KR102547459B1 - 강판, 부재 및 이것들의 제조 방법 - Google Patents

강판, 부재 및 이것들의 제조 방법 Download PDF

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요시히코 오노
유마 혼다
노부유키 나카무라
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

Ti 및 Nb 의 함유량이 특정한 관계를 만족하는 특정한 성분 조성과, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트에서 선택되는 1 종 이상이며, 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 보다 긴 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자 및 장축 길이가 0.3 ㎛ 이상인 개재물 입자로서 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하인 2 이상의 개재물로 이루어지는 개재물 입자군의 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자군의 밀도가 5 개/㎟ 이하인 조직을 갖고, 강판 표면으로부터 판두께 방향 1/4 ∼ 3/4 의 위치 범위에 있어서의 국소 P 농도가 0.060 질량％ 이하이고, 상기 위치 범위에 있어서의 Mn 편석도가 1.50 이하이며, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인, 절단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴에 대해서도 우수한 억제 효과를 부여할 수 있는 강판, 부재 및 이것들의 제조 방법.

Description

강판, 부재 및 이것들의 제조 방법
본 발명은 자동차, 가전 등에 있어서 냉간 프레스 성형 공정을 거쳐 사용되는 냉간 프레스 성형용 고강도 강판, 부재 및 이것들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 차체 경량화 요구가 더욱 고조되는 점에서, 센터 필러 R/F (레인포스먼트) 등의 차체 골격 부품이나 범퍼, 임펙트 빔 부품 등에 대한 TS 가 1320 ∼ 1470 ㎫ 급인 고강도 강판의 적용이 진행되고 있다. 더욱 경량화하는 관점에서 1.8 ㎬ 급 혹은 그 이상의 고강도화의 검토도 계속 개시되고 있다. 종래에는, 열간으로 프레스하는 핫 프레스에 의한 고강도화가 검토되어 왔지만, 최근에는 비용 및 생산성의 관점에서 다시 냉간 프레스에 의한 고강도 강의 적용이 검토되고 있다.
그러나, TS 가 1320 ㎫ 급 이상인 고강도 강판을 냉간 프레스로 성형하여 부품으로 했을 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나, 소재 그 자체의 내지연 파괴 특성의 악화에 의해서, 지연 파괴가 현재화한다. 여기서, 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경 하에 놓였을 때, 수소가 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것, 또는 국소적 변형을 일으키게 함으로써 미소 균열이 발생되고, 그것이 진전됨으로써 파괴에 이르는 현상이다. 이와 같은 파괴는, 실부품에 있어서는 전단이나 타발 (打拔) 에 의해서 절단되는 강판의 단면에서부터 발생되는 경우가 대부분이다. 이 때문에, 실부품에 있어서 눈으로 볼 수 있는 1 ㎜ 이상의 균열을 수반하는 강판 모재의 내지연 파괴 특성을 개선하는 시도가 많이 이루어져 왔다. 한편, 절단 단면에 발생되는 수 100 ㎛ 의 미소한 지연 파괴에 대해서는 지금까지 문제시되지 않았다. 그러나, 이러한 미소한 지연 파괴에 대해서도 피로 특성이나 도장 밀착성을 저하시키고, 이로써, 부품 성능에 악영향을 줄 우려가 있다. 이 때문에, 강판 모재뿐만 아니라 절단 단면의 내지연 파괴 특성도 우수한 강판이 요구되고 있다.
강판의 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술에 대해서는 여러 가지가 개시되어 있다. 예를 들어, 동일 강도이면 첨가 원소가 많을수록 내지연 파괴 특성이 저하된다는 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 함유하고, 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 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 강판이 개시되어 있다.
특허문헌 2, 3, 4 에는, 강 중의 S 를 일정 수준까지 저감시키고, Ca 를 첨가함으로써 수소 유기 (誘起) 균열을 방지하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 5 에는, C : 0.1 ∼ 0.5 ％, Si : 0.10 ∼ 2 ％, Mn : 0.44 ∼ 3 ％, N : 0.008 ％ 이하, 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 개선시키는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 6 에는, C : 0.15 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 0.9 ∼ 1.7 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.0020 ％ 미만, sol.Al : 0.2 ％ 이하, N : 0.0055 ％ 미만 및 O : 0.0025 ％ 이하를 함유하고, 조대 개재물 저감과 탄화물의 미세 분산에 의해서 내지연 파괴 특성을 개선시키는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 7 에는, 마텐자이트 단상 조직을 가진 강판에 레벨러 가공을 실시함으로써 잔류 응력을 저감하여 절단 단면에 발생되는 지연 파괴를 억제하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 8 에는, 면적률로 90 ％ 이상의 마텐자이트 및 0.5 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 가진 TS ≥ 1470 ㎫ 로, 절단 단면의 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 강판이 개시되어 있다.
일본 특허공보 제3514276호 일본 특허공보 제5428705호 일본 공개특허공보 소54-31019호 일본 특허공보 제5824401호 일본 특허공보 제4427010호 일본 특허공보 제6112261호 일본 공개특허공보 2015-155572호 일본 공개특허공보 2016-153524호
그러나, 특허문헌 1 ∼ 6 에 개시된 기술은, 모두 강판 모재에 발생되는 수 ㎜ 의 큰 지연 파괴에서 기인한 균열을 억제하는 것으로서, 절단 단면 자체에 발생되는 수 100 ㎛ 의 미소한 지연 파괴에서 기인한 균열을 충분히 억제할 수 있는 것은 아니다. 또, 특허문헌 7 에 개시된 기술에서는 강판 모재에 레벨러 가공을 실시할 필요가 있고, 레벨러에 의해서 도입된 가공 변형으로 인해서 굽힘성이 저하되는 것을 통하여, 강판 모재에 발생되는 지연 파괴 특성을 악화시킬 우려가 있다. 또한, 절단 후에 가혹한 냉간 가공이 행해지는 자동차 부품에 있어서, 특허문헌 8 에 개시된 잔류 오스테나이트를 분산시킨 강은, 부품 성형 후에 잔류 오스테나이트가 경질인 마텐자이트로 변태되어 강판 모재의 내지연 파괴 특성을 악화시킬 우려가 있다. 본 발명은, 이와 같은 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로서, TS ≥ 1320 ㎫ 를 갖고, 강판 모재에 발생되는 지연 파괴뿐만 아니라, 절단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴에 대해서도 우수한 억제 효과를 부여할 수 있는 강판, 부재 및 이것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해서 성의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
1) TS ≥ 1320 ㎫ 의 초고강도 강판의 타발 단면의 내지연 파괴 특성은, 종래에 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, 타발 단면의 내지연 파괴 특성에 현저하게 악영향을 주는 것이 판명되었다. 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, 이것들이 복합 석출된 개재물로서, 철계의 탄화물은 포함되지 않는다.
2) 20 ∼ 80 ㎛ 의 길이의 개재물군을 적절히 제어하려면, 강 중의 N, S, O, Mn, Nb, Ti 의 함유량과 슬래브 가열 온도, 가열 유지 시간의 적정화가 필요한 것이 판명되었다.
3) 절단 단면에 발생되는 지연 파괴는, 구오스테나이트립계에 편석된 P 에 의한 입계 강도의 저하가 주요인의 하나이고, P 의 함유량 자체를 저감할 뿐만 아니라 그 농도 분포를 제어하는 것이 중요하다.
4) 또한, 판두께 중심 부근에 Mn 의 농화 영역이 존재할 경우, MnS 를 주체로 한 개재물의 형성이나 소재 강도의 증대를 통해서 절단 단면의 지연 파괴 특성이 악화되기 때문에, Mn 의 농도 분포를 제어하는 것도 중요하다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로서, 구체적으로는 이하의 것을 제공한다.
