KR102626001B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102626001B1
KR102626001B1 KR1020217025975A KR20217025975A KR102626001B1 KR 102626001 B1 KR102626001 B1 KR 102626001B1 KR 1020217025975 A KR1020217025975 A KR 1020217025975A KR 20217025975 A KR20217025975 A KR 20217025975A KR 102626001 B1 KR102626001 B1 KR 102626001B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
steel
less
content
temperature
Prior art date
Application number
KR1020217025975A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20210114042A (ko
Inventor
겐고 다케다
유야 스즈키
도요미츠 나카무라
세이지 후루사코
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20210114042A publication Critical patent/KR20210114042A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102626001B1 publication Critical patent/KR102626001B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

소정의 화학 조성 및 조직을 갖고, 표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재하고 있는 강판이 제공된다. 소정의 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소를 도입하는 것을 포함하는 주조 공정, 강편을 마무리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 마무리 압연의 완료 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정, 얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정, 그리고 열연 강판에 냉간 압연 및 어닐링을 실시하는 공정을 포함하는 강판의 제조 방법이 또한 제공된다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
아연 도금 강판은, 건축이나 자동차 등의 분야에 있어서 구조 부재의 내식성을 향상시키는 관점에서 폭넓게 사용되고 있다. 그러나, 구조물이나 차체 등의 조립을 위해, 아연 도금 강판끼리나, 혹은 당해 아연 도금 강판과 다른 강판 사이에서 스폿 용접 등을 실시하면, 용융된 아연이 아연 도금 강판이나 다른 강판의 강 중에 침입하여 강판 내부에 균열이 발생하는 경우가 있다. 이와 같은 현상은, 액체 금속 취화 균열(LME)이라 불리고 있으며, 종래 기술에서는, 이와 같은 LME 균열의 발생을 억제하기 위해 다양한 제안이 이루어져 있다.
특허문헌 1에서는, 모재가 소정의 화학 조성을 갖고, 상기 모재의 표면으로부터 5.0㎛ 이상의 깊이까지, 결정립계의 적어도 일부가 산화물에 피복된 내부 산화층을 갖고, 또한, 상기 모재의 표면으로부터 5.0㎛의 깊이까지의 영역에 있어서, 상기 산화물의 입계 피복률이 60％ 이상이며, 900㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 1에서는, 모재의 결정립계의 적어도 일부가 Si, Mn 등의 산화용이성 원소의 산화물에 의해 피복된 내부 산화층을 갖고, 결정립계가 당해 산화물에 의해 피복됨으로써, 용접 시에 용융 금속의 결정립계로의 침입을 억제함과 함께, 용접 중의 LME 균열을 억제하는 것이 가능해진다고 기재되어 있다.
특허문헌 2에서는, 아연계 합금 도금층을 강재 표면에 마련한 아연계 합금 도금 강재에 있어서, 상기 강재가, 질량％로, C: 0.01 내지 0.3％, Si: 0.01 내지 2.0％, Mn: 0.1 내지 3.0％, S: 0.015％ 이하, Al: 0.001 내지 0.5％, N: 0.0005 내지 0.006％, 또한, Nb, V, 및, Zr 중 1종 또는 2종 이상을 합계량으로 0.01 내지 0.60％를 함유하고, 하기 식: E값=[％C]+[％Si]/17+[％Mn]/7.5+[％Ni]/17+[％Nb]/2+[％V]/1.5+[％Zr]/2로 나타내어지는 액체 금속 취화의 감도 지수 E값이 0.24를 초과하고, 또한 B 함유량이 3ppm 이상, -102×E+61ppm 이하를 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 아연계 합금 도금 강재가 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 2에서는, 모재의 인장 강도를 결정하는 강재 성분에 따라서 강재 중에 함유시키는 B 함유량을 제어함으로써, 용접 열 영향부 조직의 오스테나이트 입계에 편석하고, 또한 용융 도금의 침입을 억제하기 위한 유효 B 고용량을 유지하여, 액체 금속 균열 발생을 억제할 수 있다고 기재되어 있다.
일본 특허 제6388099호 공보 일본 특허 공개 제2006-249521호 공보
특허문헌 2에서는 또한, 약 900℃ 이상의 오스테나이트 온도역에서 B가 입계에 편석·농화됨으로써 저융점 용융 금속의 입계 침입이 억제된다는 취지가 기재되어 있다. 그러나, 입열량이 비교적 적은 용접 방법, 예를 들어 고온에서 유지하는 시간이 비교적 짧은 스폿 용접 등의 용접 방법에 있어서는, 용접 시의 가열에 의해서도 강판 중의 B를 입계에 충분히 편석시킬 수 없는 경우가 있고, 이와 같은 경우에는, 아연 등의 용융 금속이 입계에 침입하는 것을 확실하게 억제할 수 없기 때문에, 결과로서 강판 내부에 LME 균열을 발생시켜 버리는 경우가 있다. 따라서, 당 기술분야에서는, 스폿 용접 등의 특정 용접 방법에 있어서도, 아연 등의 용융 금속이 입계에 침입하는 것을 보다 확실하게 억제할 수 있는, 개선된 내LME성을 갖는 강판이 요구되고 있다.
또한, 자동차 업계 등에서는, 차체의 경량화의 요구를 만족시키기 위해 고강도 강판의 개발이 진행되고 있지만, 상기 LME 균열은, 특히 고강도의 아연 도금 강판, 예를 들어 아연 도금이 된 고강도의 TRIP 강판(변태 유기 소성 강판) 등을 스폿 용접하였을 때 현저하게 발생하는 것이 알려져 있다. 한편, 강판의 고강도화에 수반하여, 일반적으로는 강판의 성형성, 예를 들어 연성 등의 기계 특성이 저하된다는 문제도 있다.
그래서, 본 발명은, 신규의 구성에 의해, 개선된 내LME성, 특히는 스폿 용접 등의 용접 방법에 있어서도 개선된 내LME성을 가짐과 함께, 고강도이며 또한 연성도 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하는 본 발명은 하기와 같다.
(1) 질량％로,
C: 0.050 내지 0.300％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 4.00％,
P: 0.0001 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
N: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 1.000％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0007 내지 0.0100％,
Co: 0 내지 0.50％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
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 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5.0 내지 40.0％,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 10.0 내지 60.0％,
베이나이트: 5.0 내지 40.0％, 및
잔류 오스테나이트: 5.0 내지 25.0％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 10.0％ 이하의 펄라이트를 포함하고,
표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재하고 있는 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％,
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％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 강판.
(3) 인장 강도가 700㎫ 이상이며, 파단 연신이 3.0％ 이상인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4) 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1 내지 500개/500㎛2의 수밀도로 존재하고 있는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 강판.
(5) 상기 강판의 적어도 한쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 강판.
(6) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 상기 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소를 도입하는 것을 포함하는 주조 공정,
상기 강편을 마무리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 상기 마무리 압연의 완료 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정, 그리고
상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정
을 포함하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
(7) 냉간 압연 후의 어닐링에 있어서, 강판의 적어도 한쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층이 형성되는 것을 특징으로 하는, 상기 (6)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 강판의 표층 영역에 있어서 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 소정의 양에 있어서 함유하는 강판을 사용함으로써, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법에 있어서도, 용접 시의 가열에 의해 강판 중의 입계가 이동할 때, (Fe, Mn)2B에 의해 입계를 피닝함과 함께, 당해 (Fe, Mn)2B의 적어도 일부가 입계상에서 용해되고, 그것에 의해 고용 B를 입계를 따라서 우선적으로 공급하고 그리고 편석시킬 수 있으므로, 그 결과로서 강판의 내LME성을 현저하게 개선시킬 수 있다. 게다가, 본 발명에 따르면, 700㎫ 이상의 고강도 및 파단 연신이 3.0％ 이상인 고연성을 달성하는 것이 가능하다.
도 1은 스폿 용접 시에 열 영향부에 발생하는 LME 균열을 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 2는 스폿 용접 시의 모재 강판과 아연 도금층의 상태를 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 3은 판 두께 1.4㎜의 강판 시료를 사용한 경우에 B의 첨가가 LME 균열 길이와 너깃 직경의 관계에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 4는 용접 시의 고용 B의 입계에 대한 편석 및 그것에 의한 LME 균열의 억제를 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 5는 스폿 용접 등의 경우에 있어서의 예시적인 고용 B의 거동을 모식적으로 도시하는 도면이다.
도 6은 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 사용하여 스폿 용접한 경우의 고용 B의 편석 거동을 모식적으로 도시하는 도면이다.
<강판>
본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 질량％로,
C: 0.050 내지 0.300％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10 내지 4.00％,
P: 0.0001 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
N: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 1.000％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0007 내지 0.0100％,
Co: 0 내지 0.50％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.000％,
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 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5.0 내지 40.0％,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 10.0 내지 60.0％,
베이나이트: 5.0 내지 40.0％, 및
잔류 오스테나이트: 5.0 내지 25.0％
를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 10.0％ 이하의 펄라이트를 포함하고,
표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재하고 있는 것을 특징으로 하고 있다.
