KR20220153038A - 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

고강도 및 내수소취화 특성의 양립을 도모하는 것에 공헌할 수 있는 강재 및 그 제조 방법을 제공할 것. 강재는 C: 0.15%∼0.35%, Si: 0.8%∼2.5%, Mn: 0.8%∼2.5%, Al: 0.03%∼2.0%, N: 0.002%∼0.010%, P: 0.01% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.01% 이하, B: 0.0001%∼0.005%, Nb: 0.0%∼0.05%, Ti: 0.0%∼0.2%, V: 0.0%∼0.05%, Mo: 0.0%∼1.0%, Cr: 0.0%∼1.0%, Ni: 0.01%∼1.0%, Cu: 0.05%∼1.0%, Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종: 0.0005%∼0.01% 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 가지고, ε탄화물이 분산 석출하고 있는 마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 갖는다.

Description

강재 및 그 제조 방법
본 발명은 자동차, 건축 재료, 기계 부품, 가전 제품, 수소 스테이션, 고력(高力) 볼트 등의 공업 분야 전반에서 사용되는 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
(관련 출원에 관한 기재)
본 발명은 일본 특허출원: 특원2020-57734(2020년 3월 27일 출원)호의 우선권 주장에 의거한 것이고, 동 출원의 전 기재 내용은 인용으로서 본 명세서에 편입 기재되어 있는 것으로 한다.
차체 부품의 경량화, 건설 비용의 삭감, 지구 환경 문제에의 대응 등의 관점에서 철강 재료(강재)의 한층 고강도화나 내수소취화 특성의 향상이 요구되고 있다. 또한 산업 기계, 탱크, 라인 파이프 등의 분야에서는 강재의 고강도화가 진행됨과 함께 사용 환경의 과혹화가 진행되고 있다. 강재의 고강도화 및 사용 환경의 과혹화는 강재의 수소취성 감수성(Hydrogen Embrittlement susceptibility: HE susceptibility)을 높이는 것이 알려져 있고, 고강도이면서 내수소취화 특성에 우수한 강재의 개발이 요구되고 있다.
이와 같은 배경하에서 특허 문헌 1, 2에는 성분의 적정화, 탄화물의 석출 제어, 열처리의 적정화에 의해 강판이나 강재의 고강도화나 내수소취화 특성을 개량하는 기술이 개시되어 있다. 또한 특허 문헌 3에는 ε탄화물의 분산 석출에 의해 저합금강을 고강도화, 고인성화시키는 세계에서 최초의 기술이 개시되어 있다. 또한 특허 문헌 4에는 성분의 적정화, 결정립의 미세화, 철강 조직의 제어 및 미세 분산된 탄질화물에 의한 수소 트랩 등에 의해 인장 강도, 연성, 공확성(孔擴性), 내수소취화 특성 및 인성의 어느 것에도 우수한 강판이 개시되어 있다. 또한 특허 문헌 5에는 강(鋼)에 REM(Rare Earth Metal)의 일종인 La를 첨가하여 LaNi5를 강 중에 석출시켜서 외부로부터의 침입 수소를 LaNi5의 결정 내부에 트랩시켜, 수소 지연 파괴 저항을 향상시키는 고력(高力) 볼트의 아이디어가 개시되어 있다.
특허 문헌 1: 일본 특개2004-43978호 공보 특허 문헌 2: 일본 특개2006-206942호 공보 특허 문헌 3: 미국 특허 US10,450,621B 특허 문헌 4: 국제공개 제2018/055695호 특허 문헌 5: 일본 특표 2014-525987호 공보
비특허 문헌 1: M. Shimotomai, "Coherent-incoherent transition of ε -carbide in steels found with mechanical spectroscopy", Metall. Mater. Trans. A, 47A(2016), 1052-1060. 비특허 문헌 2: T. G. O. Berg, Douglas Aircraft Co. Engineering Paper No. 858,(1959). Revised in Quarterly Progress Report of Aerojet-General Co., 0253-05(18)QP,(1962). 비특허 문헌 3: W. C. Leslie, "The quench-aging of low-carbon iron and iron-manganese alloys", Acta Metall., 9(1961), 1004-1022. 비특허 문헌 4: N. Saito et al., "Effects of small addition of titanium, vanadium and chromium on the kinetics of ε-carbide precipitation in high purity Fe-C alloys", Materials Transactions JIM, 36(1995), 601-609. 비특허 문헌 5: W. C. Leslie et al., "Solution and precipitation of aluminum nitride in relation to the structure of low carbon steels", Transactions of ASM, 46(1954), p. 1470-1499. 비특허 문헌 6: Y. Tomio et al., "Plasma nitriding behavior of Fe-C-M(M=Al, Cr, Mn, Si) ternary martensitic steels", Metall. Mater. Trans. A, 45A(2014), 239-249. 비특허 문헌 7: 도우지유우키(田路勇樹) 외, "고강도 박강판의 내수소취화 특성 평가법", 철과 강, 일본철강협회, 95(2009), 887-894. 비특허 문헌 8: T. G. O. Berg, Hydrogen in Carbide in Steel. In Proceedings of the 61st Annual Meeting, American Ceramic Society, 17-21 May 1959; Ceramic Bulletin, Am. Ceramic Soc.: 1961;Volume 40, pp. 78-80.
