KR20210050539A - 강 부재, 강판, 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

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가즈오 히키다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명은 높은 인장 강도 및 인성을 갖고, 또한 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재, 강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명의 강 부재는, 소정의 화학 성분을 갖고, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛ 이내의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.4배 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

강 부재, 강판, 및 그들의 제조 방법
본 발명은 강 부재, 강판, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 강판의 분야에 있어서는, 요즘의 환경 규제 및 충돌 안전 기준의 엄격화를 배경으로, 연비와 충돌 안전성을 양립시키기 위해서, 높은 인장 강도를 갖는 강판의 적용이 확대되고 있다. 그러나, 고강도화에 수반하여 강판의 프레스 성형성이 저하되기 때문에, 복잡한 형상의 제품을 제조하는 것이 곤란해지게 되었다.
구체적으로는, 고강도화에 수반하는 강판의 연성 저하에 의해, 고가공 부위의 파단이라고 하는 문제가 발생하고 있다. 또한, 가공 후의 잔류 응력에 의해 스프링백 및 벽 휨이 발생하여, 치수 정밀도가 열화된다는 문제도 발생하고 있다. 따라서, 고강도, 특히 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강판을, 복잡한 형상을 갖는 제품으로 프레스 성형하는 것은 용이하지 않다. 또한, 프레스 성형이 아니라 롤 성형에 의하면, 고강도의 강판을 가공하기 쉽지만, 그 적용처는 길이 방향에 균일한 단면을 갖는 부품에 한정된다.
따라서 근년, 예를 들어, 특허문헌 1 내지 3에 개시되는 바와 같이, 고강도 강판과 같은 성형이 곤란한 재료를 프레스 성형하는 기술로서, 핫 스탬프 기술이 채용되어 있다. 핫 스탬프 기술이란, 성형에 제공하는 재료를 가열하고 나서 성형하는 열간 성형 기술이다.
이 기술에서는, 재료를 가열하고 나서 성형하기 때문에, 성형 시에는, 강재가 연질이며 양호한 성형성을 갖는다. 이에 의해, 고강도의 강재일지라도, 복잡한 형상으로 고정밀도로 성형할 수 있다. 또한, 핫 스탬프 기술에서는, 프레스 금형에 의해 성형과 동시에 ??칭을 행하므로, 성형 후의 강재는 충분한 강도를 갖는다. 또한, 성형에 의해 도입되는 변형은 ??칭 시의 변태에 의해 해소되기 때문에, 성형 후의 강재는 인성도 우수하다.
예를 들어, 특허문헌 1에 의하면, 핫 스탬프 기술에 의해, 성형 후의 강재에 1400MPa 이상의 인장 강도를 부여하는 것이 가능하게 된다.
일본 특허 공개 제2002-102980호 공보 일본 특허 공개 제2012-180594호 공보 일본 특허 공개 제2012-1802호 공보 일본 특허 공개 제2003-268489호 공보 일본 특허 공개 제2017-179589호 공보 일본 특허 공개 제2015-113500호 공보 일본 특허 공표 제2017-525849호 공보 일본 특허 공개 제2011-122207호 공보 일본 특허 공개 제2011-246801호 공보 일본 특허 공개 제2012-1816호 공보
현재, 각 나라의 도전적인 연비 목표의 설정에 수반하여, 차체 경량화를 위해 더한층의 고강도 강재가 요청되고 있다. 구체적으로는, 핫 스탬프에 있어서 일반적인 강도인 1.5GPa를 초과하는 고강도 강재가 필요하게 되어 있다.
그런데, 강도 1GPa를 초과하는 고강도 강판을 자동차에 적용하는 경우, 상술한 성형성이나 성형 후의 인성뿐만 아니라, 내수소 취성도 요구된다. 고강도 강판의 내수소 취성이 충분하지 않으면, 자동차가 시장에 출하된 후, 일반 유저의 사용 중에 강이 부식되고, 부식 반응에 수반하여 발생하는 수소에 의해 취화 균열을 일으킬 가능성이 있다.
강도 1.5GPa를 초과하는 영역에서는, 강재의 수소 취화 감수성은 급격하게 증대하기 때문에, 부식이 경미한 부위에서마저 수소 취화 균열이 염려된다. 따라서, 1.5GPa를 초과하는 고강도 강재를 차체로서 실용화하기 위해서는, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재를 제공하는 기술이 필요하다.
1.5GPa를 초과하는 고강도 강재에 대해서는, 예를 들어 특허문헌 2에, 인성이 우수하고, 또한 인장 강도가 1.8GPa 이상인 열간 프레스 성형된 프레스 성형품이 개시되어 있다. 그러나 부식 환경에 있어서의 수소 취화에 대한 대책은 충분하지 않아서, 자동차 부재로서의 사용에 있어서, 보다 안전한 요구에는 응답할 수 없는 경우가 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 2.0GPa 이상이라고 하는 극히 높은 인장 강도를 갖고, 또한, 양호한 인성과 연성을 갖는 강재가 개시되어 있다. 그러나 부식 환경에 있어서의 수소 취화에 대한 대책은 충분하지 않아서, 자동차 부재로서의 사용에 있어서, 보다 안전한 요구에는 응답할 수 없는 경우가 있다.
내수소 취성에 대해서는, 예를 들어 특허문헌 4, 5, 6에 염산 침지 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 핫 스탬프재가 나타나 있다. 그러나 자동차 사용 시에 있어서의 대기 부식 환경에 있어서는, 후술하는 바와 같이 공식(孔食) 때문에 염산 침지 환경보다 수소 취화가 발생하기 쉬워, 본 발명과 같은 1.5GPa를 초과하는 고강도재의 차체 사용에는 불충분하다.
또한, 특허문헌 7에는, 강재 중의 Ni가 표층에 농화한 핫 스탬프재가 나타나 있고, 핫 스탬프 공정에서의 가열 시에 수소 침입을 억제하는 효과가 있다고 기재되어 있다. 그러나 자동차 사용 시의 부식 환경에 있어서의 내수소 취성에 관한 기술은 없어, 1.5GPa를 초과하는 고강도재의 차체 사용에는 불충분하다.
또한, 특허문헌 8, 9, 10에는, Ni계 도금층으로부터 강판 표층으로 Ni가 확산한 핫 스탬프재가 나타나 있고, 부식 환경에 있어서의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다고 기재되어 있다. 그러나, 후술하는 바와 같이 수소 취화 균열의 기점이 되는 공식을 저감할 수 없어, 수소 침입을 저감하더라도 공식부에 집적하여 수소 취화 균열이 일어날 리스크가 높다.
본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 높은 인장 강도 및 인성을 갖고, 또한 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재, 강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 하기의 강 부재, 강판 및 그들의 제조 방법을 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량％로, C: 0.25 내지 0.60％, Si: 0.25 내지 2.00％, Mn: 0.30 내지 3.00％, P: 0.050％ 이하, S: 0.0100％ 이하, N: 0.010％ 이하, Ti: 0.010 내지 0.100％, B: 0.0005 내지 0.0100％, Cu: 0.15 내지 1.00％, Mo: 0.10 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, V: 0 내지 1.00％, Ca: 0 내지 0.010％, Al: 0 내지 1.00％, Nb: 0 내지 0.10％, Sn: 0 내지 1.00％, W: 0 내지 1.00％, Sb: 0 내지 1.00％, REM: 0 내지 0.30％, 잔부: Fe 및 불순물이며, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.4배 이상인 것을 특징으로 하는 강 부재.
