KR102524924B1 - 강판 - Google Patents

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히로유키 가와타
다카후미 요코야마
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Abstract

고강도이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 소정의 화학 조성 및 조직을 갖고, Mn 농도의 표준 편차 σ가 σ≥0.15Mnave(식 중, Mnave는 평균 Mn 농도임)를 충족하고, Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 10.0㎛ 미만인 강판이 제공된다. 소정의 화학 조성을 갖는 강편을 소정의 조건하에서 처리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정, 얻어진 열연 강판을 450 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정 및 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 800 내지 900℃에서 어닐링하는 공정을 포함하는 강판의 제조 방법이 더 제공된다.

Description

강판
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내수소 취성('내지연 파괴 특성'이라고도 함)이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
마르텐사이트를 주체 조직으로 하는 인장 강도가 1300MPa 이상의 초고강도 강판에 있어서, 수소 취화의 발본적 해결이 강하게 요구되고 있다. 수소 취화란, 강 중에 침입하는 수소가 마르텐사이트의 입계에 편석하여, 입계를 취화시킴(입계 강도를 저하시킴)으로써 균열이 발생하는 현상이다. 수소의 침입은 실온에서도 발생하기 때문에, 수소의 침입을 완벽하게 억제하는 방법은 존재하지 않아, 발본적 해결을 위해서는 강 내부 조직의 개질이 필수로 되어 있다.
지금까지, 고강도 강판의 내수소 취성을 개선하는 기술에 대하여 많은 제안이 이루어져 왔다(예를 들어, 특허문헌 1 내지 5, 참조).
특허문헌 1에서는, 내수소 취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박 강판으로서, 질량％로, C: 0.25 초과 내지 0.60％, Si: 1.0 내지 3.0％, Mn: 1.0 내지 3.5％, P: 0.15％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 1.5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mo: 1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), Nb: 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 충족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것으로서, 가공률 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적률로, 잔류 오스테나이트 조직: 1％ 이상, 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80％ 이상, 페라이트 및 펄라이트: 합계로 9％ 이하(0％를 포함함)를 충족함과 함께, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축 비(장축/단축): 5 이상을 충족하고, 인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 1에서는, 1000MPa의 응력을 가했을 때의 내수소 취화 특성이 개시되어 있을 뿐으로, 보다 높은 응력이 부여되었을 때의 내수소 취화 특성에 대해서는 기술적인 해결 지침이 전혀 개시되어 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 인장 강도가 1500MPa 이상의 고강도 강판으로서, 강 성분으로 Si+Mn: 1.0％ 이상을 함유하고, 주상 조직은, 페라이트와 탄화물이 층을 이루고 있으며, 나아가, 탄화물의 애스펙트비가 10 이상이고, 또한, 상기 층의 간격이 50㎚ 이하인 층상 조직이 조직 전체에 대한 체적률로 65％ 이상이며, 나아가, 페라이트와 층을 이루는 탄화물 중 애스펙트비가 10 이상이고 또한 압연 방향에 대해서 25°이내의 각도를 갖고 있는 탄화물의 분율이 면적률로 75％ 이상으로 함으로써 압연 방향의 굽힘성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다. 또한, 당해 강판은, 펄라이트 조직을 주상으로 하고, 잔부 조직에 있어서의 페라이트 상이 조직 전체에 대한 체적률로 20％ 이하이며, 펄라이트 조직의 라멜라 간격이 500㎚ 이하인 조직을 갖고, 비커스 경도가 HV200 이상인 강판에 대해서, 압연율: 60％ 이상(바람직하게는 75％ 이상)으로 냉간 압연을 실시함으로써 얻어지고 있기 때문에, 이방성이 강하고, 냉간 프레스에 의한 부재의 성형성이 낮다는 것은 용이하게 추정할 수 있다.
특허문헌 3에서는, 인장 강도가 1470MPa 이상이고, 굽힘 가공성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 냉연 강판으로서, 질량％로, C: 0.15 내지 0.20％, Si: 1.0 내지 2.0％, Mn: 1.5 내지 2.5％, P: 0.020％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01 내지 0.05％, N: 0.005％ 이하, Ti: 0.1％ 이하, Nb: 0.1％ 이하, B: 5 내지 30ppm을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며, 또한 템퍼링 마르텐사이트 상이 체적률로 97％ 이상이고, 또한 잔류 오스테나이트 상이 체적률로 3％ 미만의 금속 조직으로 하는 냉연 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 4에서는, 굽힘성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 얇은 초고강도 냉연 강판으로서, 질량％로 C: 0.15 내지 0.30％, Si: 0.01 내지 1.8％, Mn: 1.5 내지 3.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005 내지 0.05％, N: 0.005％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지며, 「강판 표층 연질부의 경도/강판 중심부의 경도≤0.8」의 관계를 충족하는 강판 표층 연질부를 갖고, 판 두께에 차지하는 강판 표층 연질부의 비율은 0.10 이상 0.30 이하이며, 또한 상기 강판 표층 연질부는 템퍼링 마르텐사이트가 체적률 90％ 이상이며, 상기 강판 중심부의 조직은 템퍼링 마르텐사이트이고, 인장 강도가 1270MPa 이상인 것을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 초고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에서는, 지연 파괴 특성의 개선을 위해서, 노점이 15℃ 이상인 분위기 중에서 650℃ 혹은 700℃에 있어서, 20min 이상의 유지를 부여할 필요가 있어, 생산성이 낮다는 과제가 있다.
특허문헌 5에서는, 인장 강도가 1470MPa 이상의 초고강도 강판에 있어서, 절단 단부에 있어서도 우수한 내지연 파괴 특성을 발휘할 수 있는 초고강도 강판으로서, 질량％로, C: 0.15 내지 0.4％, Mn: 0.5 내지 3.0％, Al: 0.001 내지 0.10％를 각각 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 상기 불가피적 불순물 중, P, S, N이, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하로 각각 제한되는 성분 조성을 갖고, 전체 조직에 대한 면적률로, 마르텐사이트: 90％ 이상, 잔류 오스테나이트: 0.5％ 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 국소의 Mn 농도가, 강판 전체의 Mn 함유량의 1.1배 이상으로 되는 영역이, 면적률로 2％ 이상 존재하며, 인장 강도가 1470MPa 이상인 초고강도 강판이 개시되어 있다.
또한, 상기 이외에도, 예를 들어 특허문헌 6 내지 8에, 고강도 강판에 관한 기술이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 제2006-207019호 공보 일본 특허 공개 제2010-138489호 공보 일본 특허 공개 제2010-215958호 공보 일본 특허 공개 제2011-179030호 공보 일본 특허 공개 제2016-153524호 공보 국제 공개 제2012/141297호 일본 특허 공개 제2016-050343호 공보 국제 공개 제2017/168962호
전술한 바와 같이, 수소 취화에 있어서는, 강 중의 수소가 입계에 편석하는 것이 수소 취화 발생의 기점으로 되어 있으며, 이 때문에, 입계보다도 강한 편석 사이트를 도입하면, 입계에 대한 수소의 편석을 억제할 수 있다고 생각된다. 그러나, 특허문헌 1 내지 8 중 어느 것에 있어서도, 이와 같은 관점에서 내수소 취성을 향상시키는 것에 대하여 충분한 검토는 전혀 이루어져 있지 않아, 그 때문에 종래 기술에 있어서는 내수소 취성의 향상에 대하여 여전히 개선의 여지가 있었다.
본 발명은, 상기 실정을 감안하여, 고강도이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1) 질량％로,
C: 0.15 내지 0.40％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 5.00％,
P: 0.0001 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0001 내지 0.0200％,
Co: 0 내지 0.50％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0200％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.100％,
Ta: 0 내지 0.100％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.050％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％,
La: 0 내지 0.050％ 및
Ce: 0 내지 0.050％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5.0％ 이하 및
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 90.0％ 이상
을 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이며,
Mn 농도의 표준 편차 σ가 σ≥0.15Mnave(식 중, Mnave는 평균 Mn 농도임)를 충족하고,
Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 10.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는, 강판.
(2) Co: 0.01 내지 0.50％,
Ni: 0.01 내지 1.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Cr: 0.001 내지 2.000％,
O: 0.0001 내지 0.0200％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.001 내지 0.100％,
Ta: 0.001 내지 0.100％,
Sn: 0.001 내지 0.050％,
Sb: 0.001 내지 0.050％,
As: 0.001 내지 0.050％,
Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
Ca: 0.001 내지 0.050％,
Y: 0.001 내지 0.050％,
Zr: 0.001 내지 0.050％,
La: 0.001 내지 0.050％ 및
Ce: 0.001 내지 0.050％
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 강판.
본 발명에 따르면, 고강도이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 내수소 취성에 부여하는 Mn의 표준 편차와 Mn 농화 영역의 원 상당 직경의 관계를 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이들 설명은, 본 발명의 실시 형태의 단순한 예시를 의도하는 것으로서, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지는 않는다.