이하의 분석은 본원 발명자에 의해 주어진다.
그렇지만 특허 문헌 1∼5에 기재된 기술에서는 고강도와 내수소취화 특성의 양립을 도모하는 것이 곤란 또는 양립이 불충분하였다. 예를 들면 승용차의 캐빈 주위에는 인장 강도가 1180㎫ 이상의 고강도 강판이 적용되는데 사용시에 있어서의 지연 파괴가 우려된다. 또한 자동차용 고력 볼트에 관해서는 수소취화에 의한 파단의 위험성이 있다고 해서 1200㎫ 이하의 고력 볼트의 채용에 그치고 있다. 또한 특허 문헌 3에서는 고가의 첨가 원소를 필요로 하기 때문에 비용이 높아질 뿐만 아니라 수소취화에 관한 시점이 결여됐다.
본 발명의 주된 과제는 고강도 및 내수소취화 특성의 양립을 도모하는 것에 공헌할 수 있는 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
제1 시점에 관한 강재는 질량%로 C: 0.15%∼0.35%, Si: 0.8%∼2.5%, Mn: 0.8%∼2.5%, Al: 0.03%∼2.0%, N: 0.002%∼0.010%, P: 0.01% 이하, S: 0.01% 이하, O: 0.01% 이하, B: 0.0001%∼0.005%, Nb: 0.0%∼0.05%, Ti: 0.0%∼0.2%, V: 0.0%∼0.05%, Mo: 0.0%∼1.0%, Cr: 0.0%∼1.0%, Ni: 0.01%∼1.0%, Cu: 0.05%∼1.0%, Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종: 0.0005%∼0.01% 또한 잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 가지고, 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 ε탄화물이 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출하고 있는 마르텐사이트상(相) 내지 베이나이트상을 갖는다.
제2 시점에 관한 강재의 제조 방법은, 상기 제1 시점에 관한 강재를 제조하기 위한 강재의 제조 방법으로서, 상기 강재를 열간 압연한 후로부터 실온으로 냉각할 때에 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상이 형성되도록 냉각함에 의해 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 중에 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정과, 그 후, 100℃ 이상 300℃ 미만으로 템퍼링(tempering)을 행함에 의해 상기 알루미늄 질화물을 핵으로 하여 상기 ε탄화물을 성장시키는 공정을 포함한다.
상기 제1, 2의 시점에 의하면 고강도 및 내수소취화 특성의 양립을 도모하는 것에 공헌할 수 있다.
도 1은 템퍼링 시료 및 비템퍼링 시료의 수소 방출 속도의 온도 의존성을 도시한 그래프.
본원 발명자는 상기 과제를 해결하기 위해 철-탄소 합금계에서의 ε탄화물의 석출 과정을 원자론적 입장에서 연구했다. 그 결과 마르텐사이트상 내지(및/또는) 베이나이트상의 형성시(오스테나이트상으로부터 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로의 변태시에 상당)에 질소 원자의 고용량이 10% 이하로 감소하는 것(비특허 문헌 5)에 착안하여 이것을 이용하면 알루미늄 질화물상이 미세하게 분산 석출한 조직을 형성할 수 있으며 그 후의 템퍼링 처리의 단계에서 이들 알루미늄 질화물을 핵으로 하여 ε탄화물을 분산 석출시킬 수 있는 것을 찾아 내었다. 또한 ε탄화물 및 알루미늄 질화물상은 모두 육방정계에 소속되고, 양자의 격자 정수는 준정합 계면의 형성이 있을 수 있는 관계에 있다. 또한 본원 발명자는 ε탄화물이 분산된 조직을 갖는 강재에 관해 각종 시험을 행한 결과 고강도와 매우 우수한 내수소취화 특성이 양립하는 것을 찾아 내었다. 본원 발명자는 찾아내어진 이것들의 지견에 의거하여 더욱 예의 검토를 거듭한 결과 이하에 나타내는 본 개시에 이르렀다.