앞서 설명한 대로, 고온에서 유지하는 시간이 비교적 짧은 스폿 용접 등의 용접 방법에 있어서는, 용접 시의 가열에 의해서도 강판 중의 B를 입계에 충분히 편석시킬 수 없는 경우가 있고, 이와 같은 경우에는, 용접 시의 열로 용융된 도금층 중의 아연 등의 용융 금속이 용접부 조직의 입계에 침입하여 강판 내부에 LME 균열을 발생시켜 버린다는 문제가 있다. 보다 상세하게 설명하면, 스폿 용접에 있어서의 LME 균열이란, 당해 스폿 용접 중의 열 영향에 의해 강판 표면의 아연 도금이 용융됨과 함께, 그 후의 냉각 과정에 있어서 열 영향부가 열수축함으로써 발생하는 인장 응력이나 강판이 스폿 용접 시에 전극으로 압박될 때의 응력 발생 등에 의해 이 용융 아연이 강의 입계에 침입하고, 그것에 의해 거시적인 균열을 발생시키는 현상이다.
도 1은 스폿 용접 시에 열 영향부에 발생하는 LME 균열을 모식적으로 도시하는 도면이다. 도 1에 도시된 바와 같이, 강판(1a) 및 강판(1b)을 겹쳐서 한 쌍의 전극(2a 및 2b)을 사용하여 스폿 용접함으로써, 너깃(용융 응고부)(3)을 형성하여 2매의 강판(1a 및 1b)을 접합할 수 있다. 이때, 도 1에 도시된 바와 같이, 너깃(3)의 주위에 형성되는 열 영향부(4)에 있어서 LME 균열(5)이 발생하는 경우가 있다. 당해 열 영향부(4)는, 스폿 용접 시에 실온으로부터 수초에 고온까지 급속 가열되고, 다음에 바로 급랭된다고 하는 열 이력을 받기 때문에, 당해 열 영향부(4)에서는, 페라이트(α)의 상태에 있었던 강이 일단 오스테나이트(γ)의 상태로 변태된 후, 일반적으로는 약 1 내지 2초 정도의 사이에 급랭되게 된다.
도 2는 스폿 용접 시의 모재 강판과 아연 도금층의 상태를 모식적으로 도시하는 도면이다. 도 2를 참조하면, 스폿 용접에 의한 급속 가열 후의 모재 강판(11) 중의 조직은 페라이트(α)의 상태로부터 오스테나이트(γ)의 상태로 변태되고, 그 위에 배치되는 도금층(12) 중의 아연은 용융된 상태에 있다(도 2의 (a)). 다음에, 직후의 급랭 과정에 있어서 열 영향부가 열수축함으로써 발생하는 인장 응력 등이 발단이 되어, 이 용융 아연(13)이 모재 강판(11) 중의 입계(14)에 침입하고(도 2의 (b)), 그것에 의해 LME 균열이 발생한다.
이와 같은 LME 균열을 억제하기 위해서는, 도 2의 (b)에 도시된 바와 같은 입계로의 용융 아연(13)의 침입을 방지하는 것이 매우 중요하다. 그래서, 예를 들어 하나의 해결책으로서, 입계에 고용 B를 편석시킴으로써 당해 입계로의 용융 아연의 침입을 방지하는 방법을 생각할 수 있다. 도 3은 판 두께 1.4㎜의 강판 시료를 사용한 경우에 B의 첨가가 LME 균열 길이와 너깃 직경의 관계에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다. 너깃 직경은 용접 시의 용융부의 길이에 상당한다. 이 때문에, 너깃 직경이 길수록, 입열량이 많고, 그 때문에 용융되는 아연의 양도 많아지고, 결과로서 LME 균열 길이는 일반적으로 길어진다. 도 3을 참조하면, 강판에 성분 원소로서 B를 첨가하지 않는 경우에는, LME 균열이 발생하는 너깃 직경이 작고, 그 때문에 보다 작은 입열량으로 LME 균열이 발생하고 있음을 알 수 있다. 한편, 도 3으로부터 명백한 바와 같이, 성분 원소로서 B를 첨가한 경우에는, 너깃 직경이 약 6㎜ 정도의 입열량으로 될 때까지 LME 균열이 발생하지 않고, 따라서 B를 첨가함으로써 비교적 많은 입열량의 용접에 대해서도 LME 균열의 발생을 억제할 수 있음을 알 수 있다.
다음에, 고용 B에 의해 LME 균열이 억제되는 메커니즘에 대하여 설명한다. 도 4는 용접 시의 고용 B의 입계에 대한 편석 및 그것에 의한 LME 균열의 억제를 모식적으로 도시하는 도면이다. 도 4를 참조하여 보다 상세하게 설명하면, B는 입계에 편석되는 성질을 갖는 원소이기 때문에, 이와 같은 성질을 이용하여 모재 강판(11) 중에 고용된 B를 용접 시의 가열 시에 입계(14)에 편석시킴으로써(도 4 (a)), 당해 입계에 편석된 고용 B에 의해 강판 내부로의 용융 아연(13)의 침입을, 예를 들어 모재 강판의 극최표층(수㎛ 정도)만으로 억제할 수 있다(도 4의 (b)). 특히, 입열량이 비교적 많은 조인트 용접 등의 경우에는, 고온에서 유지하는 시간이 비교적 장시간이 되기 때문에, 도 4의 (a)에 있어서 도시된 바와 같이, 용접 시의 비교적 장시간의 가열 과정에 있어서 고용 B를 입계(14)에 충분히 공급하여 편석시킬 수 있기 때문에, 당해 고용 B에 의해 강판 내부로의 용융 아연(13)의 침입을 확실하게 억제하는 것이 가능해진다.
그러나, 다양한 용접 방법 중에서도, 예를 들어 스폿 용접 등의 입열량이 비교적 적은 용접 방법에서는, 고온에서 유지하는 시간이 비교적 짧기 때문에, 도 5의 (a)에 있어서 도시된 바와 같이, 스폿 용접 시의 순간적인 단시간의 가열 과정에서는, 고용 B를 입계(14)에 충분히 공급하여 편석시킬 수 없는 경우가 있다. 이와 같은 경우에는, 그 후의 냉각 과정에 있어서 발생하는 인장 응력 등이 발단이 되어, 고용 B가 편석되어 있지 않은 입계(14)에 용융 아연(13)이 침입하고(도 5의 (b)), 그것에 의해 LME 균열이 발생해 버리게 된다.
그래서, 본 발명자들은, 용접 시의 입계로의 고용 B의 공급 및/또는 편석을 효율적으로 진행시킬 수 있는 강판의 조직 등에 대하여 검토를 행하였다. 그 결과로서, 본 발명자들은, 강판의 표층 영역에 있어서 특정 B 석출물, 보다 구체적으로는 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 소정의 양에 있어서 함유하는 강판을 사용함으로써, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법에 있어서도, 입계에 고용 B를 충분히 공급 및/또는 편석시킬 수 있고, 그 결과로서 강판의 내LME성을 현저하게 개선시킬 수 있음을 알아냈다.
도 6은 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 사용하여 스폿 용접한 경우의 고용 B의 편석 거동을 모식적으로 도시하는 도면이다. 도 6을 참조하여 보다 상세하게 설명하면, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에서는, 도금층(12) 아래에 있는 모재 강판(11)의 표층 영역이 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물(15)이 소정의 양에 있어서 존재하고 있다. 이와 같은 상태에서 스폿 용접을 행하면, 당해 스폿 용접 시의 가열에 의해 입계(14)가 이동할 때, 도 6의 (a)에 있어서 도시된 바와 같이, 모재 강판(11)의 표층 영역에 존재하는 (Fe, Mn)2B에 의해 입계(14)가 피닝되고, 그 결과로서 모재 강판(11)의 표층 영역에 있어서는 필연적으로 입계에 (Fe, Mn)2B가 존재하게 된다.
또한, 스폿 용접 시의 순간적인 오스테나이트역에 있어서의 가열 하에서는, 상기와 같이 (Fe, Mn)2B가 입계(14)를 피닝함과 함께, 당해 (Fe, Mn)2B의 적어도 일부, 바람직하게는 그 대부분이 입계(14) 상에서 용해되고, 그것에 의해 고용 B가 입계(14)를 따라서 우선적으로 공급되고 그리고 편석된다. 따라서, 그 후의 급랭 과정에 있어서 열 영향부가 열수축함으로써 인장 응력이 발생하였다고 해도, 혹은 스폿 용접 시에 전극으로 압박됨으로써 강판 표층에 응력이 발생하였다고 해도, 입계(14)를 따라서 편석된 고용 B에 의해 강판 내부로의 용융 아연(13)의 침입을 확실하게 억제하는 것이 가능해진다(도 6의 (b)). 본 발명에 따르면, 강판에 있어서 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 이용하고 그리고 그것에 의해 입계를 피닝함으로써, 용접 시의 가열 하에 있어서 바로 고용 B를 입계에 공급하여 편석시킬 수 있으므로, 도 5에 도시한 바와 같은 강판 중의 비교적 먼 장소로부터 고용 B를 입계에 공급 및 편석시키는 경우와 비교하여, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법에 있어서도, 도금층 중의 아연 등의 용융 금속이 강판 내부에 침입하는 것을 확실하게 억제하는 것이 가능해진다.
또한, 도 6에서는, 이해를 용이하게 하기 위해, 모재 강판의 표면에 도금층을 포함하는 소위 도금 강판의 경우에 대하여 상세하게 설명하였지만, 본 발명에 관한 강판은, 이러한 도금 강판에 반드시 한정되지는 않고, 도금을 실시하지 않은 강판도 포함하는 것이다. 왜냐하면, 도금을 실시하지 않은 강판이라도, 예를 들어 아연 도금 강판과 스폿 용접을 행할 때는, 당해 아연 도금 강판에 있어서 용융된 아연이 도금을 실시하지 않은 강판 중에 침입함으로써 LME 균열이 발생하는 경우가 있기 때문이다.