<강판>
본 발명의 실시 형태에 따른 강판은, 질량％로,
C: 0.15 내지 0.40％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 5.00％,
P: 0.0001 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0001 내지 0.0200％,
Co: 0 내지 0.50％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
O: 0 내지 0.0200％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.100％,
Ta: 0 내지 0.100％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.050％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％,
La: 0 내지 0.050％ 및
Ce: 0 내지 0.050％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5.0％ 이하 및
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 90.0％ 이상
을 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이며,
Mn 농도의 표준 편차 σ가 σ≥0.15Mnave(식 중, Mnave는 평균 Mn 농도임)를 충족하고,
Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 10.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하고 있다.
앞에서 설명한 바와 같이, 수소 취화에 있어서는, 강 중의 수소가 입계에 편석하는 것이 수소 취화 발생의 기점으로 되어 있으며, 이 때문에, 입계보다도 강한 편석 사이트를 도입하면, 입계에 대한 수소의 편석을 억제할 수 있다고 생각된다. 한편, 입계에 수소가 편석하는 이유는, 입자 내에 비하여 입계에 「간극」이 존재하기 때문이다. 즉, 입계보다도 큰 간극을 도입할 수 있으면, 거기에 수소가 편석하기 때문에, 결과로서 입계에 대한 수소의 편석을 억제하는 것이 가능해진다고 생각된다.
그래서, 본 발명자들은, 입계보다도 강한 편석 사이트로서 Mn에 착안하여 검토를 행하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 강 중에 Mn 농화부를 입상이면서 또한 극소하게 분산시킴으로써, 수소를 입계가 아니라, 이 Mn 농화부에 편석시킬 수 있고, 한편으로 이와 같은 수소의 편석에 기인하여 당해 Mn 농화부에는 마이크로 보이드가 생성되기 때문에, 이 생성된 마이크로 보이드에 수소를 더욱 편석시키는 것이 가능하게 되어, 그 때문에 입계에 대한 수소의 편석을 충분히 억제하여 강판의 내수소 취성을 현저하게 개선시킬 수 있다는 것을 발견하였다.
그러나, 통상의 강판 제조에 있어서, 상기와 같은 Mn 농화부나 마이크로 보이드를 강 중에 임의로 생성시키는 것은 매우 어렵다. 그래서, 본 발명자들은, 이하와 같이 하여 강 중에 Mn 농화부 및 마이크로 보이드를 생성시켜 내수소 취성의 개선에 활용할 수 있다는 것을 추가로 발견하였다.
(ⅰ) 우선, 열간 압연 시에 마무리 압연 완료 후의 오스테나이트 입자(γ 입자)를 등축의 입상의 형태로 제어한다.
(ⅱ) 이 등축의 γ 입자로부터 페라이트 입자를 생성시키기 위해서, 마무리 압연 후에는 급랭한다. 여기서, 급랭하는 이유는, 입계에 대한 불순물 원소의 편석을 억제하기 위해서이며, 입계에 불순물 원소가 편석하면 γ 입자로부터 페라이트 입자의 생성이 저해되기 때문이다.
(ⅲ) 상기 조건에서 마무리 압연을 종료한 후, 냉각 및 권취의 사이에 펄라이트를 발생시킴과 함께, 등축의 γ 입자로부터 생성된 미세한 페라이트 입자에 의해, 펄라이트가 밴드형 조직을 형성하는 것을 억제하여, 입상의 펄라이트를 형성시킨다.
(ⅳ) Mn은 시멘타이트와의 결합이 강하기 때문에, 권취 후, 실온까지 코일이 서랭되는 동안에, 입상의 고립된 각 펄라이트 중의 시멘타이트에 Mn이 농화된다.
(ⅴ) 이와 같이 열연 조건을 최적화하고, Mn 농화부를 입상이면서 또한 극소하게 분산시킨 열연 강판을 얻는다.
(ⅵ) 열간 압연 후, 냉연 및 어닐링의 공정을 거쳐, 최종적으로 Mn 농화부가 입상이면서 또한 극소하게 분산된 마르텐사이트 주체의 고강도 강을 얻는다.
(ⅶ) 이 고강도 강을 수소 취성의 환경하에서 사용하는 경우, 우선, Mn 농화부에서 수소 취화 균열이 발생한다. 또한, 이 균열에 의해 발생한 크랙은 Mn 농화부만에서 정지한다. 이 때문에, 수소 취화 처리 후의 강 단면에서는, 극소한 Mn 농화부에 대응하도록, 극소한 미세 균열(마이크로 보이드)이 존재하게 되어, 이 마이크로 보이드의 생성에 의해, 강판 중의 구 γ입계에 대한 수소 편석의 억제와, 잔류 응력의 해방 효과가 발생하기 때문에, 높은 인장 강도와 함께 수소 취성이 우수한 강을 얻는 것이 가능해진다.
또한, 본 발명자들은, 상기 강판은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 연구해도 제조 곤란하며, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정으로 최적화를 달성함으로써만 제조 가능한 것도, 다양한 연구를 거듭함으로써 알아내어 본 발명을 완성하였다. 이하, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 대한 「％」는 질량％를 의미한다.
(C: 0.15 내지 0.40％)
C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키는 원소이므로, 그 첨가량은 원하는 강도 레벨에 따라서 조정된다. 0 .15％ 미만이면, 제강 기술상 곤란하여 비용 상승이 될뿐만 아니라, 용접부의 피로 특성이 열화된다. 이 때문에 하한값을 0.15％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.16％ 이상, 0.18％ 이상 또는 0.20％ 이상이어도 된다. 또한, C 함유량이 0.40％ 초과이면, 내수소 취성의 열화를 초래하거나, 용접성을 손상시키거나 한다. 이 때문에 상한값을 0.40％ 이하로 한다. C 함유량은 0.35％ 이하, 0.30％ 이하 또는 0.25％ 이하여도 된다.
(Si: 0.01 내지 2.00％)
Si는, 탈산제로서 작용하고, 탄화물 및 열처리 후의 잔류 오스테나이트의 형태에 영향을 미치는 원소이다. 또한, 강 부품 중에 존재하는 탄화물의 체적률을 저감시키고, 잔류 오스테나이트를 더 활용하여, 강의 신율의 향상을 도모하는 것이 유효하다. 0.01％ 미만이면, 조대한 산화물의 생성을 억제하는 것이 어려워져, 이 조대한 산화물을 기점으로 하여 마이크로 보이드보다도 먼저 균열이 생성되고, 이 균열이 강재 내를 전파함으로써 내수소 취성은 열화된다. 이 때문에 하한값을 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이상 또는 0.30％ 이상이어도 된다. 또한, Si 함유량이 2.00％ 초과이면, 열연 조직에 있어서의 탄화물에 대한 Mn의 농화를 방지하여, 내수소 취성을 저하시킨다. 이 때문에 상한값을 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 1.80％ 이하, 1.60％ 이하 또는 1.40％ 이하여도 된다.
(Mn: 0.10 내지 5.00％)
Mn은, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 0.10％ 미만이면, 이 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 0.30％ 이상, 0.50％ 이상 또는 1.00％ 이상이어도 된다. 또한, Mn 함유량이 5.00％ 초과이면, P, S와의 공편석을 조장할 뿐만 아니라, 농화부 이외의 Mn 농도가 증가함으로써 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다. 또한 내식성을 열화시킨다. 이 때문에 상한값을 5.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은 4.50％ 이하, 3.50％ 이하 또는 3.00％ 이하여도 된다.
(P: 0.0001 내지 0.0200％)
P는, 페라이트 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화를 촉구하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.0001％ 미만이면, 고순도화하기 위해서는, 정련을 위해서 요하는 시간이 많아져, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 한다. P 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 또한, P 함유량이 0.0200％ 초과이면, 입계 취화에 의해 내수소 취성의 저하를 초래한다. 이 때문에 상한값을 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
(S: 0.0001 내지 0.0200％)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하고, 강재 부품의 연성의 저하를 초래하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.0001％ 미만이면, 고순도화하기 위해서는, 정련을 위해 요하는 시간이 많아져, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 한다. S 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 또한, S 함유량이 0.0200％ 초과이면, 냉간 가공 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열의 발생을 초래하여, 마이크로 보이드의 생성보다도 낮은 부하 응력으로 이 균열이 강재 내를 전파하기 때문에, 본 발명의 효과를 얻지 못해 내수소 취성이 열화된다. 이 때문에 상한값을 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
(Al: 0.001 내지 1.000％)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 첨가 효과를 충분히 얻지 못해 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량은 0.005％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다. 또한, Al 함유량이 1.000％ 초과이면, 조대한 Al 산화물이 생성되고, 이 조대한 산화물에서는 마이크로 보이드보다도 먼저 균열이 생성되어, 이 균열이 강재 내를 전파하기 때문에, 내수소 취성은 열화된다. 이 때문에 상한값을 1.000％ 이하로 한다. Al 함유량은 0.950％ 이하, 0.900％ 이하 또는 0.800％ 이하여도 된다.
