는 것이 바람직하다.
3차 냉각의 냉각 정지 온도는 특별히 한정되지 않는다.
또한, 상기 3차 냉각 후, 추가로 조질 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 조질 압연은, 항복 신장을 없애기 위해, 신장률로 0.1∼0.7％의 범위에서 행하는 것이 바람직하다.
아연 도금 공정이란, 어닐링 공정 후의 강판에 아연 도금을 실시하는 공정이다. 아연 도금 공정은, 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는 경우에 행해진다.
아연 도금으로서는, 전기 도금이나 용융 아연 도금을 예시할 수 있다. 또한, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시해도 좋다.
또한, 아연 도금층을 갖는 고강도 강판, 아연 도금층을 갖지 않는 고강도 강판의 어느것이라도, 필요에 따라서, 고형 윤활재 등을 도포해도 좋다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 이용하여, 표 2에 나타내는 조건으로 강괴를 용해, 주조했다. 얻어진 강괴를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 실시하여 판두께 2.8㎜의 열연 강판을 얻었다. 또한, 열연의 권취 온도는 550℃에서 행했다. 이어서, 냉간 압연율 50％의 냉간 압연을 행하고, 판두께 1.4㎜로 하여, 표 2에 나타내는 어닐링 조건의 처리를 실시했다. 어닐링 후, 신장률 0.2％의 조질 압연을 행했다. 또한, 표 2의 주조 온도는, 턴디시 내의 용강 온도를 실측함으로써 구했다. 또한, 응고 온도는, 강의 성분 조성을 실측하여, 하기식에 의해 구했다.
응고 온도(℃)＝1539－(70×[％C]＋8×[％Si]＋5×[％Mn]＋30×[％P]＋25×[％S]＋5×[％Cu]＋4×[％Ni]＋1.5×[％Cr])
상기식에 있어서, [％ 원소 기호]는, 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.
또한, 표 1의 「－」은, 임의 원소를 함유하지 않는 경우(0질량％)뿐만 아니라, 불가피적 불순물로서, 임의 원소를 하한값 미만으로 함유하는 경우도 포함하는 것으로 한다.
Figure 112021023547918-pct00001
Figure 112021023547918-pct00002
이상과 같이 하여 얻어진 냉연 강판에 대해서, 이하에 나타내는 바와 같이, 강 조직(조직 분율(체적 분율)), Mn 편석도, P 최대 농도, MnS 입자군 및 산화물계 개재물을 조사함과 함께, 인장 특성 및 내지연 파괴 특성을 평가했다.
강 조직(조직 분율)
압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 판두께의 1/4 위치의 면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰함으로써 조사했다. 관찰은 N＝5(관찰 시야 5개소)에서 실시하고, 배율: 2000배의 단면 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해, 임의로 설정한 50㎛×50㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 각 상의 점유 면적을 구하고, 이것을 평균함으로써, 각 상의 체적 분율로 했다. 페라이트상, 펄라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트는 조직 형태로부터 판별하여 체적 분율을 산출했다. 또한 본 발명에서 규정하는 마르텐사이트와 베이나이트는, 어느것이나 라스 형상 조직을 갖고, 입 내에 침 형상의 철계 탄화물이 생성된 형태를 나타내지만, SEM 조직에서 입 내의 침 형상 탄화물의 배향 상태로부터 판별할 수 있다. 즉, 베이나이트 중의 침 형상 탄화물은 베이나이트 모상과 일정한 방위 관계를 갖고 생성되기 때문에, 탄화물의 신장 방향이 일방향으로 배향한다. 한편, 마르텐사이트 중의 침 형상 탄화물은, 마르텐사이트 모상과 복수의 방위 관계를 갖는다.
또한, 잔류 오스테나이트상의 양을, Mo의 Kα선을 이용하여 X선 회절법에 의해 구했다. 즉, 강판의 압연 방향에 평행한 면을 포함하는 판면의 판두께 1/4 부근의 면을 측정면으로 하는 시험편을 사용하여, 오스테나이트상의 (211)면 및 (220)면과 페라이트상의 (200)면 및 (220)면의 피크 강도로부터 잔류 오스테나이트상의 체적 분율을 산출하여, 체적 분율의 값으로 했다.