[1] 질량％ 로, C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.7 ％ 이하, P : 0.010 ％ 이하, S : 0.0020 ％ 이하, sol.Al : 0.20 ％ 이하, N : 0.0055 ％ 미만, O : 0.0025 ％ 이하, Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하, Ti : 0.002 ％ 이상 0.10 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를 함유함과 함께, 하기 (1), (2) 식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 이상이며, 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 보다 긴 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자의 밀도와, 장축 길이가 0.3 ㎛ 이상인 개재물 입자로서 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하인 2 이상의 개재물로 이루어지는 개재물 입자군의 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자군의 밀도의 합계가 5 개/㎟ 이하인 조직을 갖고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 국소 P 농도가 0.060 질량％ 이하이고, 상기 위치 범위에 있어서의 Mn 편석도가 1.50 이하이며, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인, 강판.
[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 ··· (1)
[％Ti] × [％Nb]2 ≤ 7.5 × 10-6 ··· (2)
상기 (1), (2) 식의 [％Nb], [％Ti] 는 강 중의 Nb, Ti 의 함유량 (％) 이다.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하, Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는, [1] 에 기재된 강판.
[3] 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, W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는, [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는, [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[5] 상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하, REM : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는, [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[6] 표면에 아연 도금층을 갖는, [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[7] [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 용강으로부터 슬래브를 연속 주조할 때, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10 ℃ 이상 40 ℃ 이하로 하고, 2 차 냉각대에 있어서의 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지 비수량이 0.5 ℓ/㎏ 이상 2.5 ℓ/㎏ 이하가 되도록 냉각시켜, 굽힘부 및 교정부를 600 ℃ 이상 1100 ℃ 이하에서 통과시키고, 그 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하여 30 분 이상 유지하고, 그 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 40 ％ 이상의 냉간 압연율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을 800 ℃ 이상에서 240 초 이상 균열 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지를 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라서 재가열을 행하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 행하는, 강판의 제조 방법.
[8] 상기 연속 어닐링의 후, 도금 처리를 행하는, [7] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[9] [1] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 강판이, 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방이 되어져 이루어지는, 부재.
[10] [7] 또는 [8] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 강판 모재에 발생되는 지연 파괴뿐만 아니라 절단 단면 자체의 지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다. 이 특성의 개선에 의해서, 전단이나 타발 가공을 수반하는 냉간 프레스 성형 용도에서의 고강도 강판의 적용이 가능해져, 부재 강도의 향상이나 경량화에 공헌할 수 있다.
도 1 은, 단면의 전단 가공을 설명하는 모식도이다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해서 설명한다. 본 발명은, 이하의 실시형태에 한정되지 않는다. 먼저, 본 실시형태에 관련된 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 성분 조성의 설명에 있어서의 원소의 함유량의 단위인「％」는「질량％」를 의미한다.
C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하
C 는, ??칭성을 향상시켜 95 ％ 이상이 마텐자이트 혹은 베이나이트인 조직을 얻기 위해서 함유된다. C 는, 마텐자이트 혹은 베이나이트의 강도를 상승시켜, TS ≥ 1320 ㎫ 를 확보하기 위해서 함유된다. C 는, 마텐자이트, 베이나이트 내부에 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 탄화물을 생성시키기 위해서 함유된다. C 의 함유량이 0.13 ％ 미만이 되면 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 소정의 강도를 얻을 수 없다. 따라서, C 의 함유량은 0.13 ％ 이상일 필요가 있다. 우수한 내지연 파괴 특성을 유지하여 TS ≥ 1470 ㎫ 를 얻기 위해서, C 의 함유량은 0.18 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.19 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, C 의 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면 강도가 지나치게 높아져 충분한 내지연 파괴 특성을 얻기 어려워진다. 따라서, C 의 함유량은, 0.40 ％ 이하일 필요가 있다. C 의 함유량은 0.38 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.34 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si : 1.5 ％ 이하
Si 는, 고용 강화에 의한 강화 원소로서 함유된다. Si 는, 200 ℃ 이상의 온도역에서 템퍼링하는 경우의 필름상의 탄화물의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성을 개선하기 위해서 함유된다. Si 는, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감하여 MnS 의 생성을 억제하기 위해서 함유된다. Si 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 상기 효과를 얻기 위해서 Si 의 함유량은 0.02 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.1 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si 의 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면, Si 의 편석량이 많아져, 내지연 파괴 특성이 악화된다. Si 의 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면 열연, 냉연에서의 압연 하중이 현저하게 증가한다. 또한, Si 의 함유량이 1.5 ％ 를 초과하면 강판의 인성도 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은 1.5 ％ 이하일 필요가 있다. Si 의 함유량은 0.9 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.7 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn : 1.7 ％ 이하
Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시켜, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 소정 범위로 하기 위해서 함유된다. 또, Mn 은, 강 중의 S 를 MnS 로서 고정시키고, 열간 취성을 경감하기 위해서 함유된다. Mn 은, 판두께 중앙부에서의 MnS 의 생성·조대화를 조장하는 원소로서, Al2O3, (Nb,Ti)(C,N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합되어 석출되는데, Mn 의 편석 상태를 제어함으로써 이것들을 회피할 수 있다. 단, 용접의 안정성을 유지하기 위해서, Mn 의 함유량은 1.7 ％ 이하일 필요가 있다. Mn 의 함유량은 1.6 ％ 이하인 것이 바람직하고, 1.5 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn 의 하한은, 특별히 한정하지 않아도 되지만, 공업적으로 안정적으로 소정의 마텐자이트 및 베이나이트의 합계 면적률을 확보하기 위해서, Mn 의 함유량은 0.2 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.4 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
P : 0.010 ％ 이하
P 는 강을 강화시키는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성이 악화된다. 따라서, P 의 함유량은 0.010 ％ 이하일 필요가 있다. P 의 함유량은 0.008 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.006 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. P 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 강판의 P 의 함유량을 0.002 ％ 미만으로 하려면 정련에 많은 부하가 발생되어 생산 능률이 저하된다. 따라서, P 의 함유량은, 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
S : 0.0020 ％ 이하
S 는, MnS, TiS, Ti(C,S) 등의 형성을 통해서 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 주기 때문에, 정밀하게 제어될 필요가 있다. 종래부터 굽힘성 등에 악영향을 준다고 여겨져 온 80 ㎛ 초과의 조대한 MnS 의 저감만으로는 불충분하고, MnS 가 Al2O3, (Nb,Ti)(C,N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합되어 석출된 개재물 입자도 저감시켜, 강판의 조직을 조정할 필요가 있다. 이 조정에 의해서, 우수한 내지연 파괴 특성이 얻어진다. 이와 같이, 개재물군에 의한 폐해를 경감하기 위해서, S 의 함유량은 0.0020 ％ 이하일 필요가 있다. 내지연 파괴 특성을 더욱 개선하기 위해서, S 의 함유량은 0.0010 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0006 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. S 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 강판의 S 의 함유량을 0.0002 ％ 미만으로 하려면 정련에 많은 부하가 발생되어 생산 능률이 저하된다. 따라서, S 의 함유량은, 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다.
sol.Al : 0.20 ％ 이하
Al 은, 충분한 탈산을 행하여, 강 중의 개재물을 저감하기 위해서 첨가된다. sol.Al 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 안정적으로 탈산을 행하기 위해서, sol.Al 의 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.02 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, sol.Al 의 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면, 권취시에 생성된 시멘타이트가 어닐링 과정에서 고용되기 어려워져, 내지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, sol.Al 의 함유량은 0.20 ％ 이하일 필요가 있다. sol.Al 의 함유량은 0.10 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
N : 0.0055 ％ 미만
N 은, 강 중에서 TiN, (Nb,Ti)(C,N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 개재물을 형성하는 원소로서, 이들 개재물이 형성되면 목표로 하는 조직으로 조정할 수 없게 되어, 내지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, N 의 함유량은 0.0055 ％ 미만일 필요가 있다. N 의 함유량은 0.0050 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0045 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. N 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 생산 능률의 저하를 억제하기 위해서, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
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 복합되어 저융점화된 개재물을 형성하거나 한다. 이들 개재물이 형성되면 내지연 파괴 특성이 악화된다. 이들 개재물은, 전단 파면의 평활도를 악화시키고, 국소적인 잔류 응력을 증가시키기 때문에, 개재물 단체 (單體) 로 내지연 파괴 특성을 악화시킨다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해서, O 의 함유량은 0.0025 ％ 이하일 필요가 있다. O 의 함유량은 0.0018 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0010 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O 의 하한은 규정하지 않아도 되지만, 생산 능률의 저하를 억제하기 위해서, O 의 함유량은 0.0005 ％ 이상인 것이 바람직하다.
Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하
Nb 는, 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서, Nb 의 함유량은 0.002 ％ 이상일 필요가 있다. Nb 의 함유량은 0.004 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.006 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Nb 의 함유량이 0.035 ％ 를 초과하면 압연 방향으로 점렬상 (點列狀) 으로 분포된 Nb 계의 개재물군이 다량으로 생성되어, 내지연 파괴 특성에 악영향을 미치는 것을 생각할 수 있다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해서, Nb 의 함유량은 0.035 ％ 이하일 필요가 있다. Nb 의 함유량은 0.025 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.020 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti : 0.002 ％ 이상 0.10 ％ 이하
Ti 는, 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여한다. Ti 는, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Ti 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, Ti 는 주조성을 개선한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서, Ti 의 함유량은 0.002 ％ 이상일 필요가 있다. Ti 의 함유량은 0.006 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Ti 의 함유량이 과잉이 되면 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 Ti 계의 개재물 입자군이 다량으로 생성되어, 내지연 파괴 특성에 악영향을 미치는 것을 생각할 수 있다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해서, Ti 의 함유량은 0.10 ％ 이하일 필요가 있다. Ti 의 함유량은 0.06 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.03 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 이하
B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로서, 적은 Mn 함유량으로도 소정의 면적률의 마텐자이트나 베이나이트를 생성시킨다. 이와 같은 B 의 효과를 얻기 위해서, B 의 함유량은 0.0002 ％ 이상일 필요가 있다. B 의 함유량은 0.0005 ％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0010 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. N 을 고정시키는 관점에서, B 는 0.002 ％ 이상의 Ti 와 복합 첨가되는 것이 바람직하다. 한편, B 의 함유량이 0.0035 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시키고, 미고용의 시멘타이트가 잔존하여 내지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, B 의 함유량은 0.0035 ％ 이하일 필요가 있다. B 의 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0025 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti 및 Nb : 하기 (1) (2) 식을 만족
[％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 ··· (1)
[％Ti] × [％Nb]2 ≤ 7.5 × 10-6 ··· (2)
상기 (1), (2) 식의 [％Nb], [％Ti] 는 강 중의 Nb, Ti 의 함유량 (％) 이다.
Ti, Nb 첨가에 의한 집합 조직 제어나 미세 석출물에 의한 수소 트랩의 효과를 확보하면서, 이것들의 조대 석출물에 의한 지연 파괴 특성 악화의 영향을 작게 하려면, Ti, Nb 의 함유량을 소정 범위로 제어할 필요가 있다.
Ti, Nb 첨가에 의한 집합 조직 제어의 효과나 미세 석출물에 의한 수소 트랩의 효과를 얻기 위해서, Nb 와 Ti 는 상기 (1) 식을 만족할 필요가 있다. 특히 0.21 ％ 이상의 C 를 함유하는 강에서는 Nb 의 고용 한계량이 작고, Nb 와 Ti 를 복합하여 첨가하면 1200 ℃ 이상의 고온에서도 매우 안정적인 (Nb,Ti)(C,N), (Nb,Ti)(C,S) 가 생성되기 쉬워지기 때문에, Nb, Ti 의 고용 한계량은 매우 작아진다. 이와 같은 고용 한계량의 감소가 원인으로 발생되는 미고용 석출물을 저감시키기 위해서, Nb 와 Ti 는 상기 (2) 식을 만족할 필요가 있다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 필요에 따라서 이하의 원소에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.
Cu : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하
Cu 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시키는 원소이다. Cu 를 함유함으로써, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판에 대한 수소 침입을 억제하는 효과가 얻어진다. Cu 는, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입되는 원소이기 때문에, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. 이들 효과를 얻기 위해서, Cu 의 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 내지연 파괴 특성을 더욱 향상시키기 위해서, Cu 의 함유량은 0.05 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.08 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cu 의 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, Cu 의 함유량은 1 ％ 이하인 것이 바람직하다. Cu 의 함유량은 0.6 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하
Ni 는, 내식성을 향상시키는 원소이다. Ni 는, Cu 를 함유하는 경우에 발생되기 쉬운 표면 결함을 저감하는 작용도 있다. 따라서, Ni 의 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. Ni 의 함유량은 0.04 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.06 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ni 의 함유량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 의 함유량은 1 ％ 이하인 것이 바람직하다. Ni 의 함유량은 0.6 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 추가로, 필요에 따라서 이하의 원소에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.
Cr : 0.01 ％ 이상 1.0 ％ 이하
Cr 은, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서, Cr 의 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. Cr 의 함유량은 0.04 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.08 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 어닐링시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시키고, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 내지연 파괴 특성을 악화시키는 경우가 있다. Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 내공식성을 악화시키는 경우도 있고, 화성 처리성을 악화시키는 경우도 있다. 따라서, Cr 함유량은 1.0 ％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Cr 의 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면, 내지연 파괴 특성, 내공식성 및 화성 처리성이 악화되기 시작하는 경향이 있기 때문에, 이것들을 억제하는 관점에서, Cr 함유량은 0.2 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.15 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Mo : 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 미만
Mo 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로서, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo 를 함유하는 미세한 탄화물을 생성시키는 원소이기도 하고, 마텐자이트를 미세화하는 것에 의한 내지연 파괴 특성을 개선시키는 원소이기도 하다. Ti, Nb 를 다량으로 함유하면 이것들의 조대 석출물이 생성되어, 오히려 내지연 파괴 특성은 악화된다. 이에 비해서, Mo 의 고용 한계량은 Nb, Ti 와 비교하면 크고, Mo, Ti 및 Nb 를 복합으로 함유하면 석출물이 미세화되고, Mo 와 이것들이 복합된 미세 석출물이 형성된다. 이 때문에, 소량의 Nb, Ti 및 Mo 를 함유함으로써, 조대한 석출물을 잔존시키지 않고 조직을 미세화하면서 미세 탄화물을 다량으로 분산시킬 수 있고, 이로써, 내지연 파괴 특성이 향상된다. 따라서, Mo 의 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. Mo 의 함유량은 0.04 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.08 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Mo 의 함유량이 0.3 ％ 이상이 되면 화성 처리성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서, Mo 의 함유량은 0.3 ％ 미만인 것이 바람직하다. Mo 의 함유량은 0.2 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.15 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
V : 0.003 ％ 이상 0.45 ％ 이하
V 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소로서, 수소 트랩 사이트가 되는 V 를 함유하는 미세한 탄화물을 생성시키는 원소이기도 하고, 마텐자이트를 미세화하는 것에 의한 내지연 파괴 특성을 개선시키는 원소이기도 하다. 따라서, V 의 함유량은 0.003 ％ 이상인 것이 바람직하다. V 의 함유량은 0.006 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.010 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, V 의 함유량이 0.45 ％ 를 초과하면 주조성이 현저하게 악화되는 경우가 있다. 따라서, V 의 함유량은 0.45 ％ 이하인 것이 바람직하다. V 의 함유량은 0.30 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.15 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Zr : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하
Zr 은, 구오스테나이트 입경의 미세화나 그에 따른 마텐자이트나 베이나이트의 내부 구조 단위인 블록 사이즈, 베인 입경 등의 저감을 통해서 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소이다. 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서, 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소이기도 하고, 주조성을 개선하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻기 위해서, Zr 의 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. Zr 의 함유량은 0.008 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.010 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Zr 의 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 ZrN, ZrS 계의 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성이 악화되는 경우가 있다. 따라서, Zr 의 함유량은 0.2 ％ 이하인 것이 바람직하다. Zr 의 함유량은 0.15 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.10 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
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 기여하는 원소이다. 따라서, W 의 함유량은 0.005 ％ 이상인 것이 바람직하다. W 의 함유량은 0.008 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.010 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, W 의 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 내지연 파괴 특성이 악화되는 경우가 있다. 따라서, W 의 함유량은 0.2 ％ 이하인 것이 바람직하다. W 의 함유량은 0.15 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.10 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 추가로, 필요에 따라서 이하의 원소에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.
Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하
Sb 는, 표층의 산화나 질화를 억제하고, 이로써, 표층에 있어서의 C 나 B 의 함유량의 저감을 억제하는 원소이다. C 나 B 의 함유량의 저감이 억제되면 표층의 페라이트 생성이 억제되기 때문에, 강판의 고강도화와 내지연 파괴 특성이 개선된다. 이 때문에, Sb 의 함유량은 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은 0.004 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.006 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Sb 의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 악화됨과 함께, 구오스테나이트립계에 Sb 가 편석되어 내지연 파괴 특성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서, Sb 함유량은 0.1 ％ 이하인 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은 0.08 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.04 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하
Sn 은, 표층의 산화나 질화를 억제하고, 이로써, 표층에 있어서의 C 나 B 의 함유량의 저감을 억제하는 원소이다. C 나 B 의 함유량의 저감이 억제되면 표층의 페라이트 생성이 억제되기 때문에, 고강도화와 내지연 파괴 특성이 개선된다. 따라서, Sn 의 함유량은, 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 0.004 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.006 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Sn 의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면, 주조성이 악화됨과 함께, 구오스테나이트립계에 Sn 이 편석되어 내지연 파괴 특성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서, Sn 의 함유량은 0.1 ％ 이하인 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 0.08 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.04 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 추가로, 필요에 따라서 이하의 원소에서 선택되는 1 종 이상을 함유해도 된다.
Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하
Ca 는, S 를 CaS 로서 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소이다. 따라서, Ca 의 함유량은 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다. Ca 의 함유량은 0.0006 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Ca 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 표면 품질이나 굽힘성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서, Ca 의 함유량은 0.0050 ％ 이하인 것이 바람직하다. Ca 의 함유량은 0.0045 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0035 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Mg : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하
Mg 는, MgO 로서 O 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소이다. 따라서, Mg 의 함유량은, 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다. Mg 의 함유량은 0.0004 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0006 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Mg 의 함유량이 0.01 ％ 를 초과하면 표면 품질이나 굽힘성을 악화시키는 경우가 있다. 따라서, Mg 함유량은 0.01 ％ 이하인 것이 바람직하다. Mg 의 함유량은 0.008 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
REM : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하
REM 은, 개재물을 미세화하여, 파괴의 기점을 감소시킴으로써 굽힘성이나 내지연 파괴 특성을 개선하는 원소이다. 따라서, REM 의 함유량은 0.0002 ％ 이상인 것이 바람직하다. REM 의 함유량은 0.0004 ％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0006 ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, REM 의 함유량이 0.01 ％ 를 초과하면 반대로 개재물이 조대화되어 굽힘성이나 내지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, REM 함유량은 0.01 ％ 이하인 것이 바람직하다. REM 의 함유량은 0.008 ％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006 ％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 상기 성분 조성을 함유하고, 상기 성분 조성 이외의 잔부는 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함한다. 상기 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물인 것이 바람직하다.
다음으로, 본 실시형태에 관련된 강판의 조직에 대해서 설명한다. 본 실시형태에 관련된 강판의 조직은, 면적률로, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계가 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 이상이며, 또한, 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 보다 긴 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자, 및, 장축 길이가 0.3 ㎛ 이상인 개재물 입자로서 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하인 2 이상의 개재물로 이루어지는 개재물 입자군의 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자군의 밀도가 5 개/㎟ 이하이다.
마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률 : 95 ％ 이상 100 ％ 이하
잔부 : 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 이상
TS ≥ 1320 ㎫ 의 높은 강도와 우수한 내지연 파괴 특성을 양립하기 위해서, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률은 95 ％ 이상일 필요가 있다. 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률은 97 ％ 이상인 것이 바람직하고, 99 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 이보다 적으면, 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 것이 많아져, 내지연 파괴 특성이 악화된다. 면적률로 5 ％ 이하가 되는 마텐자이트 및 베이나이트 이외의 잔부는 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 이상이다. 이들 조직 이외에는, 미량의 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물이다. 마텐자이트에는, 연속 냉각 중의 셀프 템퍼링도 포함하여 대략 150 ℃ 이상에서 일정 시간 체류하는 것에 의한 템퍼링이 발생되지 않은 마텐자이트도 포함한다. 잔부를 포함하지 않고, 마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 100 ％ 여도 되고, 마텐자이트 100 ％ (베이나이트 0 ％), 혹은 베이나이트 100 ％ (마텐자이트 0 ％) 여도 된다.
또한, 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 보다 긴 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자, 및, 장축 길이가 0.3 ㎛ 이상인 개재물 입자로서 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하인 2 이상의 개재물로 이루어지는 개재물 입자군의 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자군의 밀도가 5 개/㎟ 이하일 필요가 있다. 개재물 입자의 장축의 길이가 0.3 ㎛ 이상인 것에 주목하는 이유는, 0.3 ㎛ 미만의 개재물은, 그것들이 집합해도 내지연 파괴 특성을 악화시키지 않기 때문이다. 또한, 개재물 입자의 장축의 길이란, 압연 방향에 있어서의 개재물 입자의 길이를 의미한다.
이와 같이 개재물 및 개재물군을 정의함으로써, 내지연 파괴 특성에 영향을 주는 개재물 및 개재물군이 적절히 표현되고, 이 정의에 기초하는 개재물군의 단위 면적 (㎟) 당 개수를 조정함으로써 강판의 내지연 파괴 특성을 개선할 수 있다. 개재물의 길이 방향 단부를 중심점으로 한 압연 방향에 대해서 ±10°의 부채꼴 형상의 영역에 있는 개재물 입자가 내지연 파괴에 영향을 주기 때문에, 최단 거리의 측정은, 당해 영역에 있는 개재물 입자를 대상으로 한다 (본 발명에서 규정하는 개재물 입자 또는 개재물 입자군의 일부가 상기 영역에 포함되는 경우에는 대상으로 한다). 입자간의 최단 거리란, 각 입자의 외주 상의 점끼리의 최단 거리를 의미한다.
개재물군을 구성하는 개재물 입자의 형상, 상태에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 본 실시형태에 관련된 강판의 개재물 입자는, 통상적으로 압연 방향으로 신전된 개재물 입자, 또는, 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 개재물이다. 여기서,「압연 방향으로 점렬상으로 분포된 개재물 입자」란, 압연 방향으로 점렬상으로 분포된 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 것을 의미한다. 내지연 파괴 특성을 향상시키려면, MnS 나 산화물, 질화물로 구성되는 개재물군을 판두께 표층으로부터 중앙의 각 영역에 있어서 충분히 저감시킬 필요가 있다. TS ≥ 1320 ㎫ 의 고강도 강을 사용한 부품에 있어서 당해 개재물군의 분포 밀도는 5 개/㎟ 이하일 필요가 있다. 이로써, 본 실시형태에 관련된 강판의 전단 단면으로부터의 균열 발생을 억제할 수 있다.
개재물 및 개재물군의 장축의 길이가 20 ㎛ 미만인 경우, 당해 개재물 및 개재물군은 내지연 파괴 특성에 거의 영향을 주지 않기 때문에 주목할 필요가 없다. 장축의 길이가 80 ㎛ 초과인 개재물 및 개재물군은, S 의 함유량을 0.0010 ％ 미만으로 하는 것에 의해서 거의 형성되지 않기 때문에 주목하지 않아도 된다.