(2) 화학 조성이, 질량％로, C: 0.25 내지 0.60％, Si: 0.25 내지 2.00％, Mn: 0.30 내지 3.00％, P: 0.050％ 이하, S: 0.0100％ 이하, N: 0.010％ 이하, Ti: 0.010 내지 0.100％, B: 0.0005 내지 0.0100％, Cu: 0.15 내지 1.00％, Mo: 0.10 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, V: 0 내지 1.00％, Ca: 0 내지 0.010％, Al: 0 내지 1.00％, Nb: 0 내지 0.10％, Sn: 0 내지 1.00％, W: 0 내지 1.00％, Sb: 0 내지 1.00％, REM: 0 내지 0.30％, 잔부: Fe 및 불순물이며, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.2배 이상이며, 평균 결정 입경이 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
(3) 상기 (2)의 강판의 제조 방법이며, 상기 (2)에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 1100 내지 1350℃로 가열하고, 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간 t1(hr), 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 조 바의 평균 온도 T1(℃)로 했을 때, (T1+273)×(logt1+20)≥20000, 마무리 압연 종료 온도가 Ar3점 내지 1000℃가 되는 조건에서, 가열된 상기 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 공정, 상기 열연 강판을 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 냉각하는 공정, 및 냉각 후의 강판을 700℃ 이하에서 권취하는 공정, 권취 후의 강판에 산세를 실시하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
(4) 상기 산세는, 염산 또는 황산을 사용하여, 산세 온도가 80 내지 90℃이고, 산 농도 α(％), 산세 시간 t(s)가 6≤α<14, 0<t≤420-30×α를 충족하는 것을 특징으로 하는 상기 (3)의 강판의 제조 방법.
(5) 상기 (1)의 강 부재의 제조 방법이며, 상기 (2)의 강판을, 도달 온도를 T2(℃), 강판의 온도가 T2(℃)보다 10℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 가열이 종료될 때까지의 시간을 t2(hr)로 했을 때, (T2+273-10)×(logt2+20)≥19000, Ac3점≤T2≤(Ac3점+300)℃, 평균 승온 속도 5 내지 1000℃/s가 되는 조건에서 가열하는 공정, 및 가열된 강판을 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상으로 냉각하고, 계속하여 Ms점으로부터 100℃ 이하까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강 부재의 제조 방법.
(6) 상기 Ms점까지의 냉각과 동시에, 상기 강판에 열간 성형을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (5)에 기재된 강 부재의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 높은 인장 강도를 갖고, 또한 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재, 강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것이 가능하다.
도 1은 본 발명에 있어서의 산세의, 산 농도와 시간의 관계를 도시하는 도면이다.
먼저, 본 발명자들이, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재를 얻기 위해, 이들 특성에 미치는 화학 성분 및 조직의 영향에 대하여 조사한 검토 내용에 대하여 설명한다.
핫 스탬프용의 강판의 대부분은, 성분이 유사하고, 대체로, C: 0.2 내지 0.3％ 정도, 및 Mn: 1 내지 2％ 정도를 함유하고, 또한 B를 함유한다. 그리고, 열처리 공정에 있어서, 이러한 성분을 갖는 강판을 Ac3점 이상의 온도까지 가열한 후, 페라이트가 석출되지 않도록 빠르게 반송하고, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점)까지 금형 프레스에 의해 급랭함으로써, 인장 강도가 1.5GPa 정도인 고강도의 강 부재를 얻고 있다.
범용 핫 스탬프재는 부식 환경에 있어서 수소 취화 균열이 일어날 리스크가 있기 때문에, 부식이 심한 자동차의 하체 부위에 적용하는 것은 어렵다. 또한, 자동차 경량화를 위해 인장 강도 1.5GPa를 초과하는 핫 스탬프재의 생산이 시작되고 있는데, 인장 강도가 높아지면 수소 취화 감수성이 높아지므로, 부식이 경미한 자동차 부위에서도 수소 취화 균열이 일어날 리스크가 높아진다.
(a) 본 발명자들이 부식 환경에 있어서의 수소 취화 균열의 기구를 상세하게 조사한 결과, 자동차가 사용되는 대기 부식 환경 하에서는 부식이 전체면 균일하게가 아니라 불균일하게 진행하고, 그 공식부에 응력이 집중하고 또한 수소가 집적함으로써 수소 취화 균열이 조장됨을 알았다.
(b) 또한, 본 발명자들은, 상기 부식 환경에 있어서의 수소 취화 균열의 기구에 기초하여, 공식의 억제에 대응하였다. 결과, 강판 중에 Cu를 첨가함으로써 공식이 대폭으로 억제되어, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성을 비약적으로 향상시키는 것이 가능함을 알아냈다.
(c) 또한, 본 발명자들이 상기 Cu의 효과를 더욱 상세하게 검증한 결과, Cu를 과잉으로 첨가한 경우, 강재의 인성이나 한계 수소량(공식에 의한 응력 집중이나 수소 집적이 존재하지 않는 상태에서, 강재가 수소 취화 균열이 일어나지 않는 한계의 수소량)이 저하되는 것도 알았다. 그래서, 소재 강판의 제조 시 및 강 부재의 열 처리 시에 Cu를 표면에 농화시킴으로써, 인성이나 한계 수소량의 열화를 최소한으로 하면서, 적량의 Cu로 부식 환경에 있어서의 내수소 취성을 향상시키는 것이 가능하게 되는 것도 알아냈다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관계되는 강 부재, 강판 및 그들의 제조 방법의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
(A) 강 부재
(A1) 강 부재의 화학 조성
강 부재의 각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다. 여기서 강 부재의 화학 조성이란, 강 부재의 평균 화학 조성을 말하는 것으로 한다.
C: 0.25 내지 0.60％
C는, 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, C 함유량이 0.25％ 미만이면, ??칭 후의 강 부재에 있어서 충분한 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.25％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.60％를 초과하면, ??칭 후의 강 부재의 강도가 너무 높아져서, 인성이나 내수소 취성의 열화가 현저해진다. 따라서, C 함유량은 0.60％ 이하로 한다. C 함유량은 0.29％ 이상 또는 0.31％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이하, 0.48％ 이하 또는 0.44％ 이하인 것이 바람직하다.
Si: 0.25 내지 2.00％
Si는, 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서 효과가 있는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Si를 0.25％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 단, 강 중의 Si 함유량이 2.00％를 초과하면, 열처리 시에, 오스테나이트 변태를 위하여 필요해지는 가열 온도가 현저하게 높아진다. 이에 의해, 열처리에 요하는 비용의 상승을 초래하는 경우가 있다. 또한 ??칭부의 인성의 열화를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 0.30％ 이상 또는 0.35％ 이상인 것이 바람직하고, 1.60％ 이하, 1.00％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.60％ 이하인 것이 바람직하다.
Mn: 0.30 내지 3.00％
Mn은, 강판의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, 매우 효과가 있는 원소이다. 또한 Ac3점을 낮추고, ??칭 처리 온도의 저온화를 촉진하는 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 0.30％ 미만이면 그 효과는 충분하지 않다. 한편, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면 상기 효과는 포화하고, 또한 ??칭부의 인성이나 내수소 취성의 열화를 초래한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.30 내지 3.00％로 한다. Mn 함유량은 0.40％ 이상, 0.50％ 이상 또는 0.60％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Mn 함유량은 2.80％ 이하 또는 2.00％인 것이 바람직하고, 1.50％ 이하, 1.20％ 또는 0.90％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
P: 0.050％ 이하
P는, ??칭 후의 강 부재의 인성이나 내수소 취성을 열화시키는 원소이다. 특히, P 함유량이 0.050％를 초과하면, 인성이나 내수소 취성의 열화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.050％ 이하로 제한한다. P 함유량은, 0.020％ 이하, 0.010％ 이하 또는 0.005％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. P 함유량의 하한은 0％이다. 정련 비용의 저감을 위해서, P 함유량의 하한을 0.0001％ 또는 0.001％로 해도 된다.
S: 0.0100％ 이하
S는, ??칭 후의 강 부재의 인성이나 내수소 취성을 열화시키는 원소이다. 특히, S 함유량이 0.0100％를 초과하면, 인성이나 내수소 취성의 열화가 현저해진다. 따라서, S 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 0.0070％ 또는 0.0050％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. S 함유량의 하한은 0％이다. S 함유량의 저감을 위한 제강 비용을 저감하기 위해서, S 함유량의 하한을 0.0001％ 또는 0.0005％로 해도 된다.