또한, 본 발명자들은, 상기 구성에 더하여, 강판의 조성 및 조직을 적절하게 제어함으로써, 고강도 및 고연성, 보다 구체적으로는 700㎫ 이상의 고강도 및 파단 연신이 3.0％ 이상인 고연성을 달성할 수 있음을 알아냈다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미하는 것이다.
[C: 0.050 내지 0.300％]
탄소(C)는, 강판 강도의 향상에 필요한 원소이다. C 함유량이 0.050％ 미만이면 충분한 강도가 얻어지지 않기 때문에, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.060％ 이상, 0.080％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다. 한편, C 함유량이 0.300％를 초과하면, 용접부의 강도가 증가되어 내LME성이 저하되기 때문에, C 함유량은 0.300％ 이하로 한다. C 함유량은 0.280％ 이하, 0.250％ 이하 또는 0.220％ 이하여도 된다.
[Si: 0.01 내지 2.00％]
규소(Si)는, 철계 탄화물의 석출을 억제하여, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 게다가, Si 함유량을 0.01％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 0.10％ 이상, 0.50％ 이상 또는 1.00％ 이상이어도 된다. 한편, Si를 과도하게 첨가하면, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정화되어 용접 후에 오스테나이트역이 확대되기 때문에, 강판의 내LME성을 저하시킨다. 따라서, Si 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 1.80％ 이하, 1.60％ 이하 또는 1.50％ 이하여도 된다.
[Mn: 0.10 내지 4.00％]
망간(Mn)은, ?칭성을 높여, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Mn은 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 형성하는 데 필수적인 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 0.10％ 미만이면, 상기 B 석출물을 충분히 형성할 수 없는 경우가 있다. 게다가, Mn 함유량을 0.10％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 0.50％ 이상, 0.70％ 이상 또는 1.00％ 이상이어도 된다. 한편, Mn을 과도하게 첨가하면, 강판 중의 오스테나이트상이 안정화되어 용접 후에 당해 오스테나이트상이 잔존해 버려, 강판의 내LME성을 저하시킨다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은 3.50％ 이하, 3.20％ 이하 또는 3.00％ 이하여도 된다.
[P: 0.0001 내지 0.0200％]
인(P)은, 강판 강도를 높여, 용융 아연의 강판 조직으로의 침입을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 그러나, P 함유량이 0.0001％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 게다가, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. P 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편, P 함유량이 0.0200％를 초과하면, 결정립계로의 P의 편석에 의해 강판이 취화되어 내LME성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, P 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
[S: 0.0001 내지 0.0200％]
황(S)은, 열간 취성의 원인이 되고, 또한, 용접성 및 내식성을 저해하는 원소이다. 그러나, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. S 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편, S 함유량이 0.0200％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 내LME성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
[N: 0.0001 내지 0.0200％]
질소(N)는, 질화물을 형성하여, 연신 플랜지성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. 그러나, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편, N이 0.0200％를 초과하면, 연신 플랜지성이 현저하게 저하되고, 또한 용접 시, 블로우 홀이 발생한다. 게다가, N이 0.0200％를 초과하면, 질화붕소(BN)가 생성되어 (Fe, Mn)2B의 형성이 저해되고, 그 결과로서 내LME성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. N 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.
[Al: 0.001 내지 1.000％]
알루미늄(Al)은, 탈산 원소이며, 또한, 철계 탄화물의 생성을 억제하여, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 탈산 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 게다가, Al 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량은 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면, 강판 중의 페라이트 변태가 촉진되어 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Al 함유량은 1.000％ 이하로 한다. Al 함유량은 0.800％ 이하, 0.500％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
[Ti: 0.001 내지 0.500％]
티타늄(Ti)은, 석출 강화, 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Ti는, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조할 때 질화티타늄을 형성하여 강 중의 고용 질소를 소비함으로써, B가 고용 질소와 결부되어 질화붕소(BN)를 형성하는 것을 저해하여 (Fe, Mn)2B의 형성을 촉진시킨다는 효과도 갖는다. 그러나, Ti 함유량이 0.001％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 게다가, Ti 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제련에 시간을 요하여, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. Ti 함유량은 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, Ti 함유량이 0.500％를 초과하면, 강판 중의 베이나이트 변태가 억제되어 충분한 연성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.400％ 이하, 0.300％ 이하 또는 0.100％ 이하여도 된다.
[B: 0.0007 내지 0.0100％]
붕소(B)는, 용접 시에, 입계에 편석되어 내LME성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, B 함유량이 0.0007％ 미만이면, (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물이 전혀 형성되지 않거나 또는 그 형성이 적어, B를 입계에 충분히 편석시킬 수 없기 때문에 내LME성 향상의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 따라서, B 함유량은 0.0007％ 이상으로 한다. B 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0015％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 조대한 탄화물 및/또는 질화물이 생성되고, 상기 효과가 포화됨과 함께, 강편이 균열되기 쉬워져, 연성이 저하된다. 따라서, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하여도 된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 강판은, 필요에 따라서 이하의 원소를 함유하고 있어도 된다.
[Co: 0 내지 0.50％]
코발트(Co)는 탄화물 생성 원소이며, 석출물을 생성시켜 ?칭한 부재의 강도 확보에 유효한 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.02％ 이상, 0.03％ 이상 또는 0.04％ 이상이어도 된다. 한편, Co 함유량이 0.50％를 초과하면, 강판 중의 페라이트 변태 및/또는 펄라이트 변태가 촉진되어 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Co 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Co 함유량은 0.40％ 이하, 0.30％ 이하 또는 0.20％ 이하여도 된다.
[Ni: 0 내지 1.00％]
니켈(Ni)은 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.02％ 이상, 0.03％ 이상 또는 0.04％ 이상이어도 된다. 한편, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 강판 중의 페라이트 변태가 억제되어 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은 0.90％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.70％ 이하여도 된다.
[Mo: 0 내지 1.00％]
몰리브덴(Mo)은 강의 ?칭성을 높여, 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.02％ 이상, 0.03％ 이상 또는 0.04％ 이상이어도 된다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 강판 중의 페라이트 변태가 억제되어 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Mo 함유량은 0.90％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.70％ 이하여도 된다.
[Cr: 0 내지 2.000％]
크롬(Cr)은 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.010％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다. 한편, Cr 함유량이 2.000％를 초과하면, 산세성, 용접성 및 열간 가공성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 냉연판 어닐링에 있어서 오스테나이트에 대한 탄소의 농화가 억제되기 때문에, 어닐링 온도로 유지한 후, 실온까지의 냉각에 있어서 펄라이트 변태를 촉진하기 때문에, 강도의 저하를 야기하는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은 2.000％ 이하로 한다. Cr 함유량은 1.500％ 이하, 1.300％ 이하 또는 1.000％ 이하여도 된다.
[Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％]
니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은, 모두 석출 강화, 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이 때문에, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb 및 V 함유량은 각각 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상, 0.008％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, Nb 및 V 함유량이 0.500％를 초과하면, 조대한 탄화물이 석출되어 고용 C량이 감소되기 때문에, 마르텐사이트 분율이 저하되어, 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Nb 및 V 함유량은 각각 0.500％ 이하로 하고, 0.400％ 이하, 0.300％ 이하 또는 0.100％ 이하여도 된다.
[Cu: 0 내지 0.500％]
구리(Cu)는 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.010％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다. 한편, Cu 함유량이 0.500％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Cu 함유량은 0.400％ 이하, 0.350％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
[W: 0 내지 0.100％, Ta: 0 내지 0.100％]
텅스텐(W) 및 탄탈(Ta)은, 모두 탄화물의 형태 제어와 강의 강도의 증가에 유효한 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이 때문에, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, W 및 Ta 함유량은 각각 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상, 0.007％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 한편, W 및 Ta 함유량이 0.100％를 초과하면, 조대한 탄화물이 석출되어 고용 C량이 감소되기 때문에, 마르텐사이트 분율이 저하되어, 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, W 및 Ta 함유량은 각각 0.100％ 이하로 하고, 0.080％ 이하, 0.060％ 이하 또는 0.050％ 이하여도 된다.
[Sn: 0 내지 0.050％]
주석(Sn)은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이며, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로의 저감에는 제련 비용의 증가를 초래하기 때문에, Sn이 포함되는 경우에는 하한을 0.001％ 이상으로 한다. Sn 함유량은 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Sn 함유량이 0.050％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Sn 함유량은 0.050％ 이하로 한다. Sn 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
[Sb: 0 내지 0.050％, As: 0 내지 0.050％]
안티몬(Sb) 및 비소(As)는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되며, 입계에 강하게 편석되는 원소이고, 적을수록 바람직하고 0％여도 된다. 그러나, 0.001％ 미만으로의 저감에는 제련 비용의 증가를 초래하기 때문에, Sb 및 As가 포함되는 경우에는 하한을 각각 0.001％ 이상으로 한다. Sb 및 As 함유량은 각각 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Sb 및 As 함유량이 0.050％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있기 때문에, Sb 및 As 함유량은 각각 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.
[Mg: 0 내지 0.0500％]
마그네슘(Mg)은 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편, Mg 함유량이 0.0500％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mg 함유량은 0.0500％ 이하로 한다. Mg 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
[Ca: 0 내지 0.050％, Y: 0 내지 0.050％, Zr: 0 내지 0.050％, La: 0 내지 0.050％]
칼슘(Ca), 이트륨(Y), 지르코니아(Zr) 및 란탄(La)은, Mg와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이 때문에, 이들 원소로부터 선택되는 1종 이상을 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca, Y, Zr 및 La 함유량은 각각 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Ca, Y, Zr 및 La 함유량이 0.050％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ca, Y, Zr 및 La 함유량은 각각 0.050％ 이하로 하고, 0.040％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.010％ 이하여도 된다.