(N: 0.0001 내지 0.0200％)
N은, 강판 중에서 조대한 질화물을 형성하고, 강판의 내수소 취성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 0.0001％ 미만이면, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 또한, N 함유량이 0.0200％ 초과이면, 조대한 질화물을 생성하고, 이 질화물에서는 마이크로 보이드보다도 먼저 균열이 생성되어, 이 균열이 강재 내를 전파하기 때문에, 내수소 취성은 열화된다. 또한, 블로홀의 발생이 현저해진다. 이 때문에 상한값을 0.0200％ 이하로 한다. N 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0160％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 강판은, 필요에 따라 이하의 원소를 함유하고 있어도 된다. 당해 강판은, 잔부의 Fe의 일부 대신에 이하의 원소를 함유하고 있어도 된다.
(Co: 0 내지 0.50％)
Co는, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.01％ 미만이면, 첨가 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.02％ 이상, 0.05％ 이상 또는 0.10％ 이상이어도 된다. 또한, Co 함유량이 0.50％ 초과이면, 현저하게 조대한 Co 탄화물의 석출을 초래하고, 이 조대한 Co 탄화물을 기점으로 하여 균열이 생성되기 때문에, 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.50％ 이하로 한다. Co 함유량은 0.45％ 이하, 0.40％ 이하 또는 0.30％ 이하여도 된다.
(Ni: 0 내지 1.00％)
Ni는, 강화 원소임과 함께 ??칭성의 향상에 유효하다. 또한, 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하기 때문에 첨가해도 된다. 0.01％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.02％ 이상, 0.05％ 이상 또는 0.10％ 이상이어도 된다. 또한, Ni 함유량이 1.00％ 초과이면, 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치거나 또는 내수소 취성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은 0.90％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.60％ 이하여도 된다.
(Mo: 0 내지 1.00％)
Mo는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 0.01％ 미만이면, 그 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.02％ 이상, 0.05％ 이상 또는 0.08％ 이상이어도 된다. 또한, Mo 함유량이 1.00％ 초과이면, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 포화한다. 이 때문에 상한값을 1.00％ 이하로 한다. Mo 함유량은 0.90％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.60％ 이하여도 된다.
(Cr: 0 내지 2.000％)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하고, 강의 고강도화에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 첨가의 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.005％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.050％ 이상이어도 된다. 또한, Cr 함유량이 2.000％ 초과이면, 중심 편석부에 조대한 Cr 탄화물을 형성하게 되어, 내수소 취성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 2.000％ 이하로 한다. Cr 함유량은 1.800％ 이하, 1.500％ 이하 또는 1.000％ 이하여도 된다.
(O: 0 내지 0.0200％)
O는, 산화물을 형성하고, 내수소 취성을 열화시키기 때문에, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고，펀칭 단면, 혹은 절단면에 존재하면, 단면에 절결형의 흠집이나 조대한 딤플을 형성하기 때문에, 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점으로 되어 대폭적인 가공성의 열화를 초래한다. 그러나, 0.0001％ 미만이면, 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. O 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 된다. 한편, O 함유량이 0.0200％ 초과이면, 상기 가공성의 열화 경향이 현저해진다. 이 때문에 상한값을 0.0200％ 이하로 한다. O 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.
(Ti: 0 내지 0.500％)
Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은 0.003％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.050％ 이상이어도 된다. 또한, Ti 함유량이 0.500％ 초과이면, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
(B: 0 내지 0.0100％)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하여, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉구하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.0001％ 미만이면, 첨가에 의한 고강도화의 향상의 효과를 충분히 얻지는 못한다. 또한, 0.0001％ 미만의 동정에는 분석에 세심한 주의를 기울일 필요가 있음과 함께, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 이른다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0003％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다. 또한, B 함유량이 0.0100％ 초과이면, 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하고, 냉간 가공 시의 보이드의 발생 기점으로 되어, 내수소 취성은 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하여도 된다.
(Nb: 0 내지 0.500％)
Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 위해서 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 0.001％ 미만이면, 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다. 또한, Nb 함유량이 0.500％ 초과이면, 현저하게 조대한 Nb 탄화물의 생성을 초래하고, 이 조대한 Nb 탄화물에서는 균열이 발생하기 쉽기 때문에, 내수소 취성은 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.500％ 이하로 한다. Nb 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
(V: 0 내지 0.500％)
V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다. 또한, V 함유량이 0.500％ 초과이면, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.500％ 이하로 한다. V 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
(Cu: 0 내지 0.500％)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.030％ 이상이어도 된다. 또한, Cu 함유량이 0.500％ 초과이면, 열간 압연 중에 강재가 취화되어, 열간 압연이 불가능하게 되는 경우가 있거나 또는 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.500％ 이하로 한다. Cu 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
(W: 0 내지 0.100％)
W는, 강판의 강도 상승에 유효할 뿐만 아니라, W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 되기 때문에 매우 중요한 원소이다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. W 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 또한, W 함유량이 0.100％ 초과이면, 현저하게 조대한 W 석출물 혹은 정출물의 생성을 초래하고, 이 조대한 W 석출물 혹은 정출물에서는 균열이 발생하기 쉬워, 낮은 부하 응력으로 강재 내를 이 균열이 전파되기 때문에, 내수소 취성은 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.100％ 이하로 한다. W 함유량은 0.080％ 이하, 0.060％ 이하 또는 0.050％ 이하여도 된다.
(Ta: 0 내지 0.100％)
Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 첨가 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ta 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 또한, Ta 함유량이 0.100％ 초과이면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 내 굽힘성을 저하시키거나 또는 내수소 취성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.100％ 이하로 하는 Ta 함유량은 0.080％ 이하, 0.060％ 이하 또는 0.050％ 이하여도 된다.
(Sn: 0 내지 0.050％)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.001％ 미만이면, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 또한, Sn 함유량이 0.050％ 초과이면, 입계의 취화에 의한 내수소 취성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Sn 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(Sb: 0 내지 0.050％)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하기 때문에, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 0.001％ 미만이면, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.008％ 이상이어도 된다. 또한, Sb 함유량이 0.050％ 초과이면, 내수소 취성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Sb 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(As: 0 내지 0.050％)
As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되고, 입계에 강하게 편석하는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 0.001％ 미만이면, 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. As 함유량은 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 또한, As 함유량이 0.050％ 초과이면, 내수소 취성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. As 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(Mg: 0 내지 0.0500％)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.0001％ 미만이면, 그 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0050％ 이상이어도 된다. 또한, Mg 함유량이 0.0500％ 초과이면, 조대한 개재물의 형성에 의한 내수소 취성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.0500％ 이하로 한다. Mg 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Ca: 0 내지 0.050％)
Ca는, 탈산 원소로서 유용한 외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘한다. 0.001％ 미만이면, 효과가 충분하지 않다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다. 또한, Ca 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 개재물의 형성에 의한 내수소 취성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Ca 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(Y: 0 내지 0.050％)
Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Y 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다. 또한, Y 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 Y 산화물이 생성되어, 내수소 취성은 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Y 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(Zr: 0 내지 0.050％)
Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 이들 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다. 또한, Zr 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 내수소 취성은 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Zr 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(La: 0 내지 0.050％)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 그 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. La 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다. 또한, La 함유량이 0.050％ 초과이면, La 산화물이 생성되어, 내수소 취성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. La 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
(Ce: 0 내지 0.050％)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 0.001％ 미만이면, 그 효과를 얻지 못한다. 이 때문에 하한값을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다. 또한, Ce 함유량이 0.050％ 초과이면, Ce 산화물이 생성되어, 내수소 취성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 0.050％ 이하로 한다. Ce 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
또한, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판에서는, 상기에 설명한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판에 대해서 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것(소위 불가피적 불순물)을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 상기에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 특성에 영향을 미치지 않는 레벨로 당해 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
계속해서, 본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 조직 및 특성의 특징을 설명한다.
(페라이트: 5.0％ 이하)
페라이트의 면적률은, 마르텐사이트를 주체 조직으로 하는 강의 변형능에 영향을 미치고, 면적률의 증가에 수반하여 국부 변형능과 내수소 취성이 저하된다. 5.0％ 초과이면, 응력 부하 시의 탄성 변형에 있어서의 파괴를 초래하고, 내수소 취성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 5.0％ 이하로 하고, 4.0％ 이하, 3.0％ 이하 또는 2.0％ 이하여도 된다. 또한, 페라이트의 면적률은 0％여도 되지만, 1.0％ 미만이면, 제조에 있어서 고도의 제어를 요하고, 수율의 저하를 초래하기 때문에, 하한값은 바람직하게는 1.0％ 이상이다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 90.0％ 이상)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은, 강의 강도에 영향을 미치고, 면적률이 클수록 인장 강도가 증가한다. 90.0％ 미만이면, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 충분하지 않아, 목표로 하는 인장 강도를 달성할 수 없으며, 이 밖에도, 응력 부하에 있어서의 탄성 변형 시의 파괴나 내수소 취성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 하한값을 90.0％ 이상으로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은 95.0％ 이상, 97.0％ 이상, 99.0％ 이상, 또는 100.0％여도 된다.