N: 0.010％ 이하
N은, ??칭 후의 강 부재의 인성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 함유량이 0.010％를 초과하면, 강 중에 조대한 질화물이 형성되어, 인성이 현저하게 열화된다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 한다. N 함유량의 하한은 0％이다. N 함유량을 0.0002％ 미만으로 하면 제강 비용의 증대를 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않으므로, N 함유량은 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0008％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.010 내지 0.100％
Ti는, 강판을 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 열처리를 실시할 때에 재결정을 억제함과 함께, 미세한 탄화물을 형성하여 입성장을 억제함으로써, 오스테나이트 입자를 세립으로 하는 작용을 갖는 원소이다. 이 때문에, Ti를 함유시킴으로써, 강 부재의 인성이 크게 향상되는 효과가 얻어진다. 또한, Ti는, 강 중의 N과 우선적으로 결합함으로써 BN의 석출에 의한 B의 소비를 억제하여, 후술하는 B에 의한 ??칭성 향상의 효과를 촉진한다. Ti 함유량이 0.010％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, Ti 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.100％를 초과하면, TiC의 석출량이 증가하여 C가 소비되기 때문에, ??칭 후의 강 부재의 강도가 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.015％ 이상 또는 0.025％ 이상인 것이 바람직하고, 0.080％ 이하 또는 0.045％ 이하인 것이 바람직하다.
B: 0.0005 내지 0.0100％
B는, 미량이라도 강의 ??칭성을 극적으로 높이는 작용을 가지므로, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 또한, B는 입계에 편석함으로써 입계를 강화하여 인성이나 내수소 취성을 높인다. 또한, B는, 강판의 가열 시에 오스테나이트의 입성장을 억제한다. B 함유량이 0.0005％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 조대한 화합물이 많이 석출되어, 강 부재의 인성이나 내수소 취성이 열화된다. 따라서 B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0015％ 이상 또는 0.0020％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하 또는 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다.
Cu: 0.15 내지 1.00％
Cu는, 부식 환경에 있어서 공식을 억제하여, 수소 취화 균열을 방지하므로, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. 또한 Cu는, 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 0.15％ 미만이면 그 효과는 충분하지 않다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과는 포화하고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 인성이나 내수소 취성의 열화를 초래한다. 그 때문에, Cu 함유량은 0.15 내지 1.00％로 한다. Cu 함유량은 0.18％ 이상 또는 0.20％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Cu 함유량은 0.80％ 이하, 0.50％ 이하 또는 0.35％ 이하인 것이 바람직하다.
Mo: 0.10 내지 1.00％
Mo는, 강판의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, 매우 효과가 있는 원소이다. 또한, Mo는 입계에 편석함으로써 입계를 강화하여 인성이나 내수소 취성을 높인다. 그러나, Mo 함유량이 0.10％ 미만이면 그 효과는 충분하지 않다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 또한 Mo는 철 탄화물을 안정화시키는 작용을 갖기 때문에, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면 강판의 가열 시에 조대한 철 탄화물이 다 녹지 않고 남아서, ??칭 후의 강 부재의 인성이 열화된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Mo 함유량은 0.15％ 이상 또는 0.19％ 이상인 것이 바람직하고, 0.80％ 이하, 0.50％ 이하 또는 0.30％ 이하인 것이 바람직하다.
본 실시 형태의 강 부재에는, 상기 원소에 추가하여 추가로, 하기에 나타내는 Cr, Ni, V, Ca, Al, Nb, Sn, W, Sb 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유시켜도 된다. 또한, 이들 원소를 함유시키지 않아도 되고, 이들 원소의 함유량의 하한은 모두 0％이다.
Cr: 0 내지 1.00％
Cr은, 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Cr 함유량이 1.00％를 초과하면 상기 효과는 포화하여, 불필요한 비용의 증가를 초래한다. 또한 Cr은 철 탄화물을 안정화시키는 작용을 갖기 때문에, Cr 함유량이 1.00％를 초과하면 강판의 가열 시에 조대한 철 탄화물이 다 녹지 않고 남아서, ??칭 후의 강 부재의 인성이 열화된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Cr 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은 0.80％ 이하, 0.50％ 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.05％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.05％ 이하 또는 0.01％ 이하로 해도 된다.
Ni: 0 내지 1.00％
Ni는, 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Ni 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은 0.80％ 이하, 0.50％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다.
V: 0 내지 1.00％
V는, 미세한 탄화물을 형성하고, 그 세립화 효과에 의해 인성을 높이는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, V 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 V 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 상기 효과를 얻기 위해서는, V를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.10％ 이하 또는 0.01％ 이하로 해도 된다.
Ca: 0 내지 0.010％
Ca는, 강 중의 개재물을 미세화하여, ??칭 후의 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Ca 함유량이 0.010％를 초과하면 그 효과는 포화하여, 불필요한 비용의 증가를 초래한다. 따라서, Ca를 함유하는 경우에는 그 함유량은 0.010％ 이하로 한다. Ca 함유량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, Ca 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.002％ 이하 또는 0.001％ 이하로 해도 된다.
Al: 0 내지 1.00％
Al은, 강의 탈산제로서 일반적으로 사용되기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Al 함유량(단, Sol-Al 함유량이 아니라, T-Al 함유량)이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Al 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Al 함유량은 0.10％ 이하, 0.05％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Al을 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하로 해도 된다.
Nb: 0 내지 0.10％
Nb는, 미세한 탄화물을 형성하고, 그 세립화 효과에 의해 인성을 높이는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Nb 함유량이 0.10％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Nb 함유량은 0.10％ 이하로 한다. Nb 함유량은 0.06％ 이하, 0.04％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하로 해도 된다.
Sn: 0 내지 1.00％
Sn은 부식 환경에 있어서 내식성을 향상시키기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Sn 함유량이 1.00％를 초과하면 입계 강도가 저하되고, ??칭 후의 강 부재의 인성이 열화된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Sn 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Sn 함유량은 0.50％ 이하, 0.10％ 또는 0.04％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Sn을 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하로 해도 된다.
W: 0 내지 1.00％
W는 강의 ??칭성을 높이고, 또한 ??칭 후의 강 부재의 강도를 안정적으로 확보하는 것을 가능하게 하는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 또한, W는, 부식 환경에 있어서 내식성을 향상시킨다. 그러나, W 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 따라서, 함유시키는 경우의 W 함유량은 1.00％ 이하로 한다. W 함유량은 0.50％ 이하, 0.10％ 또는 0.04％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, W를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하로 해도 된다.
Sb: 0 내지 1.00％
Sb는 부식 환경에 있어서 내식성을 향상시키기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, Sb 함유량이 1.00％를 초과하면 입계 강도가 저하되고, ??칭 후의 강 부재의 인성이 열화된다. 따라서, 함유시키는 경우의 Sb 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Sn 함유량은 0.50％ 이하, 0.10％ 또는 0.04％ 이하로 해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Sb를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하로 해도 된다.
REM: 0 내지 0.30％
REM은, Ca와 마찬가지로 강 중의 개재물을 미세화하여, ??칭 후의 강 부재의 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이기 때문에, 함유시켜도 된다. 그러나, REM 함유량이 0.30％를 초과하면 그 효과는 포화하여, 헛되이 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 함유시키는 경우의 REM 함유량은 0.30％ 이하로 한다. REM 함유량은 0.20％ 이하 또는 0.05％ 이하인 것이 바람직하다. 상기 효과를 얻고자 하는 경우에는, REM 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 상기 효과를 얻을 필요가 없는 경우, 0.01％ 이하 또는 0.0010％ 이하로 해도 된다.
여기서, REM은, Sc, Y 및 La, Nd 등 란타노이드의 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은, 예를 들어 Fe-Si-REM 합금을 사용하여 용강에 첨가되고, 이 합금에는, 예를 들어, Ce, La, Nd, Pr이 포함된다.
본 실시 형태의 강 부재 및 강판의 화학 조성에 있어서, 상술해 온 원소 이외, 즉 잔부는 Fe 및 불순물이다.
여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
(A2) 강 부재의 조직
본 실시 형태에 관계되는 강 부재는, 그 표면으로부터 깊이 30㎛ 이내에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 표면으로부터 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.4배 이상으로 되는 금속 조직을 갖는다.