판두께 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 국소 P 농도 : 0.060 질량％ 이하
판두께 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 Mn 편석도 : 1.50 이하
본 실시형태에 관련된 강판의 조직에 있어서, 판두께 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 국소 P 농도를 0.060 질량％ 이하로 하고, 판두께 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 Mn 편석도를 1.50 이하로 하는 것은, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴를 억제하기 위해서 필요하다. 또한, 본 실시형태에 있어서, 국소 P 농도란, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면에 있어서의 P 농화 영역의 P 농도를 의미한다. 통상적으로 P 농화 영역은, 압연 방향으로 신전된 분포를 하고 있어, 용강을 주조할 때에 발생되는 응고 편석에서 기인하여 판두께 중심 부근에서 많이 보인다. 이와 같은, P 농화 영역에서는, 강의 입계 강도가 현저하게 저하되어 있어, 내지연 파괴 특성이 악화된 상태로 되어 있다. 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴는, 전단 단면의 판두께 중심 부근을 기점으로 하여 발생되고. 그 파면은 입계 파괴를 나타내는 점에서, 판두께 중심에 있어서의 P 농화를 경감하는 것은 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴를 억제하는 데 중요하다.
P 농화 영역의 P 농도의 측정은, EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 강판의 압연 방향으로 평행한 판두께 단면의 판두께 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 P 의 농도 분포를 측정한다. P 의 최대 농도는, EPMA 의 측정 조건에 따라서 변화한다. 이 때문에, 본 실시형태에서는, 가속 전압 15 ㎸, 조사 전류 2.5 ㎂, 적산 시간 0.02 s/점, 프로브 직경을 1 ㎛, 측정 피치 1 ㎛ 의 일정 조건에서 측정 시야를 10 시야로 하여 평가한다.
국소 P 농도의 정량화는, P 농도의 편차를 제외하고 평가하는 목적에서, 이하와 같이 데이터 처리한다. EPMA 를 사용하여 측정되는 P 농도 분포에 있어서, 판두께 방향으로 1 ㎛, 압연 방향으로 50 ㎛ 인 영역의 평균 P 농도를 계산하고, 판두께 방향으로 평균 P 농도의 라인 프로파일을 얻는다. 이 라인 프로파일에 있어서의 P 의 최대 농도를 그 시야에 있어서의 국소 P 농도로 한다. 동일한 처리를 임의의 10 시야에서 행하여 국소 P 농도의 최대치를 구한다. 여기서, P 농도를 평균화하는 영역의 사이즈는 이하와 같이 결정한다. P 농화역의 두께가 수 ㎛ 로 얇기 때문에, 충분한 분해능을 얻기 위해서 판두께 방향의 평균화 범위는 1 ㎛ 로 한다. 압연 방향의 평균화 범위는 가능한 한 긴 편이 바람직하지만, 평균화 범위를 50 ㎛ 보다 길게 하면, 판두께 방향의 P 농도의 편차의 영향이 현재화한다. 이 때문에, 압연 방향의 평균화 범위를 50 ㎛ 로 설정하였다. 압연 방향의 평균화 범위를 50 ㎛ 로 함으로써, P 의 농화 영역의 변동의 대표성을 파악할 수 있다.
국소 P 농도가 클수록 강판의 취성 경향이 증가하고, 국소 P 농도가 0.060 질량％ 를 초과하면, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴가 발생되기 쉬워진다. 따라서, 국소 P 농도는 0.060 질량％ 이하일 필요가 있다. 국소 P 농도는 0.040 질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.030 질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 국소 P 농도는 작은 편이 바람직하기 때문에, 하한은 규정하지 않아도 되지만, 실질적으로, 국소 P 농도는 0.010 질량％ 이상인 경우가 많다.
본 실시형태에 있어서 Mn 편석도란, 강판의 압연 방향으로 병행인 판두께 단면에 있어서의 평균의 Mn 농도에 대한 국소 Mn 농도의 비를 의미한다. P 와 마찬가지로 Mn 도 판두께 중심 부근에 편석되기 쉬운 원소로서, Mn 이 편석된 Mn 농화부는, MnS 를 주체로 한 개재물의 형성이나 소재 강도의 증대를 통해서 전단 단면 자체의 지연 파괴 특성을 악화시킨다.
Mn 농도는, EPMA 를 사용하여, P 농도와 동일한 측정 조건에서 측정한다. 또한, MnS 등의 개재물이 존재하면 최대 Mn 편석도가 외관상 커지기 때문에, 개재물이 닿은 경우에는 그 값은 제외하고 평가한다. EPMA 로 측정되는 Mn 농도 분포에 있어서, 판두께 방향으로 1 ㎛, 압연 방향으로 50 ㎛ 인 영역의 평균 Mn 농도를 계산하고, 판두께 방향으로 평균 Mn 농도의 라인 프로파일을 얻는다. 그 라인 프로파일의 평균치를 평균의 Mn 농도로 하고, 최대치를 국소 Mn 농도로 하여, 평균의 Mn 농도에 대한 국소 Mn 농도의 비를 Mn 편석도로 한다.
이 Mn 편석도가 1.50 을 초과하면, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴가 발생되기 쉬워진다. 따라서, Mn 의 편석도는 1.50 이하일 필요가 있다. Mn 의 편석도는 1.30 이하인 것이 바람직하고, 1.25 이하인 것이 보다 바람직하다. Mn 편석도의 값은 작은 편이 바람직하기 때문에, Mn 편석도의 하한은 특별히 규정하지 않아도 되지만, 실질적으로 Mn 편석도는 1.00 이상인 경우가 많다.
인장 강도 (TS) : 1320 ㎫ 이상
내지연 파괴 특성의 악화는, 강판의 인장 강도가 1320 ㎫ 이상이 되면 현저하게 현재화한다. 1320 ㎫ 이상이어도, 본 실시형태에 관련된 강판은, 내지연 파괴 특성이 양호한 점이 특징의 하나이다. 이 때문에, 본 실시형태에 관련된 강판의 인장 강도는 1320 ㎫ 이상이다.
본 실시형태에 관련된 강판은, 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층의 종류는 특별히 한정하지 않고, Zn 도금층, Zn 이외의 금속의 도금층 중 어느 것이어도 된다. 도금층은 Zn 등이 주가 되는 성분 이외의 성분을 함유해도 된다. 아연 도금층은, 예를 들어, 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층이다. 용융 아연 도금층은, 합금화된 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
이어서, 본 실시형태에 관련된 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 실시형태에 관련된 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 용강으로부터 슬래브를 연속 주조할 때, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10 ℃ 이상 40 ℃ 이하로 하고, 2 차 냉각대에 있어서의 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지 비수량이 0.5 ℓ/㎏ 이상 2.5 ℓ/㎏ 이하가 되도록 냉각시켜, 굽힘부 및 교정부를 600 ℃ 이상 1100 ℃ 이하에서 통과시키고, 직접 또는 일단 냉각시킨 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하여 30 분 이상 유지하고, 그 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 40 ％ 이상의 냉간 압연율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을 800 ℃ 이상에서 240 초 이상 균열 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라서 재가열을 행하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 행하여 제조된다.
연속 주조
용강으로부터 슬래브를 주조할 때에는, 폭 방향의 농도 불균일의 제어와 생산성을 양립하기 위해서, 만곡형, 수직형 또는 수직 굴곡형의 연속 주조기를 사용하는 것이 바람직하다. 본 실시형태에 관련된 강판에서는, 소정의 국소 P 농도 및 Mn 편석도를 얻기 위해서, P 나 Mn 의 첨가량을 제한할 뿐만 아니라, 주조 온도나 주조 중의 2 차 냉각에 있어서의 주형 바로 아래부터 응고 완료까지의 영역에 있어서의 스프레이 냉각을 제어하는 것이 중요하다.