(잔부 조직)
상기 조직 이외의 잔부 조직은 0％여도 되지만, 그것이 존재하는 경우에는, 잔부 조직은 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이다. 펄라이트 및 잔류 오스테나이트는 강의 국부 연성을 열화시키는 조직 인자이며, 적을수록 바람직하다. 또한, 잔부 조직의 면적률이 8.0％ 초과이면, 응력 부하 시의 탄성 변형에 있어서의 파괴를 초래하고, 내수소 취성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 특별히 한정되지는 않지만, 잔부 조직의 면적률은, 바람직하게는 8.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 7.0％ 이하이다. 한편, 잔부 조직의 면적률을 0％로 하기 위해서는, 제조에 있어서 고도의 제어를 필요로 하기 때문에, 수율의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 하한값은 1.0％ 이상이어도 된다.
(Mn 농도의 표준 편차 σ≥0.15Mnave)
Mn 농도의 표준 편차 σ는, 강재에 있어서의 Mn 농도의 분포를 나타내는 지표이며, 이 값이 클수록, 평균 Mn 농도(Mnave)보다도 농도가 큰 영역이 존재하는 것에 대응한다. 이 Mn 농화 영역에서 마이크로 보이드가 생성되기 때문에, 내수소 취성은 향상된다. 0.15Mnave 미만이면, Mn 농화 영역의 면적이 충분하지 않아, 마이크로 보이드의 생성에 의한 내수소 취성의 개선 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.15Mnave 이상으로 하고, 0.17Mnave 이상 또는 0.20Mnave 이상이어도 된다. 또한, Mn의 농화부의 면적률은 많을수록 바람직하지만, 표준 편차가 과도하게 너무 높은 경우에는, Mn 농화부의 면적률의 증가에 의해 Mn 농화부의 연결을 촉구하기 때문에, 내수소 취성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Mn 농도의 표준 편차 σ는 1.00Mnave 이하가 바람직하고, 0.90Mnave 이하 또는 0.80Mnave 이하여도 된다.
(Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경: 10.0㎛ 미만)
Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경은, Mn 농화부에서 생성되는 마이크로 보이드의 크기를 제어하는 인자이다. 마이크로 보이드는 강 중에 미세하며 또한 다수 분산하는 쪽이 내수소 취성은 향상된다. Mn의 농화 영역의 사이즈는 작을수록 바람직하지만, 작은 경우에는 Mn 농화 영역에 있어서 마이크로 보이드의 생성이 억제되어, 본 발명의 효과를 얻지 못하게 되는 경우가 있다. 이 때문에, 1.0㎛ 이상의 원 상당 직경이 바람직하다. 또한, 10.0㎛ 이상이면, 이 크기의 Mn 농화 영역에서 생성되는 균열의 길이는 크고, 균열 선단에 걸리는 응력 집중이 증가하기 때문에, 내수소 취성의 개선 효과를 얻는 것보다도 먼저, 이 큰 균열이 강 중을 전파하여, 강재의 파괴를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, 상한값을 10㎛ 미만으로 하고, 9.0㎛ 이하 또는 8.0㎛ 이하여도 된다.
다음으로, 상기에서 규정하는 조직의 관찰 및 측정 방법을 설명한다.
(페라이트의 면적률의 평가 방법)
페라이트의 면적률은, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission-Scanning Electron Microscope)을 사용한 전자 채널링 콘트라스트 상(像)에 의해, 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 관찰함으로써 구한다. 전자 채널링 콘트라스트 상은, 결정립 내의 결정 방위 차를 상의 콘트라스트 차로서 검출하는 방법이며, 당해 상에 있어서, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 아니라, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서 균일한 콘트라스트로 비치는 부분이 폴리고날 페라이트이다. 35×25㎛의 전자 채널링 콘트라스트 상 8시야를, 화상 해석의 방법으로, 각 시야에서의 폴리고날 페라이트의 면적률을 산출하고, 그 평균값을 페라이트의 면적률로 한다.
(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률의 평가 방법)
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트도 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 합계의 면적률을 구한다. 이들 조직은 페라이트보다도 에칭되기 어렵기 때문에, 조직 관찰면상에서는 볼록부로서 존재한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 라스형의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이 복수의 밸리언트, 즉, 서로 다른 방향으로 신장된 복수의 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 또한, 잔류 오스테나이트도 조직 관찰면상에서는 볼록부에서 존재한다. 이 때문에, 상기 수순으로 구한 볼록부의 면적률을, 후술하는 수순으로 측정하는 잔류 오스테나이트의 면적률로 뺌으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 면적률을 정확하게 측정하는 것이 가능해진다.
(베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률의 평가 방법)
잔류 오스테나이트의 면적률은, X선을 사용한 측정에 의해 산출할 수 있다. 즉, 시료의 판면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 그리고, 연마 후의 시료에 대해서 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여 얻어진, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하고, 이것을, 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다. 또한, 펄라이트는 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 면적률을 구한다. 펄라이트는 판형의 탄화물과 페라이트가 배열된 조직이다. 또한, 베이나이트는, 라스형의 결정립 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 밸리언트, 즉, 동일한 방향으로 신장된 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장된 철계 탄화물군이란, 철계 탄화물군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다. 베이나이트는, 방위 차 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸인 베이나이트를 1개의 베이나이트 입자로서 계산한다.
(Mn 농도의 표준 편차 σ의 평가 방법)
Mn의 농도 분포는 EPMA(전자선 마이크로애널라이저)를 사용하여 측정한다. 전술한 SEM에 의한 조직 관찰과 동일하게, 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 35×25㎛의 영역에 있어서의 원소 농도 맵을 측정 간격 0.1㎛로 취득한다. 8시야분의 원소 농도 맵의 데이터를 기초로, Mn 농도의 히스토그램을 구하고, 이 실험에서 얻은 Mn 농도의 히스토그램을 정규 분포로 근사하여, 표준 편차 σ를 산출한다. 또한, 히스토그램을 구하는 경우에는, Mn 농도의 구간을 0.1％로 설정한다. 또한, Mn 농도의 히스토그램을 정규 분포로 근사했을 때의 중앙값을 본 발명에 있어서의 「평균 Mn 농도(Mnave)」로서 정의한다.
(Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경의 평가 방법)
전술한 수순으로 얻은 8시야분의 Mn 농도 맵을 기초로, Mnave+1.3σ 초과인 Mn 농도를 갖는 영역의 원 상당 직경을 측정한다. 원 상당 직경의 측정에서는, Mnave+1.3σ 이하의 영역과 Mnave+1.3σ 초과의 영역으로 색 구분을 한 2치화 상을 작성하고, 화상 해석에 의해 개개의 농화부의 면적을 구하고, 그 면적에 상당하는 원의 직경을 산출한다. 또한, 이 수순으로 얻어지는 Mn 농화부의 면적은 2차원 단면에서의 면적값에 불과하며, 실제로는 Mn 농화부는 3차원에서 존재하고 있다. 3차원에 있어서의 Mn 농화부의 영역을 구하기 위해서, 상기에서 얻은 개개의 Mn 농화부의 면적에 상당하는 원의 직경을 대수 정규 분포로 근사하고, 이 대수 정규 분포에 있어서의 중앙값을 원 상당 직경으로 한다. 또한, 대수 정규 분포를 구할 때에는, 다음의 Mn 농도를 구간으로 설정한다. 0.10㎛, 0.16㎛, 0.25㎛, 0.40㎛, 0.63㎛, 1.00㎛, 1.58㎛, 2.51㎛, 3.98㎛, 6.31㎛, 10.00㎛, 15.85㎛, 25.12㎛, 39.81㎛, 63.10㎛, 100.00㎛. 여기서, Mn 농도의 구간의 하한값을 0.10㎛로 설정하는 이유는, EPMA에 의한 Mn 농도의 분석에 있어서의 측정 간격을 0.1㎛로 설정하는 경우, 분석점 1개소당(0.01㎛2)의 원 상당 직경은 0.11㎛이기 때문이다.
(도금층)
본 발명의 실시 형태에 따른 강판은, 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 아연 등의 원소를 함유하는 도금층을 갖고 있어도 된다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지된 임의의 조성을 갖는 도금층이어도 되며, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 아연 이외에도 알루미늄이나 마그네슘 등의 첨가 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 이 도금층은, 합금화 처리를 실시하고 있어도 되며 또는 합금화 처리를 실시하고 있지 않아도 된다. 합금화 처리를 실시한 경우에는, 도금층은, 상기 원소 중 적어도 1종과 강판으로부터 확산해 온 철과의 합금을 함유하고 있어도 된다. 또한, 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지 않고 일반적인 부착량이어도 된다.