Cu의 표면 농화도: 1.4 이상
강 부재의 표면에 농화한 Cu는, 그 부재 사용 시에 있어서 치밀한 녹층을 형성함으로써, 공식을 억제하여, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성을 향상시키는 효과가 있다. 한편 Cu를 과잉으로 첨가하면 강 부재의 인성이나 한계 수소량이 열화된다. 그래서, 적량의 Cu를 표면에 농화시킴으로써, 강 부재의 인성이나 한계 수소량의 열화를 방지하면서, 내수소 취성을 향상시킬 수 있다. 특히, Cu의 표면 농화도가 1.4 미만이면, 표면의 공식 경향이 증가하여, 부식을 수반하는 수소 취화 리스크가 높아진다. 따라서, Cu의 표면 농화도는 1.4 이상으로 한다. 바람직하게는 1.6％ 이상이다. Cu의 표면 농화도의 상한을 규정할 필요는 없지만, 2.5 또는 2.1로 해도 된다.
Cu의 표면 농화도는 이하와 같이 하여 구한다.
강 부재의 표면으로부터 판 두께 방향으로 GDS(글로우 방전 발광 분석)를 행하고, Cu 함유량을 검출한다. 이때에, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값을, 표면으로부터의 깊이가 200㎛의 위치에 있어서의 Cu 함유량으로 제산한 값을 산출하고, 그 값을 Cu의 표면 농화도로 한다.
또한 GDS의 측정은, 강 부재의 폭 방향 단부로부터 판 폭의 1/4 부근의 위치에 있어서, 랜덤하게 5개의 위치에서, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값, 표면으로부터의 깊이가 200㎛의 위치에 있어서의 Cu 함유량을 측정하여 Cu의 표면 농화도를 산출한다. 본 발명에 있어서의 Cu의 표면 농화도는, 그 5개의 위치에서의 Cu의 표면 농화도의 평균값으로 한다. 단, 강 부재의 표면이 산화 피막이나 산화 스케일로 덮여 있는 경우, 강 부재의 표면으로부터 GDS를 행하여 Fe 함유량이 80％로 되는 깊이의 위치를 표면으로 간주하고, 그 위치로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값을, 그 위치로부터의 깊이가 200㎛의 위치에 있어서의 Cu 함유량으로 제산한 값을 산출하고, Cu의 표면 농화도를 구한다. 또한, 강 부재의 표면에 전기 도금, 용융 도금 등이 실시되어 있는 경우, 강 부재의 표면으로부터 GDS를 행하고 Fe 함유량이 90％로 되는 깊이의 위치를 표면으로 간주한다. 또한, 산화 피막이나 산화 스케일로 덮여 있는 경우, 이들과 강의 계면에 요철이 형성되기 때문에, 도금 등의 경우에 비해 Fe 함유량이 약간 적은 80％를 표면으로 간주하고, 그 위치로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값을, 그 위치로부터의 깊이가 200㎛인 위치에 있어서의 Cu 함유량으로 제산한 값을 산출하고, Cu의 표면 농화도를 구하는 것으로 한다.
또한, 본 실시 형태 중에 존재하는 조직은 고강도의 마르텐사이트가 주체가 되는 조직이며, 면적률로 70％ 이상이 마르텐사이트인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 80％ 이상, 보다 바람직하게는 90％ 이상, 95％ 이상 또는 100％이다.
잔부로서, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 페라이트나 펄라이트를 함유하기도 한다. 또한, 상기 마르텐사이트에는, 템퍼링이나 자동 템퍼링 마르텐사이트도 포함한다. 자동 템퍼링 마르텐사이트란, 템퍼링을 위한 열처리를 행하지 않고, ??칭 시의 냉각 중에 생성한 템퍼링 마르텐사이트이며, 마르텐사이트 변태에 수반하는 발열에 의해, 발생한 마르텐사이트가 그자리에서 탬퍼링되어 생성되는 것이다.
(A3) 강 부재의 특성
본 실시예 형태의 강 부재는, 그 표면에 농화한 Cu의 공식 억제 효과에 의해, 부식 환경에 있어서의 우수한 내수소 취성을 얻는 것이 가능하게 된다. 그러나, Cu의 과잉의 첨가는 강 부재의 인성이나 한계 수소량(공식에 의한 응력 집중이나 수소 집적이 존재하지 않는 상태에서, 강재가 수소 취화 균열이 일어나지 않는 한계의 수소량)을 손상시키기 때문에, 전술한 적량의 첨가로, 후술하는 제조 방법으로 표면에 농화시킨다.
또한, 본 실시 형태에 관계되는 강 부재는, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성뿐만 아니라, 인장 강도가 1500MPa를 초과하는 고강도이며, 인성과 수소 취화가 발생하지 않는 한계 수소량이 높은 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 있어서는, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성은, 강 부재의 실 환경에 있어서의 폭로 시험이나 CCT(복합 사이클 시험)에 의한 부식 촉진 시험에 의해 평가된다. 부식 촉진 시험으로서는, 예를 들어 강 부재를 4점 지지로 구부리고, JIS H 8502:1999에 기재된 중성 염수 분무 사이클 시험 방법의 규정에 준거하여 CCT를 행하고, 수소 취화 균열이 발생하지 않는 한계의 사이클수에 의해 평가된다.
본 실시 형태에 있어서는, 인성은, 강 부재의 충돌 시험이나 노치가 들어간 충격 시험에 의해 평가된다. 예를 들어, 상기 강 부재로부터 V 노치가 들어간 샤르피 충격 시험편을 잘라내고, JIS Z 2242:2018의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하고, -40℃에서의 충격값(흡수 에너지)에 의해 인성은 평가된다.
본 실시 형태에 있어서는, 상기 한계 수소량은, 상기 강 부재를 4점 지지로 구부리고, 티오시안산 침지에 의해 수소를 충전하고, 소정의 시간 내에 균열이 발생하지 않는 한계의 수소량에 의해 한계 수소량은 평가된다. 한계 수소량의 측정 방법에 대해서는, 실시예의 항에서 상세를 설명한다.
이상, 본 실시 형태에 관계되는 강 부재에 대하여 설명해 왔지만, 강 부재의 형상에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 즉, 평판이어도 되지만, 특히 열간 성형된 강 부재는, 많은 경우에는 성형체이며, 본 실시 형태에서는, 성형체인 경우, 평판인 경우를 모두 포함하여 「강 부재」라고 한다. 강 부재의 두께를 특별히 규정할 필요는 없지만, 0.5 내지 5.0㎜로 해도 된다. 두께의 상한을 4.0㎜ 또는 3.2㎜로 해도 되고, 그 하한을 0.8㎜ 또는 1.0㎜로 해도 된다. 강 부재의 인장 강도는 1500MPa 초과로 해도 되지만, 필요에 따라, 1700MPa 이상, 1800MPa 이상 또는 1900MPa 이상으로 해도 된다. 인장 강도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 2500MPa 이하 또는 2300MPa 이하로 해도 된다.
(B) 강판
이어서, 강판에 대하여 설명한다.
(B1) 강판의 화학 조성
강판의 화학 조성은, 상술한 강 부재에 있어서의 화학 조성과 동일하며, 그 한정 이유도 마찬가지이다.
(B2) 강판의 조직
본 실시 형태에 관계되는 강판은, 그 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 표면으로부터의 깊이가 200㎛의 위치에 있어서의 Cu 함유량의 1.2배 이상이며, 평균 결정 입경이 30㎛ 이하인 금속 조직을 갖는다.
Cu의 표면 농화도: 1.2 이상
강판의 표면에 농화한 Cu는, 후술하는 열처리에 있어서, 더욱 표면에 농화하고, 그 부재 사용 시에 있어서 치밀한 녹층을 형성함으로써, 공식을 억제하여, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성을 향상시키는 효과가 있다. 강판의 Cu의 표면 농화도가 1.2 미만이면, 강 부재의 Cu의 표면 농화도가 1.4 미만이 되어, 부식을 수반하는 수소 취화 리스크가 높아진다. 따라서, 강판의 Cu의 표면 농화도는 1.2 이상으로 한다. 바람직하게는 1.4 이상이다. Cu의 표면 농화도의 상한을 규정할 필요는 없지만, 2.5 또는 2.1로 해도 된다.
평균 결정 입경: 30㎛ 이하
결정립계가 확산 경로로서 기능하기 때문에, 결정 입경의 세립화는, 단위 체적당의 확산 경로가 증대하고, 그 결과 실질적인 확산 속도가 커지기 때문에, 후술하는 열처리에 있어서 Cu의 표면 농화를 더욱 촉진시키는 효과가 있다. 따라서, 결정 입경의 세립화가 필요하다. 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하면, 강 부재의 Cu의 표면 농화도가 1.4 미만이 되어, 부식을 수반하는 수소 취화 리스크가 높아진다. 따라서, 강판의 평균 결정 입경은 30㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 25㎛ 이하이다. 그 하한을 규정할 필요는 없지만, 8㎛ 또는 15㎛로 해도 된다.