주조 온도와 응고 온도의 차 : 10 ℃ 이상 40 ℃ 이하
주조 온도와 응고 온도의 차를 작게 함으로써 응고시에 등축정의 생성이 촉진되어 P, Mn 등의 편석이 경감된다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서, 주조 온도와 응고 온도의 차는 40 ℃ 이하일 필요가 있다. 주조 온도와 응고 온도의 차는 35 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 30 ℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, 주조 온도와 응고 온도의 차가 10 ℃ 미만이 되면, 주조시의 파우더나 슬래그 등이 섞여 들어옴에 의한 결함이 증가할 우려가 있다. 따라서, 주조 온도와 응고 온도의 차는 10 ℃ 이상일 필요가 있다. 주조 온도와 응고 온도의 차는 15 ℃ 이상인 것이 바람직하고, 20 ℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 주조 온도는, 턴디시 내의 용강 온도를 실측함으로써 구해진다. 응고 온도는, 강의 성분 조성을 실측하여, 하기 (3) 식으로 구해진다.
응고 온도 (℃) ＝ 1539 － (70 × [％C] ＋ 8 × [％Si] ＋ 5 × [％Mn] ＋ 30 × [％P] ＋ 25 × [％S] ＋ 5 × [％Cu] ＋ 4 × [％Ni] ＋ 1.5 × [％Cr]) ··· (3)
상기 (3) 식에 있어서 [％C], [％Si], [％Mn], [％P], [％S], [％Cu], [％Ni] 및 [％Cr] 은, 강 중의 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다.
2 차 냉각대에 있어서의 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량 : 0.5 ℓ/㎏ 이상 2.5 ℓ/㎏ 이하
응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량이 2.5 ℓ/㎏ 을 초과하면, 주편의 코너부가 극단적으로 과랭되어, 주변의 고온부와의 열팽창량의 차에서 기인한 인장 응력이 작용하여 가로 크랙이 증대된다. 따라서, 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량은 2.5 ℓ/㎏ 이하일 필요가 있다. 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량은 2.2 ℓ/㎏ 이하인 것이 바람직하고, 1.8 ℓ/㎏ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량이 0.5 ℓ/㎏ 미만이 되면, 국소 P 농도나 Mn 편석도가 커진다. 따라서, 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량은 0.5 ℓ/㎏ 이상일 필요가 있다. 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량은 0.8 ℓ/㎏ 이상인 것이 바람직하고, 1.0 ℓ/㎏ 이상인 것이 보다 바람직하다. 여기서, 응고 쉘 표층부란, 슬래브의 코너부부터 폭 방향으로 150 ㎜ 까지의 부분에 있어서의, 슬래브 표면부터 2 ㎜ 깊이까지의 영역을 의미한다. 비수량은 하기 (4) 식으로 구해진다.
P ＝ Q/(W × Vc) ··· (4)
상기 (4) 식에 있어서, P 는 비수량 (ℓ/㎏) 이고, Q 는 냉각수량 (ℓ/min) 이며, W 는 슬래브 단중 (單重) (㎏/m) 이고, Vc 는 주조 속도 (m/min) 이다.
굽힘부 및 교정부의 통과 온도 : 600 ℃ 이상 1100 ℃ 이하
굽힘부 및 교정부의 통과 온도를 1100 ℃ 이하로 함으로써, 주편의 벌징의 억제를 통해서 중심 편석이 경감되어, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴가 억제된다. 한편, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도가 1100 ℃ 를 초과하면 상기 서술한 효과가 저감된다. 또한, Nb 나 Ti 를 함유한 석출물이 조대하게 석출되어, 개재물로서 악영향을 줄 우려도 있다. 따라서, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도는 1100 ℃ 이하일 필요가 있다. 굽힘부 및 교정부의 통과 온도는 950 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 900 ℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도가 600 ℃ 미만이 되면, 주편이 경질화하고 굽힘의 교정 장치의 변형 부하가 증대해서, 교정부의 롤 수명이 짧아진다. 응고 말기의 롤 개도의 협소화에 의한 경(輕)압하가 충분히 작용하지 않아, 중심 편석이 악화된다. 따라서, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도는 600 ℃ 이상일 필요가 있다. 굽힘부 및 교정부의 통과 온도는 650 ℃ 이상인 것이 바람직하고, 700 ℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 굽힘부 및 교정부의 통과 온도란, 굽힘부 및 교정부를 통과하는 슬래브의 슬래브 폭 중앙부의 표면 온도이다.
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. 실시형태에 관련된 강판의 제조 방법에서는, 이들 방법으로 슬래브를 열간 압연한다.
슬래브 표면 온도 : 1220 ℃ 이상
유지 시간 : 30 분 이상
황화물의 고용 촉진을 도모하여, 개재물군의 크기나 개재물군의 개수를 저감시키기 위해서, 열간 압연에서는, 슬래브 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하고, 유지 시간을 30 분 이상으로 할 필요가 있다. 이로써, 상기 서술한 효과가 얻어짐과 함께, P 나 Mn 의 편석도 경감된다. 슬래브 표면 온도는 1250 ℃ 이상인 것이 바람직하고, 1280 ℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 유지 시간은 35 분 이상인 것이 바람직하고, 40 분 이상인 것이 보다 바람직하다. 슬래브 가열시의 평균 가열 속도는, 통상적인 방법대로, 5 ∼ 15 ℃/min 으로 하고, 마무리 압연 온도 FT 는 840 ∼ 950 ℃ 로 하며, 권취 온도 CT 는 400 ∼ 700 ℃ 여도 된다.
강판 표면에 생성된 1 차, 2 차 스케일을 제거하기 위한 디스케일링은 적절히 행해도 된다. 열연 코일을 냉간 압연하기 전에 충분히 산세하여 스케일의 잔존을 경감하는 것이 바람직하다. 냉간 압연 하중 저감의 관점에서 필요에 따라서 열연 강판에 어닐링을 실시해도 된다. 이하에 나타내는 강판의 제조 방법에 있어서의 강판의 온도는 모두 강판의 표면 온도이다.
냉간 압연
냉간 압연율 : 40 ％ 이상
냉간 압연에서, 압하율 (냉간 압연율) 을 40 ％ 이상으로 하면, 그 후의 연속 어닐링에 있어서의 재결정 거동, 집합 조직 배향을 안정화할 수 있다. 한편, 냉간 압연율이 40 ％ 미만이면, 어닐링시의 오스테나이트립의 일부가 조대해져, 강판 강도가 저하될 우려가 있다. 따라서, 냉간 압연율은 40 ％ 이상일 필요가 있다. 냉간 압연율은 45 ％ 이상인 것이 바람직하고, 50 ％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
연속 어닐링
어닐링 온도 : 800 ℃ 이상
균열 시간 : 240 초 이상
냉간 압연 후의 강판에는, CAL 에서 어닐링과 필요에 따라서 템퍼링 처리, 조질 압연이 실시된다. 본 실시형태에 있어서, 소정의 마텐자이트 또는 베이나이트를 얻기 위해서, 어닐링 온도는 800 ℃ 이상이고, 균열 시간은 240 초 이상일 필요가 있다. 어닐링 온도는 820 ℃ 이상인 것이 바람직하고, 840 ℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 균열 시간은 300 초 이상인 것이 바람직하고, 360 초 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 어닐링 온도가 800 ℃ 미만 또는 균열 시간이 짧으면 충분한 오스테나이트가 생성되지 않고, 최종 제품에 있어서 소정의 마텐자이트 또는 베이나이트가 얻어지지 않아, 1320 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 어닐링 온도 및 균열 시간의 상한은 규정하지 않아도 되지만, 어닐링 온도나 균열 시간이 일정 이상이 되면, 오스테나이트 입경이 조대해지고 인성이 악화될 우려가 있다. 따라서, 어닐링 온도는 950 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 920 ℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 균열 시간은 900 초 이하인 것이 바람직하고, 720 초 이하인 것이 보다 바람직하다.