[Ce: 0 내지 0.050％]
세륨(Ce)은, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 내LME성의 향상에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ce 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Ce 함유량이 0.050％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ce 함유량은 0.050％ 이하로 한다. Ce 함유량은 0.040％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.010％ 이하여도 된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 상기 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불순물을 포함한다. 불순물이란, 강판을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것(소위 불가피적 불순물)을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 위에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 특성에 영향을 미치지 않는 레벨에서 당해 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 조직에 대하여 설명한다.
[표층 영역에 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재]
본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 당해 강판의 표면(강판이 도금층을 갖는 경우에는 모재 강판의 표면)으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재, 특히 분산되어 있다. 이와 같은 수밀도로 소정 범위의 원 상당 직경을 갖는 (Fe, Mn)2B가 강판의 상기 표층 영역에 존재 또는 분산되어 있음으로써, 용접 시의 가열에 의해 강판 중의 입계가 이동할 때, (Fe, Mn)2B에 의해 당해 입계가 피닝되고, 그 결과로서 강판의 표층 영역 중의 입계에 (Fe, Mn)2B를 확실하게 존재시키는 것이 가능해진다. 게다가, 용접 시의 가열 하에서는, 상기와 같이 (Fe, Mn)2B가 입계를 피닝함과 함께, 당해 (Fe, Mn)2B의 적어도 일부, 바람직하게는 그 대부분이 입계 상에서 용해되고, 그것에 의해 고용 B를 입계를 따라서 우선적으로 공급하고 그리고 편석시킬 수 있다.
(Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 이용함으로써, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법에 있어서도, 입계에 고용 B를 충분히 공급 및/또는 편석시킬 수 있다. 따라서, 스폿 용접 후의 급랭 과정에 있어서 열 영향부가 열수축 하는 것에 수반하여 강판 중에 인장 응력 등이 발생하였다고 해도, 입계를 따라서 편석한 고용 B에 의해, 도금층 중의 아연 등의 용융 금속이 강판 내부에 침입하는 것을 확실하게 억제할 수 있고, 그 때문에 강판 중의 열 영향부에 있어서의 LME 균열을 충분히 또는 확실하게 억제하는 것이 가능해진다. 또한, (Fe, Mn)2B는, 강판 표면으로부터의 아연 등의 용융 금속의 침입을 방지하는 데 충분한 양으로 존재하고 있으면 되기 때문에, 강판 전체에 존재하고 있을 필요는 없고, 상기한 바와 같이 당해 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재하고 있으면 충분하다.
(Fe, Mn)2B의 원 상당 직경이 50㎚ 미만이거나 또는 표층 영역에 있어서의 (Fe, Mn)2B의 수밀도가 1개/500㎛2 미만이면, (Fe, Mn)2B를 표층 영역에 존재 또는 분산시킨 것에 의한 효과, 즉 (Fe, Mn)2B에 의한 입계의 피닝, 나아가서는 고용 B의 입계에 대한 편석을 충분히 달성할 수 없는 경우가 있다. 한편, (Fe, Mn)2B의 원 상당 직경이 300㎚를 초과하여 과도하게 커지면, 인접하는 (Fe, Mn)2B 입자끼리의 결합이 발생해 버리는 경우가 있다. (Fe, Mn)2B 입자끼리의 결합이 발생하면, 강판의 표층 영역에 존재 또는 분산되는 (Fe, Mn)2B의 수가 감소하게 된다. 이와 같은 경우에는, 표층 영역에 있어서의 (Fe, Mn)2B의 수밀도를 적절한 범위 내로 제어할 수 없게 되고, 즉 (Fe, Mn)2B를 표층 영역에 있어서 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재 또는 분산시킬 수 없게 된다. 그 결과로서, 마찬가지로, (Fe, Mn)2B를 표층 영역에 존재 또는 분산시킨 것에 의한 효과를 충분히 발휘할 수 없게 되는 경우가 있다. 또한, 강판의 상기 표층 영역은, 원 상당 직경이 50 내지 300㎚인 (Fe, Mn)2B를 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 포함하고 있으면 되고, 따라서 원 상당 직경이 50㎚ 미만이거나 또는 300㎚ 초과인 (Fe, Mn)2B를 포함하고 있어도 된다.
원 상당 직경이 50 내지 300㎚인 (Fe, Mn)2B는, 강판의 상기 표층 영역에 있어서, 예를 들어 3개/500㎛2 이상, 5개/500㎛2 이상, 12개/500㎛2 이상, 25개/500㎛2 이상 또는 50개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재 또는 분산되어도 되고, 바람직하게는 5개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재 또는 분산되어 있다. 또한, (Fe, Mn)2B의 수밀도의 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 당해 수밀도가 너무 커지면, 원 상당 직경의 경우와 마찬가지로, 인접하는 (Fe, Mn)2B 입자끼리의 결합이 발생해 버리는 경우가 있고, 그 때문에 바람직하지 않다. 또한, (Fe, Mn)2B의 수밀도가 너무 커지면, 얻어지는 강판의 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 강판의 연성을 보다 향상시킨다는 관점에서는, 원 상당 직경이 50 내지 300㎚인 (Fe, Mn)2B의 수밀도의 상한값은, 바람직하게는 500개/500㎛2 이하, 보다 바람직하게는 400개/500㎛2 이하, 더욱 보다 바람직하게는 250개/500㎛2 이하이다.
본 발명에 있어서, 「(Fe, Mn)2B의 원 상당 직경」 및 「(Fe, Mn)2B의 수밀도」는, 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 하기 I 내지 IV에 기재하는 수순으로 추출 레플리카 시료를 제작하고, 다음에 당해 추출 레플리카 시료에 대하여 하기 (1) 내지 (3)에 기재하는 수순으로, TEM(투과형 전자 현미경) 관찰 및 TEM-EDS(에너지 분산형 X선 분광기 구비 투과형 전자 현미경) 분석으로 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물의 동정과 함께, 그 원 상당 직경과 수밀도를 측정한다. TEM상의 취득에서는, 적어도 30,000배의 배율로 10㎛×10㎛의 영역의 연결상을 5시야분 취득하고, 합계 500㎛2의 영역에 있어서의 원 상당 직경이 50 내지 300㎚인 (Fe, Mn)2B의 개수를 계측하고, 얻어진 (Fe, Mn)2B의 총수를 수밀도(단위: 개/500㎛2)로 한다. 또한, 원 상당 직경에 대해서는, 취득한 조직 관찰상에 화상 해석을 적용하여, 개개의 (Fe, Mn)2B의 면적을 구하여 원 상당 직경을 산출한다.
<시료 조정 방법>
I. 공시재 표면을 에머리지, 다이아몬드 페이스트로 경면 연마한다.
II. 연마면을 알루미나 지립으로 마무리 연마한다.
III. 경면부를 SPEED법(선택적 정전위 전해 에칭법)에 의해 에칭한다(시료 세정에는 아사히클린을 사용).
IV. 지정 개소로부터 카본 추출 레플리카 시료를 제작한다(메쉬는 Cu를 사용).
<SPEED법·전해 연마 조건>
전해 연마액: 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올
전해 연마 조건: -100mV VS SCE/10쿨롱/㎠
<TEM 관찰 방법>
(1) 전자 현미경: 200kV-전계 방출형 투과 전자 현미경: JEM-2100F(니혼덴시제)
관찰시 가속 전압: 200kV
(2) 분석: EDS 분석 장치: JED-2300T(니혼덴시제)
분석시 가속 전압: 200kV
B 석출물의 성분 분석을 위한 EDS 분석값은 프로브 직경=1㎚에서 취득한다.
(3) 전자 회절: 나노 빔 회절(NBD)
석출물의 구조 조사를 위한 전자선 회절상은 프로브 직경=3㎚에서 취득한다.
[페라이트: 5.0 내지 40.0％]
페라이트는 연성이 우수하지만 연질의 조직이다. 강판의 연신을 향상시키기 위해, 요구되는 강도 또는 연성에 따라서 함유시킨다. 페라이트 함유량은, 강판의 연성을 향상시키는 관점에서, 면적률로 5.0％ 이상으로 하고, 8.0％ 이상, 10.0％ 이상, 12.0％ 이상 또는 15.0％ 이상이어도 된다. 한편, 페라이트를 과도하게 함유하면, 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 페라이트 함유량은, 면적률로 40.0％ 이하로 하고, 38.0％ 이하, 35.0％ 이하, 30.0％ 이하 또는 25.0％ 이하여도 된다.
[마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 10.0 내지 60.0％]
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는 원하는 강판 강도 등을 확보하는 데 있어서 중요한 조직이다. 이와 같은 관점에서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 함유량은, 면적률로 10.0％ 이상으로 하고, 12.0％ 이상, 15.0％ 이상, 20.0％ 이상 또는 25.0％ 이상이어도 된다. 한편, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 과도하게 함유하면 강판의 연성이 저하된다. 따라서, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 함유량은, 면적률로 60.0％ 이하로 하고, 58.0％ 이하, 55.0％ 이하, 50.0％ 이하 또는 45.0％ 이하여도 된다.