강판의 평균 결정 입경은 JIS G 0551:2013에 준거하여, 이하와 같이 하여 구한다.
강판의 폭 방향 단부로부터 판 폭 (1/4)부의 단면을 압연 방향과 평행하고 또한 판 두께 방향과 평행해지도록 잘라낸다. 그 단면을 경면 가공한 후, 나이탈 부식액에 의해 페라이트의 결정립계를 현출시킨다. 광학 현미경을 사용하여 확대한 시야 또는 촬영한 사진 상에 세로 방향으로 3개, 가로 방향으로 3개의 시험선을 등분으로 긋고, 1 결정립당의 평균 선분 길이를 구한다. 또한, 1개의 시험선이 포착하는 결정립이 적어도 10개 이상이 되도록 현미경의 배율을 선정하고, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 정도 이격된 위치로부터, 랜덤하게 5 시야 관찰한다. 여기서, JIS G 0551:2013의 부속서 C.2.1에 준거하여, 시험선이 결정립을 통과하는 경우, 그 결정에 대해서는 보충 결정립수를 1, 시험선이 결정립 이내에서 종료하는 경우, 또는 시험선이 결정립계에 접하고 있는 경우, 보충 결정립수는 0.5로 한다. 각 시야에 있어서의 평균 선분 길이를 구하고, 3개의 시험선 각각의 5 시야의 평균 선분 길이(계 15의 평균 선분 길이)의 평균을 평균 결정 입경으로 한다.
또한, 본 실시 형태 중에 존재하는 조직은 페라이트나 펄라이트이다. 후술하는 제조 방법의 조건 내에 있어서, 베이나이트나 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트를 함유하기도 한다. 또한, 상기 마르텐사이트에는, 템퍼링이나 자동 템퍼링 마르텐사이트도 포함한다. 자동 템퍼링 마르텐사이트란, 템퍼링을 위한 열처리를 행하지 않고, ??칭 시의 냉각 중에 생성한 템퍼링 마르텐사이트이며, 마르텐사이트 변태에 수반하는 발열에 의해, 발생한 마르텐사이트가 그자리에서 템퍼링되어서 생성되는 것이다.
강판의 판 두께를 특별히 규정할 필요는 없지만, 0.5 내지 5.0㎜로 해도 된다. 판 두께의 상한을 4.0㎜ 또는 3.2㎜로 해도 되고, 그 하한을 0.8㎜ 또는 1.0㎜로 해도 된다.
이어서, 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
(C) 강판의 제조 방법
본 실시 형태에 관계되는 강 부재를 얻기 위한 열처리 전의 강판은, 이하에 나타내는 제조 방법을 사용함으로써 제조할 수 있다.
상술한 화학 조성을 갖는 강을 로에서 용제, 주조한 후에, 얻어진 슬래브를 1100 내지 1350℃로 가열하고, 열간 압연을 실시한다. 열간 압연 공정에 있어서는, 조압연을 행한 후에, 필요에 따라 디스케일링을 행하고, 마지막으로 마무리 압연을 행한다.
이때, 조압연 종료부터 마무리 압연을 개시할 때까지의 시간 t1(hr)과 그동안의 조 바의 평균 온도 T1(℃)로 구성되는 하기 파라미터 S1을 20000 이상으로 한다. 여기서, 조압연 후에 디스케일링을 행하는 경우, 조압연 종료부터 마무리 압연을 개시할 때까지의 시간이란, 디스케일링 종료 후, 마무리 압연 개시까지의 시간을 말한다.
S1=(T1+273)×(logt1+20)
또한 마무리 압연은 Ar3점 내지 1000℃에서 완료되고, 그 후 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 700℃ 이하에서 권취를 행한다. 이들 열간 압연 공정의 특징을 이하에 설명한다.
슬래브 가열 온도: 1100 내지 1350℃
열간 압연을 개시하기 전의 슬래브 가열 온도는 1100 내지 1350℃로 한다. 이 온도가 1350℃를 초과하면, 가열 중에 있어서의 오스테나이트 입경이 커져서, 압연 후에 얻어지는 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하는 경우가 있다. 한편, 이 온도가 1100℃ 이하이면 합금 원소가 충분히 균질화하지 않고, 후술하는 열처리 후의 인성이나 내수소 취성이 열화되는 경우가 있다.
조압연 종료부터 마무리 압연 개시하는 동안의 S1: 20000 이상
Cu는 난산화성 원소이기 때문에, 열간 압연 공정에 있어서 Cu 이외의 원소가 우선적으로 산화됨으로써, Cu가 표면에 농축된다. 특히 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 사이에, 상기 조압연 종료부터 마무리 압연 개시할 때까지의 시간 t1(hr)과 그동안의 조 바의 평균 온도 T1(℃)로 구성되는 파라미터 S1을 20000 이상으로 하면, 강판의 표면에 Cu를 1.2배 이상 농화시키는 것이 가능하게 된다. 상기 파라미터 S1이 20000 미만이면, 강판의 산화가 불충분해서, Cu의 표면 농화도가 1.2 미만이 되는 경우가 있다. 상기 파라미터 S1의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 30000을 초과하면, 산화에 의한 스케일의 생성이 방대해져서, 수율이 저하하는 경우가 있다.
마무리 압연 종료 온도: Ar3점 내지 1000℃
마무리 압연의 종료 온도는 Ar3점 내지 1000℃로 한다. 마무리 압연 종료 온도가 1000℃를 초과하면, 압연 직후에 오스테나이트의 재결정이 발생하고, 페라이트의 핵 생성 사이트의 수가 제한되기 때문에, 압연 후에 얻어지는 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하는 경우가 있다. 한편, 마무리 온도가 Ar3점 미만이면, 페라이트 변태 후에 압연하게 되어, 페라이트의 이상 입성장을 초래하기 때문에, 압연 후에 얻어지는 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하는 경우가 있다.
마무리 압연 완료부터 권취까지의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상
마무리 압연 완료부터 권취까지의 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 한다. 이 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면 페라이트의 입성장이 진행하고, 압연 후에 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하는 경우가 있다. 이 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 150℃/s를 초과하면, 페라이트 변태가 완료하지 않고 권취되고, 권취 후에도 변태가 진행하기 때문에, 그 변태 변형에 의해 코일이 변형되는 경우가 있다.
권취 온도: 700℃ 이하
권취 온도는 700℃ 이하로 한다. 이 온도가 700℃를 초과하면 페라이트의 입성장이 진행하고, 열간 압연 후의 권취 온도는, 압연 후에 강판의 평균 결정 입경이 30㎛를 초과하는 경우가 있다. 이 온도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 500℃를 하회하면, 권취 후에 마르텐사이트나 베이나이트 변태가 발생하기 때문에, 그 변태 변형에 의해 코일이 변형되는 경우가 있다.
열연 강판에 대하여 디스케일링을 행한다. 디스케일링은 염산 또는 황산 산세로 철 스케일만 제거하는, 통상의 강판 산세와 비교하여 가벼운 정도의 산세로 한다. 구체적으로는, 염산 또는 황산을 사용하여, 산세 온도를 80 내지 90℃로 하고, 산 농도를 α(％), 산세 시간을 t(s)로 할 때, 6≤α<14, 0<t≤420-30×α로 하는 것이 바람직하다.
도 1에 바람직한 산세 조건(산 농도와 산세 시간의 관계)을 나타낸다. 예를 들어 농도 12％의 염산으로 침지 시간 30s로 디스케일링함으로써 철 스케일만 제거하여, 상기 열연 공정에서 얻어진 강판 표면의 Cu 농화층을 남기는 것이 가능하다.