680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도 : 70 ℃/s 이상
페라이트 및 잔류 오스테나이트를 저감하여, 마텐자이트 또는 베이나이트의 합계의 면적률을 95 ％ 이상으로 하기 위해서, 680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도는 70 ℃/s 이상일 필요가 있다. 680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도는 150 ℃/s 이상인 것이 바람직하고, 300 ℃/s 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 냉각 개시 온도가 680 ℃ 미만이 되면 페라이트가 많이 생성됨과 함께 탄소가 오스테나이트에 농화되어 Ms 점이 저하되고, 이로써 템퍼링 처리가 실시되지 않은 마텐자이트 (프레시 마텐자이트) 가 증가한다. 평균 냉각 속도가 70 ℃/s 미만이거나, 또는 냉각 정지 온도가 260 ℃ 를 초과하면, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트가 생성되어, 잔류 오스테나이트나 프레시 마텐자이트가 증가한다. 마텐자이트 중의 프레시 마텐자이트는, 면적률로 마텐자이트를 100 으로 했을 때에 5 ％ 까지 허용할 수 있다. 상기 서술한 연속 어닐링 조건을 채용하면, 프레시 마텐자이트의 면적률은 5 ％ 이하가 된다. 평균 냉각 속도는, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도와 260 ℃ 이하의 냉각 정지 온도의 온도차를, 냉각 개시 온도부터 냉각 정지 온도까지의 냉각에 요하는 시간으로 나눔으로써 산출한다.
150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서의 유지 시간 : 20 ∼ 1500 초
마텐자이트 혹은 베이나이트 내부에 분포하는 탄화물은, ??칭 후의 저온역 유지 중에 생성되는 탄화물로서, 내지연 파괴 특성과 TS ≥ 1320 ㎫ 를 확보하기 위해서, 당해 탄화물의 생성을 적정하게 제어할 필요가 있다. 즉, 실온 부근까지 냉각시킨 후에 재가열 유지하는 온도 혹은 급랭 후의 냉각 정지 온도를 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하로 하고, 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도에서의 유지 시간을 20 초 이상 1500 초 이하로 할 필요가 있다. 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도에서의 유지 시간은 60 초 이상인 것이 바람직하고, 300 초 이상인 것이 보다 바람직하다. 150 ℃ 이상 260 ℃ 이하의 온도에서의 유지 시간은 1320 초 이하인 것이 바람직하고, 1200 초 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만이거나, 유지 시간이 20 초 미만이면, 변태상 내부의 탄화물 생성의 제어가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 악화된다. 냉각 정지 온도가 260 ℃ 를 초과하면, 입 내및 블록 입계에서의 탄화물이 조대화되어, 내지연 파괴 특성이 악화될 우려가 있다. 유지 시간이 1500 초를 초과하면, 탄화물의 생성 및 성장이 포화되는 데다가, 제조 비용의 증가를 초래한다.
이와 같이 하여 제조된 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 이 경우의 스킨 패스 신장률은 0.1 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 스킨 패스 롤은 달 롤이고, 강판의 조도 Ra 를 0.3 ∼ 1.8 ㎛ 로 조정하는 것이 형상 평탄화의 관점에서 바람직하다.
제조된 강판에, 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리를 실시함으로써 표면에 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 도금 처리의 종류는, 특별히 한정되지 않고, 용융 도금, 전기 도금 중 어느 것이어도 된다. 또, 용융 도금 후에 합금화를 실시하는 도금 처리를 행해도 된다. 또한, 도금 처리를 행하는 경우에 있어서, 상기 스킨 패스 압연을 행하는 경우에는, 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 행하는 것이 바람직하다.
본 실시형태에 관련된 강판의 제조는, 연속 어닐링 라인 중에서 행해도 되고, 혹은, 오프 라인에서 행해도 된다.
본 실시형태에 관련된 부재는, 본 실시형태에 관련된 강판이 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방이 되어져 이루어지는 것이다. 본 실시형태에 관련된 부재의 제조 방법은, 본 실시형태에 관련된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는다. 본 실시형태에 관련된 부재는, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴 특성이 우수하기 때문에, 부재로서의 구조면에서의 신뢰성이 높다. 성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 본 실시형태에 관련된 부재는, 예를 들어, 자동차 부품에 바람직하게 사용할 수 있다.
실시예
[실시예 1]
이하, 본 발명을 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10 ℃ 이상 40 ℃ 이하로 하고, 2 차 냉각대에 있어서의 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지의 비수량을 0.5 ℓ/㎏ 이상 2.5 ℓ/㎏ 이하로 하고, 굽힘부 및 교정부의 통과 온도 (T) 를 600 ∼ 1100 ℃ 이하로 하여 슬래브를 주조하였다. 또한, 표 1 의 [％Ti] × [％Nb]2 의 항목에 있어서의「E-숫자」는 10 의 -숫자 제곱을 의미한다. 예를 들어, E-07 은, 10-7 을 의미한다.
Figure 112021069382296-pct00001
이 슬래브를, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 슬래브 가열 온도 (SRT) 를 1220 ℃ 이상으로 하고, 유지 시간을 30 분 이상으로 하며, 마무리 압연 온도를 840 ∼ 950 ℃ 로 하고, 권취 온도를 400 ∼ 700 ℃ 로 하여 권취하였다. 얻어진 열연 강판은, 산세 후, 40 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하였다. 슬래브 재가열 온도로서 나타내는 온도는, 슬래브의 표면 온도이다. 응고 쉘 표층부 온도는, 슬래브의 코너부로부터 폭 방향으로 100 ㎜ 의 위치의 슬래브 표면 온도이다.
얻어진 냉연 강판을, 연속 어닐링 공정에 있어서, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 800 ℃ 초과의 어닐링 온도로 240 초 이상 균열 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도부터 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) 하였다. 그 후, 0.1 ％ 의 조질 압연을 행하여, 강판을 제조하였다.
Figure 112021069382296-pct00002
얻어진 강판에 대해서 조직을 측정하고, 추가로 인장 시험, 내지연 파괴 특성 평가 시험을 행하였다. 조직의 측정은, 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야에서 관찰하여, 촬영된 SEM 사진을 화상 해석하여 측정하였다. 여기서, 마텐자이트 및 베이나이트는, SEM 사진에 있어서의 회색을 보이는 영역으로서 나타내어진다. 한편, 페라이트는, SEM 사진에 있어서의 흑색의 콘트라스트를 보이는 영역으로서 나타내어진다. 또한, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 함유하지만, 이것들을 제외하는 것은 곤란하기 때문에, 이것들을 포함한 영역의 면적률을 그 면적률로 하였다. 잔류 오스테나이트의 측정은, 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X 선 회절 강도법에 의해서 구하였다. Mo-Kα 선에 의해서 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 의 회절면 피크의 적분 강도로부터 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하고. 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 하였다.
개재물군은, 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1/5 두께 위치부터, 판두께 중심을 사이에 두고, 이측 표면측의 1/5 두께 위치까지의 영역에 있어서, SEM 을 사용하여 개재물 분포 밀도의 평균적인 1.2 ㎟ 의 영역을 30 시야 연속으로 촬영하여 계측하였다. 이 판두께 범위를 측정한 것은, 판두께의 표면에는, 본 발명에서 규정하는 개재물군이 대부분 존재하지 않기 때문이다. 판두께 표면은, Mn 이나 S 의 편석이 적은 것과, 슬래브 가열시에, 온도가 높은 최표면에서는 이들 개재물의 고용이 충분히 일어나, 이들 개재물의 석출이 발생되기 어려워지기 때문이다.
SEM 을 사용하여, 상기 서술한 영역을 500 배의 배율로 촬영하고, 당해 사진을 적절히 확대하여 개재물 입자나 개재물군의 장축 길이나 개재물 입자간 거리를 측정하였다. 장축 길이나 입자간의 최단 거리의 판정 측정이 곤란한 경우에는, 5000 배의 배율로 촬영한 SEM 사진을 사용하여 확인하였다. 압연 방향으로 신전된 개재물 등을 대상으로 하기 때문에, 입자간 거리 (최단 거리) 의 측정 방향은, 압연 방향 내지 압연 방향 ± 10°의 범위에 있는 경우로 한정하였다. 개재물군이, 2 개 이상의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물군의 장축의 길이는, 개재물군의 압연 방향 양단에 위치하는 개재물 입자끼리의 압연 방향 외단부 간의 압연 방향의 길이로 하였다. 개재물군이 1 개의 개재물 입자로 구성되는 경우, 개재물군의 장축의 길이는, 이 개재물 입자의 압연 방향에 있어서의 길이로 하였다.