[베이나이트: 5.0 내지 40.0％]
베이나이트는, 강판의 연성 및 강도를 확보하는 데 유효한 조직이다. 연성 향상의 관점에서, 베이나이트 함유량은, 면적률로 5.0％ 이상으로 하고, 8.0％ 이상, 10.0％ 이상 또는 15.0％ 이상이어도 된다. 한편, 베이나이트를 과도하게 함유하면 강판의 강도가 저하된다. 따라서, 베이나이트 함유량은, 면적률로 40.0％ 이하로 하고, 35.0％ 이하, 30.0％ 이하 또는 25.0％ 이하여도 된다.
[잔류 오스테나이트: 5.0 내지 25.0％]
잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태하는 TRIP 효과에 의해 강판의 연성을 개선한다. 따라서, 강판의 연성 향상의 관점에서, 잔류 오스테나이트 함유량은, 면적률로 5.0％ 이상으로 하고, 8.0％ 이상 또는 10.0％ 이상이어도 된다. 한편, 잔류 오스테나이트를 과도하게 함유하면, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정화되어 용접 후에 오스테나이트역이 확대되기 때문에, 강판의 내LME성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트 함유량은, 면적률로 25.0％ 이하로 하고, 22.0％ 이하 또는 20.0％ 이하여도 된다. 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강판은, 앞서 설명한 대로, 스폿 용접하였을 때 LME가 일어나기 쉬운 것이 일반적으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에서는, 표층 영역에 있어서 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 소정량 함유함으로써, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법에 있어서도 고용 B를 입계를 따라서 우선적으로 공급하고 그리고 편석시킬 수 있으므로, 강판의 내LME성을 현저하게 개선시킬 수 있다.
상기 조직 이외의 잔부 조직은 0％여도 되지만, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 당해 잔부 조직은 면적률로 10.0％ 이하의 펄라이트를 포함한다. 펄라이트 함유량이 10.0％를 초과하면, 강판의 강도 및/또는 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 펄라이트 함유량은, 면적률로 8.0％ 이하, 5.0％ 이하 또는 3.0％ 이하여도 된다.
[조직의 동정 및 면적률의 산출]
본 발명에 있어서는, 페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 동정 및 면적률의 산출은, EBSD(전자선 후방 산란 회절법), X선 회절 및 나이탈 시약 또는 레페라액을 사용한 부식 후의 SEM(주사형 전자 현미경) 관찰에 의해, 강판의 압연 방향 단면 또는 압연 방향에 직각인 방향의 단면을 1000 내지 50000배의 배율에 있어서 조직 관찰 및 측정함으로써 행해진다.
구체적으로는, 페라이트의 면적률은, 이하의 방법으로 측정된다. 먼저, SEM에 부속된 EBSD에 의해, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 0.2㎛의 간격(피치)으로 측정한다. 측정 데이터로부터 결정립 내의 평균 방위차(GAM: Grain average misorientation)의 값을 계산한다. 그리고, GAM값이 0.5° 미만인 영역을 페라이트로 하고, 그 면적률을 측정한다. 여기서, 결정립 내의 평균 방위차란, 결정 방위차가 5° 이상인 입계에 둘러싸인 영역에 있어서, 인접하는 측정점간의 방위차를 계산하고, 그것을 결정립 내의 측정점 모두에 대하여 평균화한 값이다.
마르텐사이트의 면적률은, 강판의 판 두께 방향 단면을 레페라액으로 에칭하고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 FE-SEM에 의해 관찰하고, 다른 조직보다도 상대적으로 부식의 정도가 작은 영역의 면적률로부터, 후술하는 X선 회절법에 의해 측정된 잔류 오스테나이트의 면적률을 차감함으로써 산출된다.
템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트의 동정은, 판 두께 방향 단면을 나이탈 시약에 의해 부식하고, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 FE-SEM에 의해 관찰하고, 조직의 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치와 베어리언트를 관찰함으로써 행한다. 구체적으로는, 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 래스의 내부에 시멘타이트가 생성되지만, 마르텐사이트 래스와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 2종류 이상 있기 때문에, 생성된 시멘타이트는 복수의 베어리언트를 갖는다. 한편, 상부 베이나이트는, 래스상의 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 생성된다. 또한, 하부 베이나이트는, 래스상의 베이니틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 생성되고, 베이니틱 페라이트와 시멘타이의 결정 방위 관계가 1종류이므로, 생성된 시멘타이트는 동일한 베어리언트를 갖는다. 이들 시멘타이트의 특징을 검출함으로써, 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트(상부 베이나이트와 하부 베이나이트)를 동정하고, 그것들의 면적률을 산출한다.
잔류 오스테나이트의 면적률은 X선 회절법에 의해 산출된다. 먼저, 시료의 판면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 다음에, 연마 후의 시료에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여 얻어진 bcc상의 (200) 및 (211) 그리고 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.
펄라이트의 동정은, 나이탈 시약에 의해 부식하고, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 SEM에 의한 2차 전자상을 사용하여 관찰함으로써 행할 수 있다. 2차 전자상에서 밝은 콘트라스트로 촬영된 영역을 펄라이트로 하고, 그 면적률을 산출한다.
[도금층]
본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층(이하, 「아연 함유 도금층」이라고도 함)을 갖고 있어도 된다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지의 임의의 조성을 갖는 아연 함유 도금층이어도 되고, 아연 이외에도 알루미늄이나 마그네슘 등의 첨가 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 이 아연 함유 도금층은, 합금화 처리를 실시하고 있어도 되고 또는 합금화 처리를 실시하고 있지 않아도 된다. 또한, 아연 함유 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지 않고 일반적인 부착량이어도 된다.
강판이 아연 함유 도금층을 갖는 경우에는, 당연히 용접 시에 당해 아연 함유 도금층으로부터 용융된 아연이 모재의 강판 중에 침입하여 강판 내부에 LME 균열이 발생하는 경우가 있고, 또한, 도금을 실시하지 않은 강판이라도, 예를 들어 아연 도금 강판과 용접을 행할 때는, 당해 아연 도금 강판에 있어서 용융된 아연이 도금을 실시하지 않은 강판 중에 침입함으로써 LME 균열이 발생하는 경우가 있다. 그러나, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 당해 강판이 (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 소정의 양에 있어서 함유함으로써, 스폿 용접과 같은 입열량이 비교적 적은 용접 방법이라도, 입계에 고용 B를 충분히 공급 및/또는 편석시킬 수 있고, 그 결과로서 강판의 내LME성을 현저하게 개선시킬 수 있다.
[기계 특성]
본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 의하면, LME 균열의 발생을 억제하면서, 높은 인장 강도, 구체적으로는 700㎫ 이상의 인장 강도를 달성할 수 있다. 예를 들어, 인장 강도를 700㎫ 이상으로 함으로써, 자동차에 있어서의 차체의 경량화 요구를 만족시킬 수 있다. 인장 강도는 바람직하게는 800㎫ 이상이며, 보다 바람직하게는 900㎫ 이상이다. 인장 강도의 상한값은, 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는 2000㎫ 이하이고, 1800㎫ 이하여도 된다. 또한, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 우수한 연성을 달성하는 것이 가능하고, 보다 구체적으로는 파단 연신이 3.0％ 이상, 바람직하게는 5.0％ 이상, 보다 바람직하게는 10.0％ 이상이 되는 연성을 달성할 수 있다. 강판이 3.0％ 이상의 파단 연신을 가짐으로써, 예를 들어 용접 시에 당해 강판을 전극으로 누른 경우에 있어서도, 강판이 균열되는 일없이, 적절하게 용접을 실시하는 것이 가능하다.
<강판의 제조 방법>
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것이며, 당해 강판을 이하에 설명하는 바와 같은 제조 방법에 의해 제조되는 것에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 상기 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소를 도입하는 것을 포함하는 주조 공정,
상기 강편을 마무리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 상기 마무리 압연의 완료 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정,
상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정
을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 이하, 각 공정에 대하여 상세하게 설명한다.
[주조 공정]
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 먼저, 강판에 관하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편이 형성되고, 당해 연속 주조 시에 형성되는 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소가 도입된다. 이와 같은 산소의 도입은, 당업자에게 공지의 임의의 적합한 방법에 의해 실시할 수 있다. 당해 산소의 도입은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 연속 주조 시에 산화철 등의 산화물을 포함하는 파우더를 용강 표층 부근(즉 긴 변측의 주형 벽 부근)에 도입함으로써 실시해도 되고, 또는 마찬가지로 연속 주조 시에 철 와이어를 용강 표층 부근에 도입함으로써 실시해도 된다. 철 와이어는 표면이 산화되어 있기 때문에, 이것을 사용함으로써 연속 주조 시에 용강 표층에 용이하게 산소가 도입되고, 나아가 도입되는 철 와이어의 직경이나 개수 등을 적절하게 선택함으로써, 형성되는 강편의 표층에 도입되는 산소량을 10ppm 초과, 100ppm 미만의 범위 내로 비교적 용이하게 제어하는 것이 가능하다.
상기와 같이 연속 주조 시에 형성되는 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소를 도입하여 농화시킴으로써, 응고 후에 얻어진 강편의 표층 중에 산화철을 형성시킬 수 있다. 산화철은 질화티타늄의 생성 사이트로서 기능하기 때문에, 강편의 표층 중에 산화철을 형성시킴으로써 강 중의 고용 질소가 질화티타늄의 형성에 소비되게 된다. 강 중의 고용 질소가 질화티타늄의 형성에 소비됨으로써, 후의 어닐링 공정 시에 강 중의 B가 고용 질소와 결합되어 질화붕소(BN)를 형성하는 것이 저해되고, 그 때문에 강판의 표층 영역에 있어서의 (Fe, Mn)2B의 형성을 촉진 시킬 수 있다. 그 결과로서, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서, 개선된 내LME성, 특히 스폿 용접 등의 용접 방법에 있어서도 개선된 내LME성을 달성할 수 있다.