(기계 특성)
본 발명의 실시 형태에 따른 강판에 의하면, 높은 인장 강도, 구체적으로는 1300MPa 이상의 인장 강도와, 높은 연성, 구체적으로는 5.0％ 이상의 전체 신율을 달성하면서, 내수소 취성을 향상시키는 것이 가능하다. 인장 강도는 바람직하게는 1350MPa 이상이며, 보다 바람직하게는 1400MPa 이상이다.
<강판의 제조 방법>
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은 상술한 성분 범위의 재료를 사용하여, 열간 압연과 냉연 및 어닐링 조건의 일관된 관리를 특징으로 하고 있다. 이하, 강판의 제조 방법 일례에 대하여 설명하지만, 본 발명에 따른 강판의 제조 방법은 이하의 형태에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 강판에 관하여 상기에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편을 마무리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 이하의 조건:
상기 마무리 압연의 개시 온도가 950 내지 1150℃일 것,
상기 마무리 압연을 20％ 이상의 압하율로 3패스 이상 행할 것,
상기 마무리 압연으로 20％ 이상의 압하율을 부여하는 각 압연 패스와 상기 각 압연 패스의 하나 전의 압연 패스와의 패스 간 시간이 0.2 내지 5.0초일 것,
상기 마무리 압연의 종료 온도가 650 내지 950℃일 것,
상기 마무리 압연의 종료 후 1.0 내지 5.0초의 범위 내에서 냉각을 개시할 것, 및
상기 냉각이 20.0 내지 50.0℃/초의 평균 냉각 속도로 행해질 것
을 충족하는 열간 압연 공정,
얻어진 열연 강판을 450 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정, 그리고
상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 800 내지 900℃에서 어닐링하는 공정
을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 이하, 각 공정에 대하여 상세히 설명한다.
(열간 압연 공정)
열간 압연 공정에서는, 강판에 관하여 상기에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편이 열간 압연에 제공된다. 사용하는 강편은, 생산성의 관점에서 연속 주조법에 의해 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다.
(조압연)
본 방법에서는, 예를 들어 주조된 강편에 대해서, 판 두께 조정 등을 위해서, 임의 선택으로 마무리 압연의 전에 조압연을 실시해도 된다. 이와 같은 조압연은, 원하는 시트바 치수를 확보할 수 있으면 되며, 그 조건은 특별히 한정되지는 않는다.
(마무리 압연의 개시 온도: 950 내지 1150℃)
얻어진 강편 또는 그에 추가하여 필요에 따라 조압연된 강편은, 이어서 마무리 압연을 실시한다. 마무리 압연의 개시 온도는, 오스테나이트의 재결정 제어에 중요한 인자이다. 950℃ 미만이면, 마무리 압연 후에 온도가 저하되어, 미재결정 오스테나이트가 잔존하고, 마무리 열연 후의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트의 입계로부터 페라이트가 생성되어, 신장된 오스테나이트의 입자 내는 전부 펄라이트로 변태하기 때문에, 펄라이트의 시멘타이트 라멜라로 Mn이 농화될 때, 이 농화부의 영역의 원 상당 직경이 10.0㎛를 초과한다. 이 때문에 하한값을 950℃ 이상으로 하고, 970℃ 이상 또는 980℃ 이상이어도 된다. 또한, 1150℃ 초과이면, 마무리 압연 도중의 온도가 고온으로 되기 때문에, 재결정 오스테나이트 입자의 입계에 C, Si, Mn, P, S, B 등의 합금 원소가 편석하여, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제된다. 이 때문에 상한값을 1150℃ 이하로 하고, 1140℃ 이하 또는 1130℃ 이하여도 된다.
(마무리 압연을 20％ 이상의 압하율로 3패스 이상)
마무리 압연에 있어서의 20％ 이상의 압하율의 압연 횟수는, 압연 중의 오스테나이트의 재결정을 촉구하는 효과가 있고, 마무리 압연에 있어서의 압하율, 압연 횟수 및 패스 간 시간을 제어함으로써 오스테나이트 입자의 형태를 등축이면서 또한 미세하게 제어하는 것이 가능해진다. 3패스 미만이면, 미재결정의 오스테나이트가 남기 때문에, 발명의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 3패스 이상으로 하고, 4패스 이상 또는 5패스 이상이어도 된다. 한편, 상한값에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 10패스 초과이면, 압연 스탠드를 다수 설치할 필요가 있어, 설비의 대형화와 제조 비용의 증가를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값은 바람직하게는 10패스 이하로 하고, 9패스 이하 또는 7패스 이하여도 된다.
(마무리 압연으로 20％ 이상의 압하율을 부여하는 각 압연 패스와 당해 각 압연 패스의 하나 전의 압연 패스와의 패스 간 시간이 0.2 내지 5.0초)
마무리 압연에 있어서의 20％ 이상의 압연의 패스 간 시간은, 압연 후의 오스테나이트 입자의 재결정과 입성장을 제어하는 인자이다. 0.2초 미만이면, 오스테나이트의 재결정이 완료되지 않고, 미재결정 오스테나이트의 비율이 증가하기 때문에 발명의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 0.2초 이상으로 하고, 0.3초 이상 또는 0.5초 이상이어도 된다. 또한, 5.0초 초과이면, 재결정 오스테나이트의 입계를 향해 C, Si, Mn, P, S, B 등의 합금 원소가 편석하여, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제된다. 이 때문에 상한값을 5.0초 이하로 하고, 4.5초 이하 또는 4.0초 이하여도 된다.
(마무리 압연의 종료 온도: 650 내지 950℃)
마무리 압연의 종료 온도는, 오스테나이트의 재결정 제어에 중요한 인자이다. 650℃ 미만이면, 미재결정 오스테나이트의 잔존을 초래하기 때문에, 발명의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 650℃ 이상으로 하고, 670℃ 이상 또는 700℃ 이상이어도 된다. 또한, 950℃ 초과이면, 재결정 오스테나이트 입자의 입계에 C, Si, Mn, P, S, B 등의 합금 원소가 편석하여, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제된다. 이 때문에 상한값을 950℃ 이하로 하고, 930℃ 이하 또는 900℃ 이하여도 된다.
(마무리 압연의 종료 후 1.0 내지 5.0초의 범위 내에서 냉각 개시)
마무리 압연의 종료 후, 냉각 개시까지의 시간은, 오스테나이트의 재결정 거동과 오스테나이트 입계에 대한 합금 원소의 편석 제어에 중요한 인자이다. 1.0초 미만이면, 오스테나이트의 재결정이 완료되지 않아, 미재결정 오스테나이트의 잔존을 초래하기 때문에, 발명의 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 하한값을 1.0초 이상으로 하고, 2.0초 이상이어도 된다. 또한, 5.0초 초과이면, 재결정 오스테나이트 입자의 입계에 C, Si, Mn, P, S, B 등의 합금 원소가 편석하여, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제된다. 이 때문에 상한값을 5.0초 이하로 하고, 4.0초 이하여도 된다.
(평균 냉각 속도: 20.0 내지 50.0℃/초)
냉각 개시 후, 마무리 압연 종료 온도로부터 마무리 압연 종료 온도보다도 100℃ 낮은 온도가 될 때까지에 있어서의 평균 냉각 속도는, 오스테나이트로부터의 페라이트 및 펄라이트 변태의 제어에 중요한 인자이다. 20.0℃/초 미만이면, 냉각 도중에 있어서 오스테나이트 입계에 합금 원소가 편석하여, 페라이트 변태를 발생하지 않는 오스테나이트 입계가 존재하게 되기 때문에, 펄라이트 조직의 조대화를 초래하여, Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기한다. 이 때문에 하한값을 20.0℃/초 이상으로 하고, 25.0℃/초 이상 또는 30.0℃/초 이상이어도 된다. 또한, 50.0℃/초 초과이면, 페라이트 변태 후의 펄라이트 변태가 일어나기 어려워져, 펄라이트의 시멘타이트 라멜라에 대한 Mn 농화를 촉구할 수 없게 된다. 이 때문에 상한값을 50.0℃/초 이하로 하고, 45.0℃/초 이하 또는 40.0℃/초여도 된다. 또한, 마무리 압연 후, 열연 강판의 냉각 도중에, 열연 강판에 대해서 물을 뿌리지 않는 영역을 마련하거나 하여, 열연 강판의 온도를 소정 온도로 유지함(중간 유지함)으로써, 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 변태를 촉진시켜 페라이트 입자의 핵 생성의 증가와 함께 페라이트 조직끼리를 접촉시킬 수 있어, 상기한 페라이트 변태를 발생하지 않는 오스테나이트 입계의 양을 저감시킬 수 있다. 결과로서, 펄라이트 조직의 조대화를 억제할 수 있어, 본 발명에 따른 강판을 보다 안정적으로 제조할 수 있을 것으로 생각된다.