여기서, 본원 발명자는 과도기적인 탄화물이라고 말하는 이유만으로 지금까지 간과되어 온 Fe-C계 합금 중의 ε탄화물의 기초 물성을 주파수 소인형 메커니컬·스펙트로스코피의 수법을 이용하여 연구하여 논문 발표했다(비특허 문헌 1). 강 중의 ε탄화물은 많은 탄소 원자 빈홀 사이트를 함유하는 격자 구조를 가지고, 수소 흡장 물질로서 알려지는 기지 물질군과 공통점을 갖는다. 강의 부동태화 연구에서 ε탄화물이 Fe2CH의 조성까지 수소를 흡장한다는 가설을 시도하는 실험이 행해졌다는 보고(비특허 문헌 2)라고 생각해 보면 수소는 ε탄화물의 탄소 원자 빈홀 사이트를 점유하는 것이다 라고 추론된다. 페라이트상 중에 분산 석출한 ε탄화물이 입자 분산 기구에 의해 페라이트상의 강도를 향상시키는 것이 가능한 것은, 비특허 문헌 3에 지적되어 있다. 또한 비특허 문헌 4에서는 급냉한 Fe-C-Ti 합금에서 TiC를 핵 발생 사이트로 하여 ε탄화물이 석출하는 것이 나타났다. 종래 기술에서 ε탄화물은 상위 개념으로서의 철 탄화물의 일군의 말단에 첨가물적으로 기재된데 그치며 그 기능이나 실제의 석출 조건이 무시되어 왔다. 하물며, 강재에 침입하는 수소를 흡장하는 물질로서 ε탄화물을 이용한다는 발상은 전혀 없었다. 따라서 마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 주 조직으로 하는 철강 재료에 ε탄화물을 적극적으로 분산 석출시킴에 의해 고강도와 내수소취화 특성을 양립시키려고 하는 강재는 개발되어 오지 않았다.
이하에 설명하는 본 개시에서는 하기한 형태 1에 관한 강재 및 그 변형 형태를 적절히 선택하여 조합시킬 수 있다.
상기 형태 1에 관한 강재로서,
질량%로,
C: 0.15%∼0.35%,
Si: 0.8%∼2.5%,
Mn: 0.8%∼2.5%,
Al: 0.03%∼2.0%,
N: 0.002%∼0.010%,
P: 0.01% 이하,
S: 0.01% 이하,
O: 0.01% 이하,
B: 0.0001%∼0.005%,
Nb: 0.0%∼0.05%,
Ti: 0.0%∼0.2%,
V: 0.0%∼0.05%,
Mo: 0.0%∼1.0%,
Cr: 0.0%∼1.0%,
Ni: 0.01%∼1.0%,
Cu: 0.05%∼1.0%,
Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종: 0.0005%∼0.01%,
또한,
잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 가지고,
크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 ε탄화물이 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출하고 있는 마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 가지는 강재가 가능하다. 또한 이하에서 특히 단서가 없는 한 질량%는 단지 %로 표시한다.
여기서, C(탄소)는, 강재의 상변태를 가능하게 할 뿐만 아니라 ε탄화물의 석출에 의해 강의 강도 특성 및 내수소취화 특성을 향상시키는 필수의 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, C의 함유량은 0.15% 이상일 것을 필요로 하고 바람직하게는 0.17% 이상이고 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 한편, C의 함유량이 0.35%를 초과하면 강재의 인성이나 용접성이 현저하게 저하되기 때문에 C의 함유량은 0.35% 이하일 것을 필요로 하는데 바람직하게는 0.32% 이하이고 보다 바람직하게는 0.3% 이하이다. 또한 ε탄화물은 육방정의 결정 구조를 가지고, 그 조성은, 철강 재료의 교과서에는 Fe2 .4C로 표시되어 있는데 여기서는 비화학량론 조성까지 고려해 Fe2∼2.7C로 한다.