그러나, 강편의 표층에 도입되는 산소량이 너무 적으면, 질화붕소의 형성을 충분히 저해할 수 없는 경우가 있다. 이와 같은 경우에는, 최종적으로 얻어지는 강판의 표층 영역에 있어서 충분히 (Fe, Mn)2B를 형성시킬 수 없기 때문에, 개선된 내LME성을 달성할 수 없다. 한편, 강편의 표층에 도입되는 산소량이 너무 많으면, 연속 주조 후에 강편에 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서, 강편의 표층에 도입되는 산소량은 10ppm 초과, 100ppm 미만으로 하고, 바람직하게는 20ppm 이상 혹은 30ppm 이상이며, 및/또는 90ppm 이하 혹은 70ppm 이하이다.
강편 표층의 산소 농도는 이하의 수순으로 측정한다. 먼저, 주조 후에 실온까지 냉각한 강편을 절단하고, 주조 방향 및 주조 방향에 대하여 직각 방향의 길이가 각각 5㎜, 또한 강편의 표면으로부터 두께 방향의 길이가 25㎜인 직육면체의 소재를 잘라낸다. 잘라낸 소재의 표면에는 산화 스케일이 부착되어 있기 때문에, 산화 스케일을 쇼트 블라스트에 의해 제거한 후에, 2014년에 제정된 JIS G 1239(철 및 강-산소 정량 방법-불활성 가스 융해-적외선 흡수법)에 준거하여 산소 농도를 측정한다.
상기 제조 방법에서는, 주조 공정에 있어서 주편의 표층에 산소가 도입되지만, 이것 대신에, 예를 들어 주조 후의 주편을 열간 압연을 위해 재가열할 때의 가열 속도 및 분위기를 조정함으로써 주편의 표층에 산소를 도입하도록 해도 된다. 보다 구체적으로는, 주조 후의 주편을 비교적 천천히 가열하고 또한 주편 주위의 분위기 중 산소 농도를 낮게 함으로써, 주편 상에 존재하는 산화 스케일이 강 중으로부터의 Fe 이온의 외측 확산에 의해 더욱 성장하는 것을 억제하면서, 당해 산화 스케일 중의 산소를 내측 확산에 의해 강 중에 확산시킬 수 있다. 그 결과로서, 주편의 표층에 산소를 도입하여 당해 표층 중에 산화철을 형성시키는 것이 가능해진다.
[열간 압연 공정]
본 방법에서는, 주조된 강편은, 다음에 열간 압연 공정에 제공되고, 당해 열간 압연 공정은, 주조된 강편을 직접 또는 일단 냉각한 후, 재가열하여 열간 압연함으로써 실시할 수 있다. 재가열을 행하는 경우에는, 강편의 가열 온도는, 일반적으로는 1100℃ 이상이고, 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 예를 들어 1250℃ 이하여도 된다.
[조압연]
본 방법에서는, 예를 들어 주조된 강편에 대해, 판 두께 조정 등을 위해, 임의 선택으로 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이와 같은 조압연은, 원하는 시트바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.
[마무리 압연]
얻어진 강편 또는 그것에 더하여 필요에 따라서 조압연된 강편은, 다음에 마무리 압연이 실시되고, 당해 마무리 압연에 있어서의 완료 온도는 650 내지 950℃의 범위로 제어된다. 마무리 압연의 완료 온도가 950℃ 초과이면, 강판 중의 페라이트 함유량이 높아져, 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 마무리 온도의 완료 온도는 950℃ 이하로 하고, 바람직하게는 920℃ 이하 또는 900℃ 이하이다. 한편, 마무리 압연의 완료 온도가 650℃ 미만이면, 강 표면에 균열이 발생하여 마찬가지로 용접 시의 균열의 발생이 촉진되는 경우가 있다. 따라서, 마무리 온도의 완료 온도는 650℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 680℃ 이상 또는 700℃ 이상이다.
[권취 공정]
열간 압연 공정 후, 얻어진 열연 강판은, 다음 권취 공정에 있어서 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취된다. 권취 온도를 400 내지 700℃로 제어함으로써, 최종적으로 얻어지는 강판의 표층 영역에 있어서 확실하게 (Fe, Mn)2B를 형성시킬 수 있고, 그 결과로서, 개선된 내LME성, 특히 스폿 용접 등의 용접 방법에 있어서도 개선된 내LME성을 달성할 수 있다. 권취 온도가 너무 높으면, 열연 강판 중의 페라이트 입경이 커져, 냉연판 어닐링 후에 있어서 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 700℃ 이하로 하고, 바람직하게는 680℃ 이하 또는 650℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 너무 낮으면, 열연 강판이 단단해져 취화되기 때문에, 후공정에 있어서 강판 표면에 균열이 발생하기 쉬워져 냉연 어닐링 후의 연성이 저하된다. 따라서, 권취 온도는 400℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 420℃ 이상 또는 450℃ 이상이다. 또한, 사전에 산화물 상에 질화티타늄을 석출시키는 조작을 행하지 않는 경우에는, 권취 후에 권취 온도 제어만을 행해도, (Fe, Mn)2B를 형성시킬 수는 없다.
[냉간 압연 및 어닐링 공정]
마지막으로, 얻어진 열연 강판은, 필요에 따라서 산세 등을 행한 후, 냉간 압연 및 어닐링이 실시되어, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판이 얻어진다. 냉간 압연 및 어닐링은, 특별히 한정되지 않고, 임의의 적절한 조건 하에서 실시할 수 있다. 본 방법에 의하면, 어닐링 공정 시에는, 강 중의 고용 질소가 충분히 저감되어 있기 때문에, B가 당해 고용 질소와 결합되어 질화붕소(BN)를 형성하지 않고, 강판의 표층 영역에 있어서 (Fe, Mn)2B를 확실하게 형성할 수 있다.
[도금]
본 방법에 있어서는, 강판의 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층을 형성해도 된다. 이와 같은 도금층은, 당업자에게 공지의 임의의 방법에 의해 형성할 수 있고, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 상기 냉간 압연 후의 강판을 아연 함유 도금욕에 침지하고, 이어서 어닐링함으로써 형성할 수 있다.
이하, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 하기의 기재는, 냉간 압연, 어닐링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태의 단순한 예시이며, 강판의 제조 방법을 전혀 한정하는 것은 아니다.
(산세)
먼저, 냉간 압연 전에, 권취한 열연 강판을 되감아, 산세에 제공한다. 산세를 행함으로써, 열연 강판의 표면의 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 페라이트 재결정 거동에 영향을 준다. 10.0％ 미만이면, 페라이트의 방위 집적도가 저하되어, 연성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 하한값은 바람직하게는 10.0％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 15.0％ 이상이다. 또한, 90.0％ 초과이면, 페라이트의 재결정이 용이해지지만, 열연판에서 발생시킨 오스테나이트가 가공 유기 변태를 발생시켜, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 집적도가 높아지기 때문에, 연성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 상한값은 바람직하게는 90.0％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 85.0％ 이하이다.
(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 있다. 게다가, 가열 속도가 느리면, 강판의 표층 영역에 형성되는 (Fe, Mn)2B의 원 상당 직경이 커지는 경향이 있고, 예를 들어 300㎚를 초과하는 원 상당 직경을 갖는 (Fe, Mn)2B가 비교적 많이 생성되는 경향이 있다. 이 때문에, 가열 속도는 바람직하게는 0.5℃/초 이상으로 한다. 한편, 100℃/초를 초과하는 가열 속도로 하면, 과도한 설비 투자를 초래하고, 나아가 (Fe, Mn)2B의 원 상당 직경이 작아지는 경향이 있고, 예를 들어 50㎚ 미만의 원 상당 직경을 갖는 (Fe, Mn)2B가 비교적 많이 생성되는 경향이 있다. 이 때문에, 가열 속도는 바람직하게는 100℃/초 이하로 한다.
(어닐링 온도)
어닐링 온도는, 페라이트의 재결정 거동에 영향을 주는 인자이다. 또한, 오스테나이트의 생성 거동에도 영향을 주어, 강의 강도 연성 밸런스의 제어에 있어서 매우 중요한 제어 인자이기도 하다. 700℃ 미만이면, 오스테나이트의 생성량이 적고, 또한, 미재결정 페라이트가 남기 때문에, 연성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 하한값은 바람직하게는 700℃ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 750℃ 이상이다. 또한, 900℃ 초과이면, 어닐링에서의 항온 유지 중에 발생하는 오스테나이트의 양이 증가되기 때문에, 냉연 어닐링 후의 조직에 있어서 페라이트 및 베이나이트의 방위 집적도가 저하되어, 연성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, 상한값은 바람직하게는 900℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 850℃ 이하이다. 또한, 어닐링 분위기의 노점을 높여 내부 산화물을 형성하는 처리를 행할 필요는 없다. 설령 어닐링 시에 내부 산화층이 형성되었다고 해도, 앞서 생성된 (Fe, Mn)2B는 유지된다.
(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 존재하였던 탄화물의 용해가 불충분해지거나 하여, 소정의 조직 및 특성이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 유지 시간이 600초 초과로 되어도 특성상은 문제없지만, 설비의 라인 길이가 길어지므로, 600초 정도가 실질적인 상한이 된다.