(권취 공정)
열간 압연 공정의 후, 얻어진 열연 강판은, 다음의 권취 공정에 있어서 450 내지 700℃의 권취 온도에서 권취된다. 권취 온도는, 열연판의 강 조직의 제어에 중요한 인자이다. 450℃ 미만이면, 펄라이트 변태가 일어나지 않게 되어, 시멘타이트에 대한 Mn 농화를 촉구하는 것이 곤란해진다. 이 때문에 하한값을 450℃ 이상으로 하고, 470℃ 이상 또는 490℃ 이상이어도 된다. 또한, 700℃ 초과이면, 강대 표면으로부터 강판 내부에 산소가 공급되고, 열연판의 표층에 내부 산화층을 형성한다. 내부 산화란, 강의 결정립계를 따른 산화물이며, 냉연 어닐링 후에 잔존하면 균열의 기점으로 되어 내수소 취성의 저하를 초래한다. 이 때문에 상한값을 700℃ 이하로 하고, 690℃ 이하 또는 670℃ 이하여도 된다. 또한, 권취 공정에 있어서, 열연 강판에 대해서 냉각수(예를 들어 통판(通板) 시의 열연 강판의 사행을 억제하는 서포트 롤이나, 열연 강판을 권취하여 코일형으로 구성하는 맨드럴 롤을 냉각하기 위한 냉각수)를 뿌리지 않는 영역을 마련하거나 하여, 열연 강판의 권취 시에 열연 강판의 치우친 냉각을 억제하여 코일 내의 온도를 균일화함으로써 열연 강판을 소정 온도로 유지함으로써, 오스테나이트 입계에 있어서 페라이트 조직을 성장시키고, 상기한 페라이트 변태를 발생하지 않는 오스테나이트 입계의 양을 저감시킬 수 있다. 결과로서, 펄라이트 조직의 연결과 조대화를 억제할 수 있어, 본 발명에 따른 강판을 보다 안정적으로 제조할 수 있을 것으로 생각된다.
(냉간 압연 및 어닐링 공정)
마지막으로, 얻어진 열연 강판은, 필요에 따라 산세 등을 행한 후, 냉간 압연되고, 이어서 800 내지 900℃에서 어닐링되어 본 발명의 실시 형태에 따른 강판이 얻어진다. 이하, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세히 설명한다. 하기의 기재는, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태의 단순한 예시이며, 강판의 제조 방법을 전혀 한정하는 것은 아니다.
(산세)
우선, 냉간 압연의 전에, 권취한 열연 강판을 되감아, 산세에 제공한다. 산세를 행함으로써, 열연 강판의 표면 산화 스케일을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산세는, 1회여도 되고, 복수회로 나누어 행해도 된다.
(냉간 압하율)
냉간 압하율은, 냉연 어닐링 시의 가열 과정에 있어서의 탄화물 입자의 성장 및 균열 유지 시의 탄화물의 용해 거동에 영향을 미치는 인자이다. 10.0％ 미만이면, 탄화물의 파쇄 효과를 얻지 못해, 균열 유지 시에 미용해의 탄화물의 잔존을 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 하한값을 바람직하게는 10.0％ 이상으로 하고, 15.0％ 이상이어도 된다. 또한, 80.0％ 초과이면, 강 중의 전위 밀도가 높아지게 되어, 냉연 어닐링 시의 가열 과정에 있어서 탄화물 입자가 성장한다. 이에 의해, 균열 유지 시에 용해되기 어려운 탄화물이 남아, 강판의 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 상한값을 바람직하게는 80.0％ 이하로 하고, 70.0％ 이하여도 된다.
(냉연판 어닐링)
(가열 속도)
냉연 강판이 연속 어닐링 라인이나 도금 라인을 통판하는 경우에 있어서의 가열 속도는, 특별히 제약되지 않지만, 0.5℃/초 미만의 가열 속도에서는, 생산성이 크게 손상되는 경우가 있기 때문에, 바람직하게는 0.5℃/초 이상으로 한다. 한편, 100℃/초를 초과하는 가열 속도로 하면, 과도한 설비 투자를 초래하기 때문에, 바람직하게는 100℃/초 이하로 한다.
(어닐링 온도)
어닐링 온도는, 강의 오스테나이트화와 Mn의 마이크로 편석 제어를 위해서 중요한 인자이다. 또한, Mn이 농화된 탄화물은 어닐링 유지에 있어서 미용해인 채로 존재하는 경우가 있다. 미용해의 탄화물은 강의 특성 열화의 원인이 되기 때문에, 미용해 탄화물의 체적률은 적을수록 바람직하다. 한편, 강판을 고온에서 장시간의 동안 유지하는 처리만으로는 미용해 탄화물이 잔존하는 경우가 있으므로, 탄화물의 용해를 촉구하기 위해서, 실온으로부터 어닐링 온도까지 가열한 후에, 일단 실온까지 냉각시켜 다시 어닐링 온도까지 가열하는 처리를 2회 이상에 걸쳐서, 강판에 반복해서 부여해도 된다. 800℃ 미만이면, 오스테나이트의 생성량이 적고, 또한, 미용해의 탄화물의 잔존을 초래하기 때문에, 강도의 저하를 야기한다. 이 때문에 하한값을 800℃ 이상으로 하고, 830℃ 이상이어도 된다. 또한, 900℃ 초과이면, 고온에서 균열 유지하는 동안에, 열연판에서 형성시킨 Mn 농화령부가 확산하기 때문에 발명의 효과를 얻지 못하게 된다. 이 때문에 상한값을 900℃ 이하로 하고, 870℃ 이하여도 된다.
(유지 시간)
강판을, 연속 어닐링 라인에 제공하고, 어닐링 온도로 가열하여 어닐링을 실시한다. 이때, 유지 시간은 10 내지 600초인 것이 바람직하다. 유지 시간이 10초 미만이면 어닐링 온도에서의 오스테나이트의 분율이 불충분하거나, 어닐링 전까지 존재하고 있던 탄화물의 용해가 불충분해지거나 하여, 소정의 조직 및 특성을 얻지 못하게 될 우려가 있다. 유지 시간이 600초 초과가 되어도 특성상 문제는 없지만, 설비의 라인 길이가 길어지므로, 600초 정도가 실질적인 상한이 된다.
(냉각 속도)
상기 어닐링 후의 냉각에서는, 750℃부터 550℃까지 평균 냉각 속도 100.0℃/초 이하로 냉각시키는 것이 바람직하다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2.5℃/초여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값을 2.5℃/초로 하는 이유는, 모재 강판에서 페라이트 변태가 발생하고, 모재 강판이 연화되는 것을 억제하기 위해서이다. 2.5℃/초보다 평균 냉각 속도가 느린 경우, 강도가 저하되는 경우가 있다. 보다 바람직하게는 5.0℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 10.0℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 20.0℃/초 이상이다. 750℃ 초과이면 페라이트 변태가 발생하기 어렵기 때문에, 냉각 속도는 제한하지 않는다. 550℃ 미만의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 100.0℃/초보다 빠른 속도로 냉각시키면 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동 원인이 되기 때문에, 바람직하게는 100.0℃/초 이하로 냉각한다. 더욱 바람직하게는 80.0℃/초 이하이다. 더욱 바람직하게는 60.0℃/초 이하이다.
(냉각 정지 온도)
상기 냉각은, 25℃ 내지 550℃의 온도에서 정지하고(냉각 정지 온도), 계속해서, 이 냉각 정지 온도가 도금욕 온도 -40℃ 미만인 경우에는 350℃ 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링되고, 경질상 내에서의 탄화물 석출이나 전위의 회복·재배열이 일어나, 내수소 취성이 개선된다. 냉각 정지 온도의 하한을 25℃로 한 것은, 과도한 냉각은 대폭적인 설비 투자를 필요로 할 뿐이 아니라, 그 효과가 포화하기 때문이다.
(체류 온도)
재가열 후 혹은 냉각 후에, 200 내지 550℃의 온도역에서 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없앤다. 또한, 계속해서 도금욕에 침지하는 경우에는, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 체류 온도와 동일한 경우에는, 재가열이나 냉각을 행하지 않고 그대로 체류를 행하면 된다.
(체류 시간)
체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해서 10초 이상 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링 온도)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 강판을, 실온까지 냉각한 후에 재가열하거나, 혹은 실온까지 냉각시키는 도중에 있어서 유지 또는 다음의 유지 온도 이하의 온도로 냉각 후에 재가열하고, 150℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에서 2초 이상 유지해도 된다. 이 공정에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하여, 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 내수소 취성을 개선할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 안정화에 의해, 강의 연성을 향상시키는 효과가 얻어진다. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 150℃ 미만이면, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 마이크로 조직 및 기계 특성에 있어서 충족스러운 변화를 초래할 수 없는 경우가 있다. 한편, 유지 온도가 400℃를 초과하면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도가 저하되어 버려, 인장 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링을 행하는 경우에는, 150℃ 이상 400℃ 이하의 온도역에서 유지하는 것이 바람직하다.