Si(규소)는, 강에 고용(固溶)하여 강의 강도 향상에 기여하는 외에 ε탄화물의 안정 존재역을 고온측으로 넓히는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Si의 함유량은 0.8% 이상일 것을 필요로 하고 바람직하게는 1.0% 이상이고 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편, Si의 함유량이 2.5%를 초과하면 압연 부하가 증대하기 때문에 Si의 함유량은 2.5% 이하일 것을 필요로 하고 바람직하게는 2.3% 이하이고 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn(망간)은, 강에 고용하여 강화하거나 냉각시의 페라이트상으로의 변태를 억제하여 Ms점(소입(燒入))에서 마르텐사이트상으로의 변태가 일어나기 시작하는 온도)을 저하시키거나 한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Mn의 함유량은 0.8% 이상일 것을 필요로 하고 바람직하게는 1.0% 이상이고 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 한편, Mn의 함유량이 2.5%를 초과하면 용접성을 저하시키기 때문에 Mn 함유량은 2.5% 이하일 것을 필요로 하고 바람직하게는 2.3% 이하이고 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Al(알루미늄)은, 제강할 때에 탈산제로서 사용되는 유용한 원소이다. 강 중에 고용한 Al는, 오스테나이트상으로부터 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 또는 페라이트상으로의 변태시 또는 변태 후에, 고용하여 있던 질소 원자와 결합하여 래스(lath) 내부나 전위선 주변에 알루미늄 질화물(AlN)로서 미세하게 석출하고, 그 형상은, 판상 또는 봉상이다(비특허 문헌 6). 강의 템퍼링 처리에서 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 내에 미세하게 석출하여 있던 알루미늄 질화물은 ε탄화물의 핵 발생 사이트로서 기능한다. 고용하여 있던 N을 알루미늄 질화물로서 고정시키려면 Al의 함유량은 0.03% 이상으로 하고 바람직하게는 0.04% 이상이고 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 또한 알루미늄 질화물을 미세하게 분산 석출시키려면 Al 원자와 N 원자의 강 중에서의 확산의 이동도의 차이를 고려하면 Al와 N의 질량%에서의 비율「Al/N」이 7보다 큰 것이 요망된다. 한편, Al의 함유량이 2.0%를 초과하면 강 중의 개재물이 많아져서 강재의 연성이 저하되기 때문에 Al의 함유량은 2.0% 이하일 것을 필요로 하고 바람직하게는 1.8% 이하이고 보다 바람직하게는 1.5% 이하이다.
N(질소 원자)은, 알루미늄 질화물을 형성하는 필수의 원소이다. 그러나, 강에 고용하여 존재하는 경우에는 모재 인성을 저하시키는 원소이기 때문에 저감하는 것이 바람직하다. N의 고용량은 오스테나이트상으로부터 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 또는 페라이트상으로의 변태에 즈음하여 1자리수 작아지는 것이 알려져 있다(비특허 문헌 5). 또한 비특허 문헌 6에는 마르텐사이트 조직에서는 N은 Al과 반응하여 알루미늄 질화물을 미세 균일하게 형성하는 것이 보고되어 있다. 제조 비용의 관점에서는 N의 함유량은 0.002% 이상으로 할 수 있는데 0.003% 이상으로 하여도 좋고 또한 0.004% 이상으로 하여도 좋다. 한편, 강도 편차가 일어나지 않도록 하는 관점에서 N의 함유량은 0.010% 이하로 하고 바람직하게는 0.008% 이하이고 보다 바람직하게는 0.006% 이하이다.
P(인)는, 입계에 편석하여 입계 강도를 약하게 하여 내지연 파괴 특성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에 P의 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 요망되지만 0.01%까지는 허용할 수 있고, 바람직하게는 0.005% 이하이고 보다 바람직하게는 0.001% 이하이다.
S(유황)는, 강 중에서는 MnS를 생성하여 지연 파괴의 기점이 되기 쉽게 하는 원소이다. 그 때문에 S의 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 요망되지만 0.01%까지는 허용할 수 있고, 바람직하게는 0.005% 이하이고 보다 바람직하게는 0.001% 이하이다.
O(산소 원자)는, 그 밖의 원소와 결합하여 산화물을 생성하여 강재의 성형성이나 인성의 저하를 초래하는 원소이다. 그 때문에 O의 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 요망되지만 0.01%까지는 허용할 수 있고, 바람직하게는 0.005% 이하이고 보다 바람직하게는 0.001% 이하이다.