(평균 냉각 속도)
상기 어닐링 후의 냉각에서는, 750℃로부터 550℃까지 평균 냉각 속도 100.0℃/초 이하로 냉각하는 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 발생하여, 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 제한되지 않는다. 550℃ 미만의 온도에서는, 저온 변태 조직이 얻어지기 때문에, 냉각 속도를 제한하지 않는다. 100.0℃/초보다 빠른 속도로 냉각하면 표층에도 저온 변태 조직이 발생하여, 경도의 변동의 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℃ 미만이었던 경우에는 350℃ 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링되어, 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 뿐만 아니라, 그 효과가 포화되기 때문이다.
(체류 온도)
재가열 후 또한 도금욕 침지 전에, 350 내지 550℃의 온도역에서 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없애, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 350℃ 내지 550℃이었던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 체류를 행하면 된다.
(체류 시간)
체류를 행하는 시간은, 그 효과를 얻기 위해 10초 이상 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.
(템퍼링)
일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 강판을, 실온까지 냉각한 후, 혹은, 실온까지 냉각하는 도중(단 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하)에 있어서 재가열을 개시하여, 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. 템퍼링 공정을 행하는 경우, 유지 온도가 150℃ 미만 또는 유지 시간이 2초 미만이면, 마르텐사이트가 충분히 템퍼링되지 않아, 마이크로 조직 및 기계 특성에 있어서 만족스러운 변화를 가져올 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 2초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인에서, 다른 설비에서 실시해도 상관없다. 이때, 템퍼링 시간은, 템퍼링 온도에 따라 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
어닐링 공정 중 또는 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여, 필요에 따라서, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃로 가열 또는 냉각하여, 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 냉각하여, 도금욕에 침지한다」고 하는 센지미어법, 「어닐링 시의 분위기를 조절하고, 최초, 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지한다」고 하는 전환원로 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. 또한, 도금 전의 Ni 도금은, 본 발명에서는 불필요하며, 강판에 직접 아연 도금이 실시된다. 그러나, Ni 도금 자체는 (Fe, Mn)2B의 형성 유지에 영향을 미치지 않으므로, Ni 도금 자체는 있어도 된다.
(도금욕의 온도)
도금욕 온도는 450 내지 490℃인 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만이면, 도금욕의 점도가 과대하게 상승하고, 도금층의 두께의 제어가 곤란해져, 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 Al량(도금욕 중의 전체 Al량으로부터 전체 Fe량을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al량이 0.050질량％ 미만이면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al량이 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 Al량은 0.065질량％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
(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 하회한 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 더 가열을 행하여, 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 프리 처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수를 포함하는 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 도모하는 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, 한 번에 목적의 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 전혀 한정되는 것은 아니다.
실시예
[예 1]
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 주조할 때, 강편 표층에 철 와이어를 용융 첨가한 강편을 제조하였다. 이들 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에 있어서의 마무리 압연의 완료 온도는 920℃이고, 마무리 압연 완료 후, 1.5초 경과 후에 수랭으로 냉각을 부여하고, 28℃/초의 속도로 550℃까지 냉각하여, 550℃에서 권취하였다. 계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 50％의 냉간 압연을 실시하여, 판 두께를 1.4㎜로 마무리하였다. 또한, 이 냉연 강판을 850℃까지 4.5℃/초의 속도로 가열하고, 850℃에서 110초간 유지한 후에, 40.0℃/초의 평균 냉각 속도로 330℃까지 냉각하고, 계속해서, 380℃에서 200초간 유지하는 냉연판 어닐링을 실시하였다. 또한, 이 냉연판 어닐링 후의 판에, 강대의 연신율이 0.1％인 스킨 패스 압연을 실시하였다. 표 2는 상기 가공 열처리를 부여한 강판의 특성의 평가 결과이다. 또한, 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 제조한 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1에 나타내는 강의 화학 조성과 동등하였다.
(인장 강도 및 파단 연신의 평가)
인장 강도(㎫) 및 파단 연신(％)은, 얻어진 강판의 압연 방향에 직행하는 방향(폭 방향)을 긴 변 방향으로 하여 채취한 JIS5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 평가하였다.
(내LME성의 평가)
내LME성은, 이하와 같이 하여 평가하였다. GA 연강(합금화 용융 아연 도금 강판)과 표 2에 나타내는 강판에서 하기 조건에서 용접 시험을 행하여, 4.0kA로부터 10.0kA까지 전류량을 변화시켜 용접한 시험편을 제작하고, 그 후, 단면 조직을 관찰하여, 너깃 직경과 균열의 길이를 확인하고, 너깃 직경이 5.5㎜ 이하인 영역에 있어서 균열 길이가 0.1㎜ 미만이었던 경우에 합격(○)으로 하고, 너깃 직경이 5.5㎜ 이하인 영역에 있어서 균열 길이가 0.1㎜ 이상인 경우에 불합격(×)으로 하였다.
전극: Cr-Cu제의 DR형 전극(선단 외경: 8㎜, R: 40㎜)
가압력 P: 450kg
전극의 경사각 θ: 5°
업 슬로프: 없음
제1 통전 시간 t1: 0.2초
무통전간 tc: 0.04초
제2 통전 시간 t2: 0.4초
전류비 I1/I2: 0.7
통전 종료 후의 유지 시간: 0.1초
내LME성의 평가가 ○이며, 인장 강도가 700㎫ 이상이고, 파단 연신이 3.0％ 이상인 경우를, 개선된 내LME성을 가짐과 함께 고강도이며 또한 연성도 우수한 강판으로서 평가하였다.
[표 1-1]
Figure 112021094192114-pct00001
[표 1-2]
Figure 112021094192114-pct00002
[표 1-3]
Figure 112021094192114-pct00003
[표 1-4]
Figure 112021094192114-pct00004
[표 2-1]
Figure 112021094192114-pct00005
[표 2-2]
Figure 112021094192114-pct00006
표 2를 참조하면, 예 Y-1은 C 함유량이 낮았기 때문에, 인장 강도가 700㎫ 미만이었다. 예 Z-1은 C 함유량이 높았기 때문에, 용접부의 강도가 증가되고, 결과로서 내LME성이 저하되었다. 예 AA-1은 Si 함유량이 높았기 때문에, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 안정화되어 버려, 내LME성이 저하되었다. 예 AB-1은 Mn 함유량이 낮았기 때문에, (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 석출시킬 수 없어, 내LME성이 저하되었다. 예 AC-1은 Mn 함유량이 높았기 때문에, 강판 중의 오스테나이트상이 안정화되어 용접 후에 당해 오스테나이트상이 잔존해 버려, 내LME성이 저하되었다. 예 AD-1은 P 함유량이 높았기 때문에, 강판이 취화되어 버려, 용접 시의 열응력의 증가 시에 균열이 발생하였다. 예 AE-1은 S 함유량이 높았기 때문에, 마찬가지로 강판이 취화되어 버려, 용접 시의 열응력의 증가 시에 균열이 발생하였다. 예 AF-1은 N 함유량이 높았기 때문에, 질화붕소(BN)가 생성되어 (Fe, Mn)2B의 형성이 저해되고, 결과로서 내LME성이 저하되었다. 예 AG-1은 Al 함유량이 높았기 때문에, 강판 중의 페라이트 변태가 촉진되어 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 예 AH-1은 Ti 함유량이 높았기 때문에, 강판 중의 베이나이트 변태가 억제되어 충분한 연성이 얻어지지 않았다. 예 AI-1은 B 함유량이 낮았기 때문에, (Fe, Mn)2B를 포함하는 B 석출물을 석출시킬 수 없어, 내LME성이 저하되었다.
예 AJ-1은 B 함유량이 높았기 때문에, 조대한 B 탄화물이 생성되어 연성이 저하되었다. 예 AK-1은 Co 함유량이 높았기 때문에, 펄라이트 변태가 촉진되어 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 예 AL-1 및 AM-1은 각각 Ni 및 Mo 함유량이 높았기 때문에, 강판 중의 페라이트 변태가 억제되어 연성이 저하되었다. 예 AN-1은 Cr 함유량이 높았기 때문에, 펄라이트 변태가 촉진되어 강도가 저하되었다. 예 AP-1 및 AQ-1은 각각 Nb 및 V 함유량이 높았기 때문에, 조대한 탄화물이 석출되어 고용 C량이 감소되고, 결과로서 마르텐사이트 분율이 저하되어 충분한 강도가 얻어지지 않았다. 예 AR-1은 Cu 함유량이 높았기 때문에, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되었다. 예 AS-1 및 AT-1은 각각 W 및 Ta 함유량이 높았기 때문에, 조대한 탄화물이 석출되어 고용 C량이 감소되고, 결과로서 마르텐사이트 분율이 저하되어 충분한 강도가 얻어지지 않았다. 예 AU-1 내지 BC-1은 각각 Sn, Sb, As, Mg, Ca, Y, Zr, La 및 Ce 함유량이 높았기 때문에, 강판의 취화를 초래하여, 연성이 저하되었다.