(템퍼링 시간)
또한, 템퍼링의 유지 시간이 2초 미만이라도, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 마이크로 조직 및 기계 특성에 있어서 만족스러운 변화를 초래할 수 없는 경우가 있다. 템퍼링 시간은 길수록, 강판 내의 온도 차가 작아지게 되어, 강판 내에서의 재질 변동이 작아진다. 이 때문에 템퍼링 시간은 길수록 바람직하지만, 36000초를 초과하는 유지 시간에서는 생산성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 바람직한 유지 시간의 상한은 36000초 이하이다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인에서, 다른 설비에서 실시해도 상관없다.
(도금)
어닐링 공정 중 또는 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대해서, 필요에 따라 (아연 도금욕 온도 -40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도 +50)℃로 가열 또는 냉각시켜, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 냉연 강판의 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에는, 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연 강판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 용융 아연 도금을 실시해도, 냉연 강판의 내수소 취성을 충분히 유지할 수 있다.
도금 처리는, 「탈지 산세 후, 비산화 분위기에서 가열하고, H2 및 N2를 포함하는 환원 분위기에서 어닐링 후, 도금욕 온도 근방까지 냉각시켜, 도금욕에 침지한다」고 하는 센지미어법, 「어닐링 시의 분위기를 조절하고, 처음에 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지한다」고 하는 전체 환원로 방식, 혹은 「강판을 탈지 산세한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 행하여, 도금욕에 침지한다」고 하는 플럭스법 등이 있지만, 어느 조건에서 처리를 행하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘할 수 있다.
(도금욕의 온도)
도금욕 온도는 450 내지 490℃인 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만이면, 도금욕의 점도가 과대하게 상승하고, 도금층의 두께의 제어가 곤란해져서, 용융 아연 도금 강판의 외관이 손상될 우려가 있다. 한편, 도금욕 온도가 490℃를 초과하면, 다량의 흄이 발생하여, 안전한 도금 조업이 곤란해질 우려가 있다. 도금욕 온도는 455℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 480℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.050질량％ 미만이면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.250질량％를 초과하면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065질량％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 도금욕은, Zn이나 Al 이외에도 Mg 등의 첨가 원소를 함유하고 있어도 된다.
(도금욕에 대한 침입 시의 강판 온도)
도금욕 침지판 온도(용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판 온도)는, 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도 -40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금욕 온도 +50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 도금욕 침지판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 -40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 커서, 용융 아연의 일부가 응고되어 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있기 때문에 바람직하지 않다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 -40℃를 하회하고 있던 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 가열을 더욱 행하고, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도 -40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕 침지판 온도가 용융 아연 도금욕 온도 +50℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반되는 조업상의 문제를 유발한다.
(도금 전처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해서, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(도금 후처리)
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선할 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨 패스 압연)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모할 것을 목적으로 하여, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만이면 효과가 작고, 제어도 곤란하기 때문에 0.1％를 하한으로 한다. 1.5％를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 1.5％를 상한으로 한다. 스킨 패스는, 인라인에서 행해도 되고, 오프라인에서 행해도 된다. 또한, 한번에 원하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.
상기 제조 방법에 의하면, 본 발명에 따른 강판을 얻을 수 있다.
이하에 본 발명에 따른 실시예를 나타낸다. 본 발명은 이 하나의 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명 요지를 일탈하지 않고, 본 발명 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
[예 1]
표 1에 나타낸 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 주조하였다. 이 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 꺼내고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에서는, 전부 7회의 마무리 압연을 실시하고, 그 중, 압하율이 20％를 초과하는 압연 패스를 3회 부여하였다. 또한, 마무리 압연으로 20％ 이상의 압하율을 부여하는 각 압연 패스와 당해 각 압연 패스의 하나 전의 압연 패스와의 패스 간 시간을 0.6초로 하였다. 마무리 압연의 개시 온도는 1070℃, 종료 온도는 890℃이고, 마무리 압연의 종료 후 2.2초 경과 후에 수랭으로 냉각을 부여하고, 35.0℃/초의 평균 냉각 속도에서 580℃까지 냉각(또한, 냉각 개시 후, 마무리 압연 종료 온도(890℃)로부터 마무리 압연 종료 온도보다도 100℃ 낮은 온도(790℃)가 될 때까지의 평균 냉각 속도도 마찬가지로 35.0℃/초로 함)시켜, 권취 처리를 강판에 부여하였다. 계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 50.0％의 냉간 압연을 실시하고, 판 두께를 1.4㎜로 마무리하였다. 또한, 이 냉연 강판을 890℃까지 12.0℃/초의 속도에서 가열하고, 890℃에서 120초간 유지한 후에, 42.0℃/초의 평균 냉각 속도로 190℃까지 냉각시키고, 계속해서, 230℃로 재가열해서 180초간 유지하는 냉연판 어닐링을 실시하였다. 또한, 이 냉연판 어닐링에서는, 도금 처리는 실시하지 않고, 230℃로부터 실온으로의 냉각 과정에 있어서, 150℃까지 냉각시킨 강판을 200℃로 재가열하고, 20초간 유지하는 후열처리를 실시하였다. 표 2는 상기 가공 열처리를 부여한 강판의 특성 평가 결과이다. 또한, 표 1에 나타낸 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 제조한 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1에 나타낸 강의 화학 조성과 동등하였다.
(인장 특성의 평가 방법)
인장 시험은 JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 시험편의 길이 방향이 강대의 압연 직각 방향과 평행한 방향으로부터 JIS5호 시험편을 채취하여 행하고, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(El)을 측정하였다.
(내수소 취성의 평가 방법)
본 발명의 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법을 이용하여 제조한 용융 아연 도금 강판에 대하여, 마테리아(Materia Japan; 일본 금속학회 회보), 제44권, 제3호(2005) pp.254∼256에 기재된 방법에 따라서 내수소 취성을 평가하였다. 구체적으로는, 강판을 클리어런스 10％로 전단 후, 10R로 U 굽힘 시험을 행하였다. 얻어진 시험편의 중앙에 변형 게이지를 붙이고, 시험편 양단을 볼트로 체결함으로써 응력을 부여하였다. 부여한 응력은, 모니터링한 변형 게이지의 변형으로부터 산출하였다. 부하 응력은, 인장 강도(TS)의 0.8에 대응하는 응력을 부여하였다(예를 들어, 표 2의 A-1의 경우, 부여한 응력=1608MPa×0.8=1286MPa). 이것은, 성형 시에 도입되는 잔류 응력이 강판의 TS와 대응이 있다고 생각되기 때문이다. 얻어진 U 굽힘 시험편을, 액온 25℃에서 pH3의 HCl 수용액에 침지하고, 950 내지 1070hPa의 기압하에서 48hr 유지하여, 균열의 유무를 조사하였다. U 굽힘 시험편에 3㎜를 초과하는 길이의 균열이 확인된 경우를 ×, 단면에 길이 3㎜ 미만의 허용 가능한 미세 균열이 확인된 경우를 ◇, 균열이 확인되지 않은 경우를 ○로 평가하고, 평가가 ○ 및 ◇인 경우를 합격으로 하고, ×인 경우를 불합격으로 하였다.
인장 강도가 1300MPa 이상이며, 내수소 취성의 평가가 ○인 경우를 고강도 이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판으로서 평가하였다.
[표 1-1]
Figure 112021069820833-pct00001
[표 1-2]
Figure 112021069820833-pct00002
[표 1-3]
Figure 112021069820833-pct00003
[표 1-4]
Figure 112021069820833-pct00004
[표 2-1]
Figure 112021069820833-pct00005
[표 2-2]
Figure 112021069820833-pct00006
표 2를 참조하면, 예 P-1은 C 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1300MPa 미만이었다. 예 Q-1은 C 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다. 예 R-1은 Si 함유량이 높았기 때문에, Mn의 농화가 억제되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 S-1은 Mn 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1300MPa 미만이었다. 또한, Mn 농도의 표준 편차 σ가 σ≥0.15Mnave를 충족하지 않았기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다. 예 T-1은, Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 높았기 때문에, 내수소 취성의 개선 효과를 얻지 못하였다. 예 U-1은 P 함유량이 높았기 때문에, 입계 취화에 의해 내수소 취성이 저하되었다. 예 V-1은 S 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다. 예 W-1은 Al 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Al 산화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다. 예 X-1은 N 함유량이 높았기 때문에, 조대한 질화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.
예 Y-1은 Co 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Co 탄화물이 석출되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다. 예 Z-1은 Ni 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다. 예 AA-1은 σ≥0.15Mnave를 충족하지 않았기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AB-1은 Cr 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Cr 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AC-1은 O 함유량이 높았기 때문에, 산화물이 형성되어 내수소 취성이 저하되었다. 예 AD-1은 Ti 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취성이 저하되었다. 예 AE-1은 B 함유량이 높았기 때문에, 강 중에 조대한 B 산화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AF-1은 Nb 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Nb 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AG-1은 V 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취성이 저하되었다.