Mn 편석도 및 P 최대 농도의 평가
EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해, 표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 및 P의 농도 분포를 측정했다. 또한, 최표면으로부터의 깊이가 10㎛ 미만까지의 영역의 측정값은 표면을 측정하는 것에 의한 측정 오차가 발생하기 때문에, 측정에서는 제외했다. 이 때, 측정 결과는 EPMA의 측정 조건에 따라 변화하기 때문에, 가속 전압 15kV, 조사 전류 2.5μA, 조사 시간 0.05s/점, 프로브 지름을 1㎛, 측정 피치 1㎛의 일정 조건으로, 측정 면적을 45000㎛2(깊이 방향 90㎛×압연 방향 500㎛)로서 측정했다. 얻어진 데이터에 대해서, 3㎛×3㎛의 범위에서 데이터를 평균화한 값을 그의 영역의 측정 데이터로 했다. 본 발명에서는, 하나의 평가 영역을 3㎛×3㎛로 했다. 또한, MnS 입자 등의 개재물이 존재하면 최대 Mn 편석도가 외관상 커지기 때문에, 개재물이 해당되는 경우는 그의 값은 제외하고 평가했다.
강판 중의 MnS 입자군의 평가
강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에 있어서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 깊이 100㎛ 이내의 범위를 SEM으로 관찰했다. 관찰된 개재물에 대해서, 전부 SEM－EDX 분석을 행하고, MnS를 동정하여, 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군으로 판단된 것의 개수를 조사했다. 평가 면적은 3㎟(깊이 방향 100㎛×압연 방향 30000㎛)로 했다.
강판 중의 산화물계 개재물의 평가
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 깊이 50㎛, 100㎛의 판면과 평행한 면을 10㎜×10㎜의 범위에서 관찰하고, 입자 직경 5㎛ 이상의 개재물 입자의 개수를 조사했다(깊이 50㎛의 위치와 100㎛의 위치에서 결과가 동일(균일)했기 때문에, 한쪽의 결과만 표에 나타냄). 또한, 판면과 평행한 면은, 압연 방향을 포함하는 단면이다. 또한, 본 발명에 있어서의 산화물계 개재물의 입자 직경은, 원 상당 지름을 의미한다. 또한, 입자 직경 5㎛ 이상의 개재물 입자에 대해서는, 전부 SEM－EDX 분석을 행하고, 조성을 정량 분석하여, 알루미나 함유율: 50질량％ 이상임과 함께, 실리카 함유율: 20질량％ 이하이고, 산화 칼슘 함유율: 40질량％ 이하인 조성을 갖는 개재물 입자수(조성 해당 개수)를 구했다. 또한, 상기 관찰에 의해 얻은, 입자 직경 5㎛ 이상의 개재물 입자의 전체 개수에 대한 조성 해당 개수의 비율을 하기식과 같이 구하여, 조성 해당 비율로 했다.
조성 해당 개수의 비율(％)＝｛(조성 해당 개수)/(입자 직경 5㎛ 이상의 개재물 입자의 전체 개수)｝×100
여기에서, 산화물계 개재물로 애스펙트비(압연 방향 길이/판두께 방향 길이)가 2 이상으로 신전된 것의 분석에 있어서는, 압연 방향 길이가 10㎛ 이상인 경우에는 압연 방향 길이를 2분할 이상(분할 후의 분할 영역의 압연 방향 길이가 5∼10㎛가 되도록 함)으로 분할하고, 각 분할 영역의 개재물의 길이 방향의 중앙부를 분석하여, 각 분할 영역의 분석값을 평균화함으로써 구했다.
인장 특성
JIS5호 시험편(JIS Z2201)을 강판 표면에 있어서 압연 방향으로 직각인 방향을 길이로 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS) 및, 맞댐 신장(El)을 구했다.
내지연 파괴 특성
전술한 방법으로 2000㎫의 응력을 부하한 U 굽힘 볼트 조임 시험편을 9개 제작했다. 굽힘 성형은, 굽힘 반경 R과 판두께 t의 비인 R/t이고, 1320㎫＞TS≥980㎫의 고강도 강판은 R/t＝3.0, 1470㎫＞TS≥1320㎫의 고강도 강판은 R/t＝4.0, TS≥1470㎫의 고강도 강판은 R/t＝5.0에서 행했다. 제작한 시험편을 5wt％, 비액량 60ml/㎠의 염산에 최장 96hr 침지하고, 9개 모든 시험편에서 길이 1㎜ 이상의 깨짐이 발생하지 않은 강판을 내지연 파괴 특성이 우수하다고 판단했다. 또한 1개 이상 깨진 것에 대해서는, 깨짐이 발생한 최소 시간을 측정했다.
표 3에 평가 결과를 나타낸다. 본 결과에서 명백한 바와 같이, 본 발명예의 강판은 인장 강도 TS≥980㎫을 갖고, 내지연 파괴 특성이 우수하다. 한편, 비교 예의 강판은 내지연 파괴 특성이 뒤떨어져 있었다.