B(붕소)는, 입계에 편석하여 입계 강도를 높여서 인성 및 내지연 파괴 특성을 개선함과 함께 소입성 향상에 현저하게 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 B의 함유량은 0.0001% 이상을 함유하는 것이 요망되고 바람직하게는 0.0005% 이상이고 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 한편, B의 함유량이 0.005%를 초과하면 붕화물로서 석출하여 인성을 저하시키기 때문에 B의 함유량은 0.005% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.003% 이하이고 보다 바람직하게는 0.002% 이하이다.
Nb(니오브), Ti(티탄) 및 V(바나듐)는, 어느 것이나 강재의 템퍼링에서 탄질화물로서 석출하여 ε탄화물보다도 고온까지 안정적으로 존재하여 강도의 유지에 기여하는 원소이다. Nb, Ti 및 V에 관해서는 반드시 함유하지 않아도 좋지만 필요에 응하여 Nb, Ti 및 V 중 적어도 1종을 선택할 수 있다. Nb, Ti 및 V의 각 함유량은 0.0% 이상으로 할 수 있는데 강도 유지의 효과를 얻기 위해서는 Nb, Ti 및 V의 각 함유량의 함유량은 0.001% 이상일 것이 바람직하고 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 한편, Nb 및 V의 각 함유량이 0.05%를 초과하면 용접부의 인성이 저하되고, 원료 비용이 상승하기 때문에 Nb 및 V의 각 함유량은 0.05% 이하일 것을 필요로 하는데 바람직하게는 0.04% 이하이고 보다 바람직하게는 0.03% 이하이다. Ti의 함유량은 0.2%까지 허용할 수 있는데 용접성의 관점에서는 바람직하게는 0.18% 이하이고 보다 바람직하게는 0.15% 이하이다.
Mo(몰리브덴) 및 Cr(크롬)은, 모두 강 중에 고용하여 강의 강도 향상에 기여하거나 냉각시의 페라이트상으로의 변태를 억제하여 소입성을 향상시키거나 하는 원소이다. 또한 Mo 및 Cr은, Nb, Ti 및 V의 각각의 탄질화물 생성시에 복합 탄질화물을 형성한다. Mo 및 Cr은, 반드시 함유하지 않아도 좋지만 필요에 응하여 Mo 및 Cr 중 적어도 1종을 선택할 수 있다. Mo 및 Cr의 각 함유량은 0.0% 이상으로 할 수 있는데 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는 Mo 및 Cr의 각 함유량은 0.01% 이상일 것이 바람직하고 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 한편, Mo 및 Cr의 각 함유량이 1.0%를 초과하면 모재의 열간 압연성이 저하되기 때문에 Mo 및 Cr의 각 함유량은 1.0% 이하일 필요가 있고 바람직하게는 0.8% 이하이고, 비용의 관점에서 0.5% 이하인 것이 바람직하다.
Ni(니켈)는, 오스테나이트화 안정화 원소이고, 수소 침입을 억제하는 효과가 있고, 내지연 파괴 특성의 향상에도 유효하다. 이들의 효과를 얻기 위해서는 Ni의 함유량은 0.01% 이상일 필요가 있고, 바람직하게는 0.02% 이상이고 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, Ni의 함유량이 1.0%를 초과하면 이들의 효과가 포화할 뿐만 아니라 비용이 상승하기 때문에 Ni의 함유량은 1.0% 이하로 하는 것이 요망되고 바람직하게는 0.8% 이하이고 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.
Cu(구리)는, 강재로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있고, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Cu의 함유량은 0.05% 이상일 것이 필요하고 바람직하게는 0.08% 이상이고 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 한편, Cu의 함유량이 1.0%를 초과하면 모재의 열간 압연성이 저하되기 때문에 Cu의 함유량은 1.0% 이하일 것이 필요하고 바람직하게는 0.8% 이하이고 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.
Ca(칼슘), Mg(마그네슘) 및 REM(Rare Earth Metal: Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)은, 모두 Mn에 비하여 S와의 친화력이 강하고, 강 중에서 각각, Ca계 황화물, Mg계 황화물 또는 REM계 황화물을 형성하여 지연 파괴의 기점이 되기 쉬운 MnS의 저감에 유효하게 기여하는 원소이다. Ca, Mg 및 REM에 관해서는 Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종을 선택할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Ca, Mg 및 REM의 각 함유량의 합계의 함유량은 0.0005% 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.001% 이상이고 보다 바람직하게는 0.002% 이상이다. 한편, Ca, Mg 및 REM의 각 함유량의 합계의 함유량이 0.01%를 초과하면 강의 청정도를 저하시키기 때문에 Ca, Mg 및 REM의 각 함유량의 합계의 함유량은 0.01% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.008% 이하이고 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.