예 AH-1은 Cu 함유량이 높았기 때문에, 강판이 취화되어 내수소 취성이 저하되었다. 예 AI-1은 W 함유량이 높았기 때문에, 조대한 W 석출물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AJ-1은 Ta 함유량이 높았기 때문에, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 AK-1은 Sn 함유량이 높았기 때문에, 입계의 취화에 의해 내수소 취성이 저하되었다. 예 AL-1 및 AM-1은 각각 Sb 및 As 함유량이 높았기 때문에, 입계 편석에 의해 내수소 취성이 저하되었다. 예 AN-1 및 AO-1은 각각 Mg 및 Ca 함유량이 높았기 때문에, 조대한 개재물의 형성에 의해 내수소 취성이 저하되었다. 예 AP-1 내지 AS-1은 각각 Y, Zr, La 및 Ce 함유량이 높았기 때문에, 조대한 산화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.
이와는 대조적으로, 예 A-1 내지 O-1에서는, 강판의 화학 조성 및 조직 그리고 Mn 농화 영역을 적절하게 제어함으로써, 고강도이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
[예 2]
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해서, 표 2에 있어서 우수한 특성이 확인된 강종 A 내지 O를 대상으로 하여, 표 3에 기재한 제조 조건의 가공 열처리를 부여하여, 판 두께 2.3㎜의 열연 강판을 제작하고, 냉연 어닐링 후의 강판의 특성을 평가하였다. 여기서, 도금 처리의 부호 GI 및 GA는 아연 도금 처리의 방법을 나타내고 있으며, GI는 460℃의 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지하여 강판의 표면에 아연 도금층을 부여한 강판이며, GA는 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 485℃로 강판을 승온시켜 강판의 표면에 철과 아연의 합금층을 부여한 강판이다. 또한, 냉연판 어닐링에 있어서 각각의 체류 온도로 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각시킨 강판을 재가열하여, 2 내지 120초간 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 또한, 템퍼링 시간이 7200 내지 33000초인 실시예는, 실온까지 냉각 후에, 권취한 코일을 다른 어닐링 장치(상자 어닐링 로)에 의해 템퍼링을 부여한 실시예이다. 또한, 표 3에 있어서, 템퍼링을 「-」라고 기재한 실시예는, 템퍼링을 부여하지 않은 실시예이다. 얻어진 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 3-1]
Figure 112021069820833-pct00007
[표 3-2]
Figure 112021069820833-pct00008
[표 4-1]
Figure 112021069820833-pct00009
[표 4-2]
Figure 112021069820833-pct00010
표 4를 참조하면, 예 C-2 및 H-2는 마무리 압연에 있어서의 압하율 20％ 이상의 압연 횟수가 적었기 때문에, 미재결정의 오스테나이트가 남고, 결과로서 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 커지게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 J-2는 마무리 압연에 있어서의 압하율 20％ 이상의 패스 간 시간이 짧았기 때문에, 미재결정의 오스테나이트가 남고, 결과로서 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 커지게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 M-2는 권취 온도가 높았기 때문에, 열연판의 표층에 내부 산화층이 형성되어 버려, 그 후의 처리에 있어서 강판 표면에 균열이 생겨 버렸다. 따라서, 조직의 분석 및 기계 특성의 평가는 행하지 않았다. 예 A-3은 마무리 압연의 종료 후, 냉각 개시까지의 시간이 길었기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제되어 펄라이트 조직의 조대화를 초래하여, 결과로서 Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기하고, 내수소 취성이 저하되었다.
예 C-3은 어닐링 온도가 높았기 때문에, 열연판에서 형성시킨 Mn 농화령부가 확산해 버려, 결과로서 σ≥0.15Mnave를 충족하지 않게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 E-3은 마무리 압연의 종료 온도가 높았기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제되고, 결과로서 Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기하여, 내수소 취성이 저하되었다. 예 G-3은 어닐링 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트의 생성량이 적어, 인장 강도가 저하되었다. 예 H-3은 마무리 압연의 종료 후, 냉각 개시까지의 시간이 짧았기 때문에, 미재결정의 오스테나이트가 남고, 결과로서 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 커지게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 M-3은 마무리 압연의 개시 온도가 낮았기 때문에, 마찬가지로 미재결정의 오스테나이트가 남고, 결과로서 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 커지게 되어, 내수소 취성이 저하되었다.
예 N-3은 권취 온도가 낮았기 때문에, 펄라이트 변태가 일어나지 않고, 결과로서 σ≥0.15Mnave를 충족하지 않게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 E-4는 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도가 느렸기 때문에, 펄라이트 조직의 조대화를 초래하고, 결과로서 Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기하여, 내수소 취성이 저하되었다. 예 I-4는 마무리 압연의 개시 온도가 높았기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제되고, 결과로서 Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기하여, 내수소 취성이 저하되었다. 예 K-4는 마무리 압연의 종료 온도가 낮았기 때문에, 미재결정의 오스테나이트가 남고, 결과로서 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 커지게 되어, 내수소 취성이 저하되었다. 예 L-4는 마무리 압연에 있어서의 압하율 20％ 이상의 패스 간 시간이 길었기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제되고, 결과로서 Mn 농화부의 입경의 조대화를 야기하여, 내수소 취성이 저하되었다. 예 O-4는 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도가 높았기 때문에, 펄라이트 변태가 일어나지 않고, 결과로서 σ≥0.15Mnave를 충족하지 않게 되어, 내수소 취성이 저하되었다.
이와는 대조적으로, 본 발명에 따른 모든 실시예에 있어서, 특히 열간 압연, 권취 및 어닐링을 적절하게 제어함으로써, 고강도이면서 또한 내수소 취성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
도 1은, 예 1 및 예 2에 있어서의 강판의 내수소 취성에 부여하는 Mn의 표준 편차와 Mn 농화 영역의 원 상당 직경 관계를 나타내는 도면이다. 도 1로부터 명백해진 바와 같이, Mn의 표준 편차 σ를 0.15Mnave 이상으로, 그리고 Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 10.0㎛ 미만으로 제어함으로써, 내수소 취성이 우수한 강판이 얻어진다는 것을 알 수 있다.
또한, 본 발명자의 새로운 지견에 의하면, 예를 들어 열간 압연 후의 권취 시에, 열연 강판에 대하여 냉각수를 의도적으로 뿌리지 않는 영역을 마련하여 열연 강판의 온도를 일시적으로 유지하도록 함으로써, 보다 안정적으로 원하는 강판을 제조할 수 있다. 오스테나이트 입계에 있어서 페라이트 조직을 성장시켜, 상기한 페라이트 변태가 발생하지 않는 오스테나이트 입계의 양을 저감시킬 수 있어, 펄라이트 조직의 조대화를 억제할 수 있었기 때문이라고 생각된다.

Claims (2)

  1. 질량％로,
    C: 0.15 내지 0.40％,
    Si: 0.01 내지 2.00％,
    Mn: 0.10 내지 5.00％,
    P: 0.0001 내지 0.0200％,
    S: 0.0001 내지 0.0200％,
    Al: 0.001 내지 1.000％,
    N: 0.0001 내지 0.0200％,
    Co: 0 내지 0.50％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    O: 0 내지 0.0200％,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.100％,
    Ta: 0 내지 0.100％,
    Sn: 0 내지 0.050％,
    Sb: 0 내지 0.050％,
    As: 0 내지 0.050％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.050％,
    Y: 0 내지 0.050％,
    Zr: 0 내지 0.050％,
    La: 0 내지 0.050％ 및
    Ce: 0 내지 0.050％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    면적률로,
    페라이트: 0% 이상 5.0％ 이하
    마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 90.0％ 이상, 및
    잔부 조직: 0% 이상 8.0% 이하
    을 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종이며,
    Mn 농도의 표준 편차 σ가 0.15Mnave≤σ≤1.00Mnave(식 중, Mnave는 평균 Mn 농도임)를 충족하고,
    Mnave+1.3σ 초과인 영역의 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상 10.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는, 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    Co: 0.01 내지 0.50％,
    Ni: 0.01 내지 1.00％,
    Mo: 0.01 내지 1.00％,
    Cr: 0.001 내지 2.000％,
    O: 0.0001 내지 0.0200％,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Nb: 0.001 내지 0.500％,
    V: 0.001 내지 0.500％,
    Cu: 0.001 내지 0.500％,
    W: 0.001 내지 0.100％,
    Ta: 0.001 내지 0.100％,
    Sn: 0.001 내지 0.050％,
    Sb: 0.001 내지 0.050％,
    As: 0.001 내지 0.050％,
    Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
    Ca: 0.001 내지 0.050％,
    Y: 0.001 내지 0.050％,
    Zr: 0.001 내지 0.050％,
    La: 0.001 내지 0.050％ 및
    Ce: 0.001 내지 0.050％
    의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
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