본 실시 형태에 있어서의 강판은, 상술한 열연 강판(열간 압연 강판) 외에, 얻어진 강판에 어닐링을 실시한 열연 어닐링 강판이나, 냉간 압연을 실시한 냉연 강판(냉간 압연 강판), 냉간 압연 후에 어닐링을 실시한 냉연 어닐링 강판이어도 된다. 나아가, 도금 강판 등의 표면 처리 강판이어도 된다. 권취 이후의 처리 공정은, 제품의 판 두께 정밀도 요구 레벨 등에 따라서 적절히 선택하면 된다.
탈스케일 처리가 실시된 열연 강판은, 필요에 따라 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 할 수 있다. 또한, 열연 강판 또는 열연 어닐링 강판은, 필요에 따라 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 할 수 있다. 또한, 냉연 강판은, 필요에 따라 어닐링을 실시하여 냉연 어닐링 강판으로 하고, 또한 표면에 도금을 실시하여 표면 처리 강판으로 할 수 있다.
또한, 냉간 압연이나 표면 처리에 제공하는 강판이 경질인 경우에는, 냉간 압연 전이나 표면 처리 전에 어닐링을 실시하여 강판의 가공성을 높여 두는 것이 바람직하다.
냉간 압연은 통상의 방법을 사용하여 행하면 된다. 양호한 평탄성을 확보하는 관점에서는, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 30％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 하중이 과대해지는 것을 피하기 위해서, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태의 강판으로서 열연 어닐링 강판이나 냉연 어닐링 강판, 또는 표면 처리 강판을 제조하는 경우, 열연 강판 또는 냉연 강판에 대하여 어닐링을 행한다. 어닐링에서는, 예를 들어, 550 내지 950℃의 온도역에 있어서 열연 강판 또는 냉연 강판을 어닐링한다.
어닐링에서 가열하는 온도를 550℃ 이상으로 함으로써, 열연 어닐링 강판 또는 냉연 어닐링 강판의 어느 것을 제조하는 경우이든, 열연 조건의 상이에 수반하는 특성의 상이가 저감되어, ??칭 후의 특성을 더욱 안정된 것으로 할 수 있다. 또한, 냉연 강판의 어닐링을 550℃ 이상에서 행한 경우에는, 재결정에 의해 냉연 강판이 연질화하기 때문에, 가공성을 향상시킬 수 있다. 즉, 양호한 가공성을 구비한 냉연 어닐링 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 어닐링에서 가열하는 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 어닐링에서 가열하는 온도가 950℃를 초과하면, 조직이 조립화하는 경우가 있다. 조직의 조립화는 ??칭 후의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, 어닐링에서 가열하는 온도가 950℃를 초과하더라도, 온도를 높게 한 것 만큼의 효과는 얻어지지 않아, 비용이 상승하고, 생산성이 저하될 뿐이다. 따라서, 어닐링에서 가열하는 온도는 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
어닐링 후에는, 3 내지 30℃/s의 평균 냉각 속도로 550℃까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 함으로써, 조대 펄라이트 및 조대한 시멘타이트의 생성이 억제되어, ??칭 후의 특성을 향상시킬 수 있다. 또한, 상기 평균 냉각 속도를 30℃/s 이하로 함으로써, 강도 불균일 등의 발생을 억제하여, 열연 어닐링 강판 또는 냉연 어닐링 강판의 재질을 안정된 것으로 하는 것이 용이해진다.
표면 처리 강판의 경우, 표면의 도금층은 전기 도금층이어도 되고, 용융 도금층이나 합금화 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기아연 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Al-Si 도금층, 용융 Al-Si-Mg 도금층, 용융 아연 도금층, 용융 Zn-Mg 도금층 등이 예시된다. 합금화 용융 도금층으로서는, 합금화 용융 알루미늄 도금층, 합금화 용융 Al-Si 도금층, 합금화 용융 Al-Si-Mg 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 합금화 용융 Zn-Mg 도금층 등이 예시된다. 도금층에는 Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Mg 등이 포함되는 경우도 있다. 도금층의 부착량은 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 일반적인 범위 내의 부착량으로 한다. 강판과 마찬가지로, 열처리 후의 강 부재에 도금층이나 합금화 도금층이 마련되어 있어도 된다.
(D) 강 부재의 제조 방법
이어서, 본 실시 형태에 관계되는 강 부재의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태의 강 부재의 제조 방법에 있어서는, 상술한 화학 조성을 갖고, 또한 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 표면으로부터 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.2배 이상, 평균 결정 입경이 30㎛ 이하의 금속 조직을 갖는 강판에 대하여 이하에 나타내는 열처리를 실시함으로써, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 표면으로부터 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.4배 이상인 것을 특징으로 하는 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재를 얻는 것이 가능하게 된다.
이하에 설명하는 평균 승온 속도는, 가열의 개시 시부터 가열의 종료 시까지의 강판의 온도 상승 폭을, 가열의 개시 시부터 가열의 종료 시까지의 소요 시간으로 제산한 값으로 한다.
또한, 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 강판의 온도 강하 폭을, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 소요 시간으로 제산한 값으로 한다.
상술한 강판을 5 내지 1000℃/s의 평균 승온 속도로, Ac3점 내지 (Ac3점+300)℃의 온도역의 T2(℃)까지 가열하고, Ms℃까지, 평균 냉각 속도를 상부 임계 냉각 속도 이상으로서 냉각하고, 그 후 Ms점으로부터 100℃ 이하까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각한다. 가열 시, 가열 도달 온도 T2(℃)와, T2보다 10℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 가열이 종료될 때까지의 시간 t2(hr)로 구성되는 하기 파라미터가 19000 이상으로 한다. 이 열처리의 특징을 이하에 설명한다. 여기서, 상부 임계 냉각 속도란, 조직이 100％ 마르텐사이트가 되는 최소의 냉각 속도이다. 그 측정 방법으로서 다양한 방법이 알려져 있는데, 그 일례를 실시예의 항에서 설명한다. 또한, 가열이 종료될 때까지의 시간이란, 냉각 개시 직전까지의 시간을 의미한다. 예를 들어, T2(℃)에 달한 후에 일정 시간 유지하는 경우에는, 유지의 시간도 포함된다.
S2=(T2+273-10)×(logt2+20)
가열 도달 온도-10℃부터 가열 종료까지의 사이의 S2: 19000 이상
Cu는 가열 시에 표면에 농화하는 원소이기 때문에, 가열 도달 온도 T2(℃)와, T2보다 10℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 가열이 종료될 때까지의 시간 t2(hr)로 구성되는 상기 파라미터 S2를 19000 이상으로 하면, Cu가 입계를 주된 확산 패스로 하여 강판의 표면에 농화하여, 표면에 Cu를 1.4배 이상 농화시키는 것이 가능하게 된다. 상기 파라미터 S2가 19000 미만이면, Cu의 확산이 불충분해져서, Cu의 표면 농화도가 1.4 미만이 되는 경우가 있다. S2의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 30000을 초과하면, 산화에 의한 스케일의 생성이 방대해지고, 수율이 저하하는 경우가 있다.
또한 승온 속도가 5℃/s 미만이면, 조직이 조립화하여 인성이나 내수소 취성이 저하되므로 바람직하지 않다. 한편, 승온 속도가 1000℃/s 초과이면 혼립 조직이 되어 인성이나 내수소 취성이 저하되므로 바람직하지 않다.
또한 가열 온도가 Ac3점 미만이면, 냉각 후에 소량의 페라이트가 혼재하여, 인성이나 내수소 취성, 강도가 저하되므로 바람직하지 않다. 한편, 가열 도달 온도가 (Ac3점+300) 초과이면 조직이 조립화하여 인성이 저하되므로 바람직하지 않다.
또한 Ms점으로부터 100℃ 이하까지 평균 냉각 속도 5℃/s 미만이면, 마르텐사이트의 그자리 템퍼링(오토 템퍼)이 과도하게 진행하여, 강도가 부족하므로 바람직하지 않다.
여기서, 상기 일련의 열처리 시에, Ac3점 내지 (Ac3점+300)℃의 온도역으로 가열 후, Ms점까지 냉각하는 동안에, 즉 상부 임계 냉각 속도 이상으로 냉각하는 공정을 실시함과 동시에 핫 스탬프와 같은 열간 성형을 실시해도 된다. 열간 성형으로서는, 굽힘 가공, 드로잉 성형, 스트레치 성형, 구멍 확장 성형, 및 플랜지 성형 등을 들 수 있다. 또한, 성형과 동시 또는 그 직후에 강판을 냉각하는 수단을 구비하고 있다면, 프레스 성형 이외의 성형법, 예를 들어 롤 성형에 본 발명을 적용해도 된다. 또한 상술한 열 이력에 따른다면, 반복 열간 성형을 실시해도 된다.