Figure 112021023547918-pct00003
1 : 시험편
2 : 천공
3 : 와셔
4 : 스테인리스 볼트
10 : 강판
11 : MnS 입자
12 : MnS 입자
D1 : 압연 방향
L1 : MnS 입자군의 장경

Claims (10)

  1. 질량％로,
    C: 0.10∼0.35％,
    Si: 0.01∼2.0％,
    Mn: 1.5∼2.2％ 미만,
    P: 0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    S: 0.0015％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    Sol.Al: 0.01∼1.0％,
    N: 0.0055％ 이하(0％를 포함하지 않음),
    O: 0.0025％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및
    Ca: 0.0005％ 이하(0％를 포함함)를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 편석도가 1.5 이하이고,
    표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의 P 최대 농도가 0.08질량％ 이하이고,
    표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면에서, 압연 방향으로 신전 및 점열 형상 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 분포한 1개 이상의 장축: 0.3㎛ 이상의 MnS 입자에 의해 구성되는 MnS 입자군을 포함하고, 당해 MnS 입자군이 2개 이상의 MnS 입자로 구성되는 경우에는 당해 MnS 입자 간의 거리가 40㎛ 이하이고, 또한 장경 150㎛ 이상의 MnS 입자군이 1㎟당 2.0개 이하이고,
    표면으로부터 판두께 방향으로 100㎛ 이내의 영역에 있어서의, 판면과 평행한 면에서, 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물이 1㎟당 8개 이하이고,
    상기 입자 직경 5㎛ 이상의 산화물계 개재물의 전체 개수 중, 알루미나 함유율: 50질량％ 이상이고, 실리카 함유율: 20질량％ 이하이고, 또한 산화 칼슘 함유율: 40질량％ 이하인 조성을 갖는 산화물계 개재물의 개수 비율이 80％ 이상이고,
    강 조직이, 체적 분율로, 마르텐사이트: 30∼95％, 페라이트상: 5∼70％, 베이나이트: 30％ 미만(0％ 포함함) 및, 오스테나이트상: 2.0％ 미만(0％ 포함함)을 갖고,
    인장 강도가 980㎫ 이상인 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (E) 중 적어도 하나를 함유하는 고강도 강판.
    (A) Ti: 0.003∼0.05％, Nb: 0.003∼0.05％, V: 0.001∼0.1％ 및 Zr: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상
    (B) Cr: 0.01∼1.0％,Mo: 0.01∼0.20％ 및 B: 0.0001∼0.0030％ 중 1종 또는 2종 이상
    (C) Cu: 0.01∼0.5％, Ni: 0.01∼0.5％ 및 Sn: 0.001∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상
    (D) Sb: 0.001∼0.1％
    (E) REM 및 Mg 중 1종 또는 2종을 합계로 0.0002％ 이상 0.01％ 이하
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 아연 도금층을 갖는 고강도 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 강판의 제조 방법으로서,
    RH 진공 탈가스 장치에서의 환류 시간을 500sec 이상으로 하고, 정련 종료 후, 연속 주조하는 것에 있어서, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10℃ 이상 35℃ 이하, 주형 메니스커스 근방의 응고 계면의 용강 유속을 0.5∼1.5m/분으로 하고, 굽힘부 및 교정부를 550℃ 이상 1050℃ 이하에서 통과시키는 주조 공정과,
    상기 주조 공정에서 얻어진 강 소재를, 직접 또는 일단 냉각한 후 1220∼1300℃로 가열 후 80분 이상 보존 유지하고, 조압연의 1패스째의 압하량을 10％ 이상으로 하고, 마무리 압연의 1패스째의 압하량을 20％ 이상으로 열간 압연하는 열연 공정과,
    상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 산 세정 후, 냉간 압연하는 냉연 공정과,
    상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 어닐링하는 어닐링 공정을 갖고,
    상기 어닐링 공정은, 상기 냉연 공정에서 얻어진 냉연 강판을 780∼900℃의 온도역으로 가열 후, 당해 온도역에서 20sec 이상 균열 보존 유지하고, 당해 균열 온도에서 580℃ 이상의 급냉 개시 온도까지를 평균 1차 냉각 속도 1∼100℃/s로 1차 냉각한 후, 급냉 개시 온도에서 300℃까지의 평균 2차 냉각 속도 80℃/sec 이상 2000℃/sec 미만으로, 300℃ 이하까지 2차 냉각하고, 450∼130℃의 온도역의 체류 시간: 10∼1000sec의 조건으로 보존 유지하고, 130∼50℃의 온도역을 평균 3차 냉각 속도 5℃/sec 이상으로 3차 냉각하는 공정인 고강도 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 후의 강판에 아연 도금을 실시하는 아연 도금 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 삭제
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