국소 P 농도 및 Mn 편석도의 측정은, EPMA 를 사용하여 상기 서술한 바와 같은 방법으로 측정하였다. 인장 시험은, 코일 폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내고, 인장 시험 (JIS Z2241 에 준거) 을 실시하여 YP, TS, El 를 각각 측정하였다.
강판의 내지연 파괴 특성의 평가는, 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴를 평가하였다. 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴 평가는, 얻어진 강판의 코일 폭 1/4 위치로부터 압연 직각 방향으로 30 ㎜, 압연 방향으로 110 ㎜ 의 단책 (短冊) 시험편을 채취하여 실시하였다. 110 ㎜ 길이의 단면의 절출 가공은 전단 가공으로 하였다.
도 1 은, 단면의 전단 가공을 설명하는 모식도이다. 도 1(a) 는 정면도이고, 도 1(b) 는 측면도이다. 전단 가공은, 도 1(a) 에 나타내는 시어각을 0 도로 하고, 도 1(b) 에 나타내는 클리어런스를 판두께의 15 ％ 로 하여 행하였다. 평가 대상은, 도 1 의 판 누름이 없는 자유단측으로 하였다. 그 이유는, 경험상, 자유단측 쪽이 전단 단면 자체의 지연 파괴가 발생되기 쉽기 때문이다.
전단 단면에는 높은 잔류 응력이 존재하고 있고, 산 침지 등으로 수소를 첨가하면, 굽힘 등으로 외력을 부여하지 않아도 전단 단면 내에 미세한 지연 파괴 균열이 발생된다. 본 실시예에서는, 샘플의 pH 를 3 으로 조정한 염산에 100 시간 침지시켰다.
지연 파괴 균열의 빈도나 깊이가 외관으로부터 확인하기 어려웠기 때문에, 단책 시험편의 압연 직각 단면을 잘라내고, 단면을 부식시키지 않고 연마하여 광학 현미경으로 관찰하였다. 이 단면 관찰에서, 전단 단면 표면으로부터 깊이 방향으로 30 ㎛ 이상 진전되어 있는 균열을 지연 파괴 균열로 판정하였다. 30 ㎛ 미만의 미세한 균열은 자동차용 부품으로서의 성능에 악영향을 미치지 않기 때문에, 당해 균열은 지연 파괴 균열에서 제외하였다. 지연 파괴 균열이 발생되는 빈도를 고정밀도로 평가하기 위해서, 1 개의 강종에 대해서 단책 시험편을 5 장 준비하고, 1 개의 단책 시험편에 대해서 10 시야에서 관찰하여 지연 파괴의 발생 빈도를 산출하였다. 관찰용 시험편은, 110 ㎜ 길이의 단책 시험편으로부터 간격을 10 ㎜ 씩 두고 잘라내었다. 이 지연 파괴의 발생 빈도가 50 ％ 이상인 것을 지연 파괴 특성이 나쁜「×」로 하고, 50 ％ 미만인 것을 지연 파괴 특성이 우수한「○」로 하고, 25 ％ 이하인 것을 지연 파괴 특성이 특히 우수한「◎」로 하여「내지연 파괴 특성」의 줄에 기재하였다.
Figure 112021069382296-pct00003
표 3 에 나타내는 바와 같이, 성분 조성, 열연 조건, 어닐링 조건이 적정화된 강에서는, 1320 ㎫ 이상의 TS 가 얻어짐과 함께 우수한 전단 단면의 지연 파괴 특성이 얻어졌다.
[실시예 2]
실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해서, 아연 도금 처리를 행한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해서 아연 도금 처리를 행한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (본 발명예) 에 대해서 아연 도금 처리를 행한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해서 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴 평가를 행하여 지연 파괴 특성이 우수한「○」이기 때문에, 이들 부재는 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.
마찬가지로, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 의한 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 의한 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.2 (본 발명예) 에 의한 강판을 스폿 용접에 의해서 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 전단 단면 자체에 발생되는 지연 파괴 평가를 행하여 지연 파괴 특성이 우수한「○」이기 때문에, 이들 부재는 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 질량％ 로,
    C : 0.13 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
    Si : 1.5 ％ 이하,
    Mn : 0.2 ％ 이상 1.7 ％ 이하,
    P : 0.010 ％ 이하,
    S : 0.0020 ％ 이하,
    sol.Al : 0.20 ％ 이하,
    N : 0.0055 ％ 미만,
    O : 0.0025 ％ 이하,
    Nb : 0.002 ％ 이상 0.035 ％ 이하,
    Ti : 0.002 ％ 이상 0.10 ％ 이하,
    B : 0.0002 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를 함유함과 함께, 하기 (1), (2) 식을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    마텐자이트 및 베이나이트의 합계의 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이고, 잔부가 페라이트 및 잔류 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 이상이며,
    개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 보다 긴 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자의 밀도와, 장축 길이가 0.3 ㎛ 이상인 개재물 입자로서 개재물 입자간의 최단 거리가 10 ㎛ 이하인 2 이상의 개재물로 이루어지는 개재물 입자군의 장축 길이가 20 ㎛ 이상 80 ㎛ 이하인 개재물 입자군의 밀도의 합계가 5 개/㎟ 이하인 조직을 갖고,
    강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1/4 위치부터 3/4 위치까지에 있어서의 국소 P 농도가 0.060 질량％ 이하이고, 상기 위치 범위에 있어서의 Mn 편석도가 1.50 이하이며, 인장 강도가 1320 ㎫ 이상인, 강판.
    [％Ti] ＋ [％Nb] ＞ 0.007 ··· (1)
    [％Ti] × [％Nb]2 ≤ 7.5 × 10-6 ··· (2)
    상기 (1), (2) 식의 [％Nb], [％Ti] 는 강 중의 Nb, Ti 의 함유량 (％) 이다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로 질량％ 로, 하기 A 군 ~ D 군에서 선택되는 1 군 이상을 함유하는 강판.
    A 군 : Cu : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하,
    Ni : 0.01 ％ 이상 1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상
    B 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,
    W : 0.005 ％ 이상 0.2 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상
    C 군 : Sb : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하,
    Sn : 0.002 ％ 이상 0.1 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상
    D 군 : Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
    Mg : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하,
    REM : 0.0002 ％ 이상 0.01 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상
  3. 제 1 항에 있어서,
    표면에 아연 도금층을 갖는, 강판.
  4. 제 2 항에 있어서,
    표면에 아연 도금층을 갖는, 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 용강으로부터 슬래브를 연속 주조할 때, 주조 온도와 응고 온도의 차를 10 ℃ 이상 40 ℃ 이하로 하고, 2 차 냉각대에 있어서의 응고 쉘 표층부 온도가 900 ℃ 로 되기까지 비수량이 0.5 ℓ/㎏ 이상 2.5 ℓ/㎏ 이하가 되도록 냉각시켜, 굽힘부 및 교정부를 600 ℃ 이상 1100 ℃ 이하에서 통과시키고, 그 후, 슬래브의 표면 온도를 1220 ℃ 이상으로 하여 30 분 이상 유지하고, 그 후, 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 40 ％ 이상의 냉간 압연율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판을 800 ℃ 이상에서 240 초 이상 균열 처리하고, 680 ℃ 이상의 온도부터 260 ℃ 이하의 온도까지를 70 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라서 재가열을 행하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 온도역에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 행하는, 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 연속 어닐링의 후, 도금 처리를 행하는, 강판의 제조 방법.
  7. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강판이, 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방이 되어져 이루어지는, 부재.
  8. 제 5 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
  9. 제 6 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해서 제조된 강판을, 성형 가공 및 용접 중의 적어도 일방을 행하는 공정을 갖는, 부재의 제조 방법.
  10. 삭제
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