잔부는 Fe 및 불순물(불가피적 불순물)이다. 단, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위라면 상기 이외의 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다.
여기서, 냉각 속도를 적절하게 선택하면 ε탄화물은 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로의 변태일 때 또는 변태 후에 석출한 알루미늄 질화물을 발생핵으로 하여 템퍼링 공정에서 ε탄화물이 석출한다. 결과적으로 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 내에, 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하의 육방정 ε탄화물이 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출하고 있는 강재를 얻을 수 있다. 사전에 석출한 알루미늄 질화물을 발생 사이트로 하기 때문에 ε탄화물을 상기한 밀도로 제어할 수 있다. 크기는 템퍼링 온도와 시간의 조정에 의해 제어할 수 있다. 미세하게 분산 석출한 ε탄화물은 비특허 문헌 3에서 개시된 입자 분산 기구에 의해 강도와 연성의 향상에 기여한다. 내수소취화 특성의 관점에서는 ε탄화물이 다수의 수소를 흡장할 수 있는 결정 구조를 갖는 것(비특허 문헌 1 및 2)에 의해 종래의 기지 조직과 탄질화물의 계면에서 포획되는 수소량보다도 현격하게 수소 흡장량이 커져서, 강재의 내수소취화 특성이 비약적으로 향상한다. 이때, ε탄화물과 기지 결정의 계면이 정합인지 비정합인지는 큰 영향을 미치지 않는다. 또한 ε탄화물은 Fe의 일부가 Si, Al, Mn, Cr 등의 그 밖의 원소로 치환되어도 좋으며, 탄소 원소의 일부는 질소 원자로 치환되어도 좋다. ε탄화물의 사이즈와 분포 밀도는, 주사 전자현미경이나 투과 전자현미경 등을 이용하여 관찰할 수 있다. 석출 초기의 작은 ε탄화물의 검출에는 메커니컬·스펙트로스코피 측정이 유용하다. 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 ε탄화물의 1㎟당의 개수(밀도)는, 1×106개 이상이고, 바람직하게는 2×106개 이상이고 보다 바람직하게는 5×106개 이상이다. 또한 냉각 속도에 관해서는 후술한다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 상기 Nb, 상기 Ti 및 상기 V 중 적어도 1종을 함유하고, 상기 Mo 및 상기 Cr 중 적어도 1종을 함유하는 것으로 할 수 있다. Mo 및 Cr 중 적어도 1종은 Nb, Ti 및 V 중 적어도 1종의 탄질화물 생성시에 복합 탄질화물을 형성한다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 상기 ε탄화물 중에 알루미늄 질화물을 함유하는(취입한 또는 흡수한) 것으로 할 수 있다. 알루미늄 질화물은 ε탄화물의 성장일 때에, ε탄화물 내에서 용해 소멸, 고용, 분산 또는 확산한다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 상기 Al와 상기 N의 질량%로의 비율은, 7보다 큰 것으로 할 수 있다. 확산 속도가 느린 알루미늄 원자와 확산 속도가 빠른 질소 원자를 효과적으로 만나게 하여 알루미늄 질화물의 효과적인 핵 발생을 촉구하여 미세하게 분산 석출시키기 위해서이다. Al와 N의 질량%로의 비율은, 바람직하게는 8 이상이고 보다 바람직하게는 10 이상이다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 체적분율로 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상이 70% 이상 90% 미만 존재하는 것으로 할 수 있다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서 체적분율로,
잔류 오스테나이트상이 5% 이상 30% 미만 또한,
그 밖의 적어도 페라이트상을 포함하는 상이 20% 미만 존재하는 것으로 할 수 있다.