이것과는 대조적으로, 예 A-1 내지 X-1에서는, 강판의 화학 조성 및 조직을 적절하게 제어함으로써, 개선된 내LME성을 가짐과 함께 고강도이며 또한 연성도 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
[예 2]
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해, 표 2에 있어서 우수한 특성이 인정된 강종 A 내지 X를 대상으로 하여, 표 3에 기재하는 제조 조건의 가공 열처리를 부여하여, 판 두께 2.3㎜의 열연 강판을 제작하고, 냉연 어닐링 후의 특성을 평가하였다. 여기서, 도금 처리의 부호 GI 및 GA는 아연 도금 처리의 방법을 나타내고 있고, 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 온도에서 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각한 강판을 재가열하여, 2 내지 250초간 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 또한, 템퍼링 시간이 10800 및 33100초인 실시예는, 실온까지 냉각 후에, 권취한 코일을 다른 어닐링 장치(상자 어닐링로)에 의해 템퍼링을 부여한 실시예이다. 또한, 표 3에 있어서, 템퍼링 온도를 「없음」으로 기재하는 실시예는, 템퍼링을 부여하지 않은 실시예이다. 얻어진 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 3-1]
Figure 112021094192114-pct00007
[표 3-2]
Figure 112021094192114-pct00008
[표 4-1]
Figure 112021094192114-pct00009
[표 4-2]
Figure 112021094192114-pct00010
표 4를 참조하면, 예 C-2, T-2, E-3 및 V-3은 주조 공정 시에 강편의 표층에 도입되는 산소량이 적었기 때문에, 강판의 표층 영역에 (Fe, Mn)2B를 형성시킬 수 없어, 결과로서 내LME성이 저하되었다. 예 U-2는 권취 온도가 낮았기 때문에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 함유량이 높아져 강판이 단단해져 취화되고, 결과로서 연성이 저하되었다. 예 W-2는 마무리 압연의 완료 온도가 높았기 때문에, 강판 중의 페라이트 함유량이 높고, 또한 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 함유량이 낮아져, 결과로서 충분한 강도가 얻어지지 않았다. 예 F-3은 권취 온도가 높았기 때문에, 강판 중의 페라이트 함유량이 높아져, 결과로서 충분한 강도가 얻어지지 않았다. 예 G-3은 마무리 압연의 완료 온도가 낮았기 때문에, 강판 표면에 균열이 발생해 버렸다. 따라서, 조직의 분석 및 기계 특성의 평가는 행하지 않았다.
이것과는 대조적으로, 본 발명에 관한 모든 실시예에 있어서, 특히 주조 공정에 있어서 강편 표층에 소정량의 산소를 도입하고, 또한 마무리 압연의 완료 온도 및 권취 온도를 적절하게 제어함으로써, 개선된 내LME성을 가짐과 함께 고강도 이며 또한 연성도 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
1a, 1b: 강판
2a, 2b: 전극
3: 너깃
4: 열 영향부
5: LME 균열
11: 모재 강판
12: 도금층
13: 용융 아연
14: 입계
15: B 석출물

Claims (7)

  1. 질량％로,
    C: 0.050 내지 0.300％,
    Si: 0.01 내지 2.00％,
    Mn: 0.10 내지 4.00％,
    P: 0.0001 내지 0.0200％,
    S: 0.0001 내지 0.0200％,
    N: 0.0001 내지 0.0200％,
    Al: 0.001 내지 1.000％,
    Ti: 0.001 내지 0.500％,
    B: 0.0007 내지 0.0100％,
    Co: 0 내지 0.50％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    Mo: 0 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 2.000％,
    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 불순물을 포함하는 화학 조성을 갖고,
    면적률로,
    페라이트: 5.0 내지 40.0％,
    마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 10.0 내지 60.0％,
    베이나이트: 5.0 내지 40.0％, 및
    잔류 오스테나이트: 5.0 내지 25.0％
    를 함유하고, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 상기 잔부 조직이 10.0％ 이하의 펄라이트를 포함하고,
    표면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 100㎛까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1개/500㎛2 이상의 수밀도로 존재하고 있는 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％,
    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％
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    인장 강도가 700㎫ 이상이며, 파단 연신이 3.0％ 이상인 것을 특징으로 하는, 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    원 상당 직경 50 내지 300㎚의 (Fe, Mn)2B가 1 내지 500개/500㎛2의 수밀도로 존재하고 있는 것을 특징으로 하는, 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강판의 적어도 한쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 강편을 형성하는 주조 공정이며, 상기 강편의 표층에 10ppm 초과, 100ppm 미만의 산소를 도입하는 것을 포함하는 주조 공정,
    상기 강편을 마무리 압연하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 상기 마무리 압연의 완료 온도가 650 내지 950℃인 열간 압연 공정,
    얻어진 열연 강판을 400 내지 700℃의 권취 온도에서 권취하는 공정, 그리고
    상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 제1항 또는 제2항에 기재된 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,
    냉간 압연 후의 어닐링에 있어서, 강판의 적어도 한쪽의 표면에 아연을 함유하는 도금층이 형성되는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
KR1020217025975A 2019-05-09 2019-11-15 강판 및 그 제조 방법 KR102626001B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2019-088962 2019-05-09
JP2019088962 2019-05-09
PCT/JP2019/044956 WO2020225936A1 (ja) 2019-05-09 2019-11-15 鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210114042A KR20210114042A (ko) 2021-09-17
KR102626001B1 true KR102626001B1 (ko) 2024-01-19

Family

ID=73051362

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217025975A KR102626001B1 (ko) 2019-05-09 2019-11-15 강판 및 그 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220177994A1 (ko)
EP (1) EP3967779B1 (ko)
JP (1) JP6750759B1 (ko)
KR (1) KR102626001B1 (ko)
CN (1) CN113348258B (ko)
MX (1) MX2021012807A (ko)
WO (1) WO2020225936A1 (ko)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116209781A (zh) * 2020-09-30 2023-06-02 日本制铁株式会社 钢板
CN112662953B (zh) * 2020-11-09 2022-03-04 刘祖瑜 一种耐高温抗氧化腐蚀的内胎及含该内胎的铜模及制备
CN112442635B (zh) * 2020-11-13 2022-03-29 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 高性能800MPa级以上低合金高强钢板及其制备方法
WO2022249919A1 (ja) * 2021-05-26 2022-12-01 株式会社神戸製鋼所 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN114622140A (zh) * 2022-03-17 2022-06-14 陕西西咸新区沣西新城能源发展有限公司 一种中深层地热地埋管用低合金耐腐蚀套管材料及其制备方法
CN115216683B (zh) * 2022-05-19 2023-05-05 北京科技大学 调控铸坯组织中铁素体形态的方法及所制备的微合金钢
CN116463546B (zh) * 2022-06-30 2024-01-09 宝山钢铁股份有限公司 一种100公斤级超高强度镀锌钢板及其制造方法
CN116463547B (zh) * 2022-06-30 2024-01-09 宝山钢铁股份有限公司 一种120公斤级超高强度镀锌钢板及其制造方法
CN116121663B (zh) * 2022-12-01 2024-02-09 内蒙古包钢钢联股份有限公司 屈服强度355MPa级的集装箱用稀土La耐候钢板及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008231493A (ja) 2007-03-20 2008-10-02 Nisshin Steel Co Ltd スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US20180371570A1 (en) 2015-12-15 2018-12-27 Posco High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability, and manufacturing method therefor

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1284175A (en) * 1970-04-29 1972-08-02 Nippon Kokan Kk Production of rimming steel
GB1326728A (en) * 1970-11-13 1973-08-15 British Steel Corp Continuous casting of steel
JPS5838648A (ja) * 1981-08-28 1983-03-07 Kawasaki Steel Corp 連続鋳造中の溶鋼への酸素添加方法
JPH0537674Y2 (ko) 1986-11-28 1993-09-22
JPH0924445A (ja) * 1995-07-10 1997-01-28 Nippon Steel Corp 連続鋳造における鋳片表層の溶質濃化方法
JP3619603B2 (ja) * 1996-03-14 2005-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 ２ピース缶用冷延鋼板に適用される熱延鋼板の製造方法および２ピース缶用冷延鋼板の製造方法
JP4173990B2 (ja) * 2002-12-27 2008-10-29 新日本製鐵株式会社 溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管
JP4776951B2 (ja) 2005-03-11 2011-09-21 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材
KR20090122371A (ko) * 2007-04-11 2009-11-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법
JP6696209B2 (ja) * 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
KR102197431B1 (ko) * 2016-08-31 2020-12-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법
BR112020008427A2 (pt) 2017-12-15 2020-11-17 Nippon Steel Corporation chapa de aço, chapa de aço galvanizado por imersão a quente e chapa de aço galvanizado e recozido

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008231493A (ja) 2007-03-20 2008-10-02 Nisshin Steel Co Ltd スポット溶接用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US20180371570A1 (en) 2015-12-15 2018-12-27 Posco High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability, and manufacturing method therefor
JP2019504196A (ja) 2015-12-15 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3967779A1 (en) 2022-03-16
KR20210114042A (ko) 2021-09-17
WO2020225936A1 (ja) 2020-11-12
JPWO2020225936A1 (ja) 2021-06-03
MX2021012807A (es) 2021-11-12
EP3967779A4 (en) 2023-03-08
CN113348258B (zh) 2023-04-21
EP3967779B1 (en) 2024-06-05
US20220177994A1 (en) 2022-06-09
CN113348258A (zh) 2021-09-03
JP6750759B1 (ja) 2020-09-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102626001B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
CN111492075B (zh) 钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板
CN109154045B (zh) 镀覆钢板及其制造方法
EP2762590A1 (en) Galvanized steel sheet and method of manufacturing same
US11066716B2 (en) Steel sheet and method for producing the same
CN114207169B (zh) 钢板及其制造方法
US11208705B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet
JP7440799B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR102513331B1 (ko) 고강도 열연 도금 강판
EP2527484A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and spot weldability and process for producing same
CN112969804A (zh) 钢板
WO2022071305A1 (ja) 鋼板
CN115038807B (zh) 钢板及其制造方法
JP7311808B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN113544301B (zh) 钢板

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right