또한, 전술한 바와 같이, 본 발명에서는, 열간 성형되어서 성형체가 된 것, 열처리만이 실시되어서 평판인 것을 모두 포함하여 「강 부재」라고 한다.
또한, 열간 성형 또는 열처리를 강재의 일부에 대하여 행하여, 강도가 상이한 영역을 갖는 강 부재를 얻어도 된다.
상기 일련의 열처리는 임의의 방법에 의해 실시할 수 있고, 예를 들어, 고주파 가열 ??칭이나 통전 가열, 로 가열에 의해 실시해도 된다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
먼저, 강판 및 강 부재를 제조함에 있어서, 표 1-1 내지 1-2에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 용제하여, 열간 압연용의 슬래브를 얻었다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
<Ar3점, Ac3점, Ms점 및 상부 임계 냉각 속도>
얻어진 슬래브에 대해서, Ar3점, Ac3점, Ms점 및 상부 임계 냉각 속도를, 다음 방법에 의해 구하였다. 결과를 표 1-1 내지 1-2에 나타내었다.
슬래브로부터, 직경 3㎜, 길이 10㎜의 원주 시험편을 잘라내고, 이 시험편을 대기 분위기 중에서 1000℃까지 10℃/초의 평균 승온 속도로 가열하고, 그 온도에 5분간 유지하고, 그 후, 여러가지 냉각 속도로 실온까지 냉각하였다. 냉각 속도는, 1℃/초부터 100℃/초까지, 10℃/초의 간격으로 설정하였다. 그때의 가열, 냉각 중의 시험편의 열팽창 변화의 측정 및 냉각 후의 시험편의 조직 관찰을 행함으로써, Ar3점, Ac3점, Ms점 및 상부 임계 냉각 속도를 측정하였다.
상부 임계 냉각 속도는, 상기 냉각 속도로 냉각한 각각의 시험편 중, 페라이트상의 석출이 일어나지 않은 최소의 냉각 속도로 하였다.
이어서, 얻어진 슬래브를 사용하여, 이하의 실시예 1 내지 4에 나타내는 강 부재 및 강판을 제작하였다.
<실시예 1>
상기 표 1-1 내지 1-2의 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 두께 3.0㎜의 열연 강판으로 하였다. 열간 압연 공정에서는, 슬래브 가열 온도를 1250℃로 하고, 조압연부터 마무리 압연 개시에 있어서의 파라미터 S1을 22657로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 930℃로 하고, 권취까지 평균 냉각 속도 20℃/s로 냉각하고, 550℃에서 권취하였다.
파라미터 S1은 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간 1 내지 60s, 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 조 바의 평균 온도 950 내지 1150℃의 범위에서 22657로 제어하였다. 그 후, 상기 열연 강판에 대해서, 농도 12％, 온도 90℃의 염산에 의해 30s간 디스케일링을 실시하였다. 그 후, 냉간 압연기에 의해 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.4㎜의 냉연 강판으로 하였다.
상기 냉연 강판을 920℃까지 평균 승온 속도 10℃/s로 가열하고, 도달 온도와 유지 시간에 의한 파라미터 S2를 21765로 하고, Ms점까지 평균 냉각 속도 50℃/s로 냉각하고, 그 후 100℃까지 평균 냉각 속도 30℃/s로 냉각하는 열처리를 실시하여, 강 부재를 얻었다. 또한 상기 파라미터 S2는 강판의 도달 온도 Ac3점 내지 Ac3점+300℃, 도달 온도보다 10℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 가열이 종료될 때까지의 시간 1 내지 600s의 범위에서 21581로 제어하였다.
그 후, 얻어진 강 부재를 잘라내고, GDS(글로우 방전 발광 분석), 인장 시험, 샤르피 충격 시험, CCT(염수 분무 복합 사이클 시험), 티오시안산 침지 시험을 이하의 방법으로 행하고, Cu의 표면 농화도, 인장 강도, 충격값, CCT 한계 사이클수(부식 환경에 있어서의 내수소 취성), 한계 수소량을 평가하였다. 평가 결과를 표 2에 나타내었다.
<Cu의 표면 농화도>
Cu의 표면 농화도의 측정은 이하의 수순에 의해 행하였다.
강 부재의 표면으로부터 판 두께 방향으로 GDS(글로우 방전 발광 분석)를 행하고, Cu 함유량을 검출하였다. 이때에, 표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값을, 표면으로부터 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량으로 제산한 값을 산출하고, Cu의 표면 농화도를 구하였다. GDS의 측정은, 강 부재의 폭 방향 단부로부터 판 폭(1/4)에 있어서, 압연 방향에 평행으로 랜덤하게 5점 행하고, 그 평균을 상기 Cu의 표면 농화도로 하였다. 또한, 여기서 「표면」은, 강 부재의 표면으로부터 GDS를 행하여 Fe가 80％ 이상으로 되는 깊이로 하였다.
<인장 강도>
인장 시험은, ASTM 규격 E8의 규정에 준거하여 실시하였다. 강 부재의 균열 부위를 1.2㎜ 두께까지 연삭한 후, 시험 방향이 압연 방향에 평행해지도록, ASTM 규격 E8의 하프 사이즈 판상 시험편(평행부 길이: 32㎜, 평행부 판 폭: 6.25㎜)을 채취하였다.
그리고, 각 시험편에 변형 게이지(게이지 길이: 5㎜)를 첩부하고, 3㎜/min의 변형 속도로 실온 인장 시험을 행하고, 인장 강도(최대 강도)를 측정하였다. 본 실시예에서는, 1500MPa를 초과하는 인장 강도를 갖는 경우를 강도가 우수하다고 평가하는 것으로 하였다.
<충격값>
샤르피 충격 시험은 JIS Z 2242:2018의 규정에 준거하여 실시하였다. 강 부재의 균열 부위를 두께가 1.2㎜가 될 때까지 연삭하고, 압연 방향에 평행하게 시험편을 잘라내고, 이것을 3장 적층한 V 노치 시험편을 제작하고, 시험 온도-40℃에서의 샤르피 충격 시험을 행하고, 충격값(흡수 에너지)을 구하였다. 본 실시예에서는, 얻어진 흡수 에너지를 3매분의 노치 하 단면적으로 제산하고, 30J/㎠ 이상의 충격값을 갖는 경우를 인성이 우수하다고 평가하는 것으로 하였다.
<CCT 한계 사이클수>
CCT는, JIS H 8502:1999에 기재된 중성 염수 분무 사이클 시험 방법의 규정에 준거하여 CCT를 실시하였다. 강 부재의 균열 부위의 표면 스케일을 쇼트 블라스트로 제거하여, 폭 8㎜, 길이 68㎜의 직사각형 시험편을 제작하였다. 그리고, 시험편 표면의 폭 및 길이 방향 중심에 인장 시험과 마찬가지의 변형 게이지(게이지 길이: 5㎜)를 첩부하고, 인장 강도의 1/2 상당의 변형까지 4점 지지의 지그로 구부렸다. 4점 구부린 시험편을 지그와 함께 CCT 장치에 넣고, 염수 분무 2h, 건조 4h, 습윤 2h를 1사이클로 하여 구성되는 상기 JIS H 8502:1999에 기재된 CCT에 있어서, 3사이클 24h마다 관찰하고, 360사이클까지 균열의 유무를 확인하고, 균열이 발생하지 않는 한계의 사이클수를 구하였다. 본 실시예에서는, 5회의 시험을 행하고, 평균 150사이클까지 수소 취화 균열이 발생하지 않는 경우를 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 것으로 하였다.
<한계 수소량>
티오시안산 침지는, 상기 방법으로 4점 구부린 시험편을 지그와 함께 티오시안산 암모늄 수용액에 침지하여 행하였다. 티오시안산 암모늄 수용액은 2L의 증류수에 티오시안산 암모늄 시약을 섞어 넣어서 제작하고, 침지 개시부터 72h 후에 취출하여 균열의 유무를 관찰하고, 동시에 300℃까지의 승온 탈리법으로 수소량을 분석하였다. 티오시안산 암모늄 수용액의 농도를 바꿈으로써 챠지하는 수소량을 바꾸어서 시험을 행하고, 균열이 발생하지 않는 가장 많은 수소량을 한계 수소량으로 하였다. 본 실시예에서는, 5회의 시험을 행하고, 평균 0.25mass ppm 이상의 한계 수소량을 갖는 경우를 내수소 취성이 우수한 것으로 하였다.
표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명 범위를 충족하는 발명예 B1 내지 B29는, 조직, 특성 모두 양호한 결과이지만, 본 발명 범위를 충족하고 있지 않은 비교예 b1 내지 b21은, 조직, 특성의 적어도 하나를 충족하지 않는 결과가 되었다.
[표 2]
Figure pct00003
<실시예 2>
상기 표 1-1 내지 1-2의 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 두께 3.0㎜의 열연 강판으로 하였다. 열간 압연 공정에서는, 슬래브 가열 온도를 1250℃로 하고, 조압연 종료부터 마무리 압연 개시에 있어서의 파라미터 S1을 22657로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 930℃로 하고, 권취까지 20℃/s로 냉각하고, 550℃에서 권취하였다. 파라미터 S1은 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간 1 내지 60s, 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 조 바의 평균 온도 950 내지 1150℃의 범위에서 22657로 제어하였다. 그 후, 상기 열연 강판에 대해서, 농도 12％, 온도 90℃의 염산에 의해 30s간 디스케일링을 실시하였다. 그 후, 냉간 압연 시험기에 의해 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.4㎜의 냉연 강판을 얻었다.
얻어진 냉연 강판에 대해서, Cu의 표면 농화도를 상기 강 부재와 마찬가지의 방법으로 평가하였다. 또한, JIS G 0551:2013에 준거하여, 평균 결정 입경을 구하였다. 평가 결과를 표 3에 나타내었다.
[표 3]
Figure pct00004
본 발명 범위를 충족하는 발명예 C1 내지 C29는, 양호한 Cu 표면 농화도, 평균 결정 입경을 나타내는 결과이지만, 본 발명 범위를 충족하고 있지 않은 비교예 c1내지 c20은, Cu 표면 농화도, 평균 결정 입경의 적어도 하나를 충족하지 않는 결과가 되었다.
<실시예 3>
표 1-1에 나타내는 강종 중, 강 No.A28 및 A29의 강 성분을 갖는 슬래브에, 표 4-1, 4-2에 나타내는 열간 압연(일부는 바 히터를 사용하여 가열), 산세(염산 또는 황산)를 실시하여, 열연 강판(판 두께 2.8㎜)을 제조하였다. 얻어진 강판의 조직 평가 결과를 표 4-1, 4-2에 나타내었다. 또한, 표 4-1, 4-2의 t1(s)은 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간, T1(℃)은 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 조 바의 평균 온도, S1은 (T1+273)×(logt1+20)로 구해지는 값이다. 단, S1의 식에 있어서의 t1의 단위는 (hr)이다.
[표 4-1]
Figure pct00005
[표 4-2]
Figure pct00006
본 발명 범위를 충족하는 발명예 D1 내지 D22는, 양호한 Cu 표면 농화도, 평균 결정 입경을 나타내는 결과이지만, 본 발명 범위를 충족하고 있지 않은 비교예 d1 내지 d18은, Cu 표면 농화도, 평균 결정 입경의 적어도 하나를 충족하지 않는 결과가 되었다.
<실시예 4>
표 1-1에 나타내는 강종 중, 강 No.A28 및 A29의 강 성분을 갖고, Cu의 표면 농화도가 1.2 이상, 결정 입경 30㎛ 이하의 냉연 강판(판 두께 1.8㎜)에, 표 5에 나타내는 열처리를 실시하여, 강 부재를 제조하였다.
얻어진 강 부재의 조직, 특성의 평가 결과를 표 5에 나타내었다.
[표 5]
Figure pct00007
본 발명 범위를 충족하는 발명예 E1 내지 E18은, 조직, 특성 모두 양호한 결과이지만, 본 발명 범위를 충족하고 있지 않은 비교예 e1 내지 e14는, 조직, 특성의 적어도 하나를 충족하지 않는 결과가 되었다.
본 발명에 따르면, 부식 환경에 있어서의 내수소 취성이 우수한 강 부재 및 강판을 얻는 것이 가능하게 된다. 본 발명에 관계되는 강 부재는, 특히 자동차의 골격 부품으로서 사용하기에 적합하다.

Claims (6)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.25 내지 0.60％,
    Si: 0.25 내지 2.00％,
    Mn: 0.30 내지 3.00％,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Ti: 0.010 내지 0.100％,
    B: 0.0005 내지 0.0100％,
    Cu: 0.15 내지 1.00％,
    Mo: 0.10 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 1.00％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    V: 0 내지 1.00％,
    Ca: 0 내지 0.010％,
    Al: 0 내지 1.00％,
    Nb: 0 내지 0.10％,
    Sn: 0 내지 1.00％,
    W: 0 내지 1.00％,
    Sb: 0 내지 1.00％,
    REM: 0 내지 0.30％,
    잔부: Fe 및 불순물
    이며,
    표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.4배 이상인
    것을 특징으로 하는 강 부재.
  2. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.25 내지 0.60％,
    Si: 0.25 내지 2.00％,
    Mn: 0.30 내지 3.00％,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.0100％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Ti: 0.010 내지 0.100％,
    B: 0.0005 내지 0.0100％,
    Cu: 0.15 내지 1.00％,
    Mo: 0.10 내지 1.00％,
    Cr: 0 내지 1.00％,
    Ni: 0 내지 1.00％,
    V: 0 내지 1.00％,
    Ca: 0 내지 0.010％,
    Al: 0 내지 1.00％,
    Nb: 0 내지 0.10％,
    Sn: 0 내지 1.00％,
    W: 0 내지 1.00％,
    Sb: 0 내지 1.00％,
    REM: 0 내지 0.30％,
    잔부: Fe 및 불순물
    이며,
    표면으로부터 깊이 0 내지 30㎛의 범위에 있어서의 Cu 함유량의 최댓값이, 깊이 200㎛에 있어서의 Cu 함유량의 1.2배 이상이며,
    평균 결정 입경이 30㎛ 이하
    인 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제2항에 기재된 강판의 제조 방법이며,
    제2항에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 1100 내지 1350℃로 가열하고,
    조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간 t1(hr), 조압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 조 바의 평균 온도 T1(℃)로 했을 때, (T1+273)×(logt1+20)≥20000, 마무리 압연 종료 온도가 Ar3점 내지 1000℃가 되는 조건에서, 가열된 상기 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 하는 공정,
    상기 열연 강판을 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 냉각하는 공정, 및
    냉각 후의 강판을 700℃ 이하에서 권취하는 공정,
    권취 후의 강판에 산세를 실시하는 공정
    을 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서, 상기 산세는, 염산 또는 황산을 사용하여, 산세 온도가 80 내지 90℃이고, 산 농도 α(％), 산세 시간 t(s)가
    6≤α<14,
    0<t≤420-30×α
    를 충족하는
    것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  5. 제1항에 기재된 강 부재의 제조 방법이며,
    제2항에 기재된 강판을,
    도달 온도를 T2(℃), 강판의 온도가 T2(℃)보다 10℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 가열이 종료될 때까지의 시간을 t2(hr)로 했을 때, (T2+273-10)×(logt2+20)≥19000, Ac3점≤T2≤(Ac3점+300)℃, 평균 승온 속도 5 내지 1000℃/s가 되는 조건에서 가열하는 공정, 및
    가열된 강판을 Ms점까지 상부 임계 냉각 속도 이상으로 냉각하고, 계속해서
    Ms점으로부터 100℃ 이하까지 평균 냉각 속도 5℃/s 이상으로 냉각하는 공정
    을 구비하는 것을 특징으로 하는 강 부재의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 Ms점까지의 냉각과 동시에, 상기 강판에 열간 성형을 실시하는 것을 특징으로 하는 강 부재의 제조 방법.
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