여기서, 상기 모드(1)에 관한 강재와 같은 화학 조성을 갖는 강재를, 상태도에서의 오스테나이트상역으로부터, 0.1℃/s∼200℃/s의 냉각 속도로 급냉시키면 상변태시 또는 상변태 후에, 알루미늄 질화물이 미세하게 분산 석출한 마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 주조직으로 하는 강재를 얻을 수 있다. 그 후, 100℃∼300℃의 범위에서 템퍼링하면 체적분율로 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로 70% 이상 90% 미만 잔류 오스테나이트상이 5% 이상 30% 미만 그 밖의 적어도 페라이트상을 포함하는 상(조직군)이 20% 미만으로 표시되는 조직을 갖는 강재가 된다. 또한 각 조직의 체적은 전자현미경 관찰 또는 X선 회절 강도 측정에 의해 평가된다. 주조직의 체적분율은 냉각 속도나 강재의 국소적 냉각 속도에 의존하지만 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로 70% 이상 90% 미만인 것이 고강도 및 내수소취화 특성의 양립을 도모하기 위해 필요하다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 항복 강도가 1000㎫ 이상인 것으로 할 수 있다. 항복 강도는 바람직하게는 1100㎫ 이상이고 보다 바람직하게는 1200㎫ 이상이다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 인장 강도가 1200㎫ 이상인 것으로 할 수 있다. 인장 강도는 바람직하게는 1300㎫ 이상이고 보다 바람직하게는 1400㎫ 이상이다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, 신률이 12% 이상인 것으로 할 수 있다. 신률은, 바람직하게는 13% 이상이고 보다 바람직하게는 15% 이상이다.
상기 형태 1에 관한 강재의 변형 형태로서, U형 굽힘 가공한 꼬리표 형상 시험편을 0.1% 티오시안산 암모늄 용액에 적어도 100시간 침지하여 시험편 단면에 파괴(여기서는 균열 파괴)되지 않는 것으로 할 수 있다. 바람직하게는 적어도 300시간 침지하여 파괴되지 않는 것이고 보다 바람직하게는 적어도 500시간 침지하여 파괴되지 않는 것이다.
본 개시에서는 하기한 형태 2에 관한 강재의 제조 방법 및 그 변형 형태를 적절히 선택하여 조합시킬 수 있다.
상기 형태 2에 관한 강재의 제조 방법으로서,
청구항 제1항에 기재된 강재를 제조하기 위한 강재의 제조 방법으로서,
상기 강재를 열간 압연한 후로부터 실온으로 냉각할 때에, 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상이 형성되도록 냉각함에 의해 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 내에 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정과,
그 후, 100℃ 이상 300℃ 미만으로 템퍼링을 행함에 의해 상기 알루미늄 질화물을 핵으로 하여 상기 ε탄화물을 성장시키는 공정을 포함하는 강재의 제조 방법이 가능하다.
상기 형태 2에 관한 강재의 제조 방법의 변형 형태로서,
상기 ε탄화물을 성장시키는 공정에서는 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 내에 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 상기 ε탄화물을 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출시키도록 할 수 있다.
상기 형태 2에 관한 강재의 제조 방법의 변형 형태로서,
상기 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정에서는 냉각 속도가 0.1℃/s∼200℃/s이도록 할 수 있다.
여기서, 상기 형태 2에 관한 강판의 제조 방법에서는 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정과, 템퍼링을 행하는 공정을 포함하는데 전체로서는 예를 들면 용제 공정, 열간 압연 공정, 냉간 압연 공정, 연속 소둔 공정, 냉각 공정(마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 형성시키고 또한 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정에 대응), 템퍼링 처리 공정(ε탄화물을 핵 발생시키고 또한 성장시키는 공정에 대응)의 순서로 행할 수 있다.
우선, 용제 공정에서는 예를 들면 상기 형태 1에 관한 강재의 화학 조성으로 조정된 용강으로부터, 연속 주조법 또는 조괴법에 의해 슬래브를 용제한다.
다음의 열간 압연 공정에서는 예를 들면 용제 공정에서 용제된 슬래브를, 일단, 실온까지 냉각하고, 그 후, 재가열할 뿐만 아니라 보열을 행한 후에 곧 압연하여 열연판(열연 강재)을 제작한다. 또한 열간 압연 공정에서는 주조 후에 직접 압연하는 것도 가능하다. 일단, 실온까지 냉각하고 나서 재가열하는 경우, 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상으로 1시간 가열하고 나서 압연을 행한다. 마무리 온도는 950℃ 이상으로 한다. 마무리 압연의 후에, 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 개략 600℃까지 냉각하여 권취한다.
다음의 냉간 압연 공정에서는 예를 들면 상기한 열연판에 냉간 압연을 시행하여 소정 판두께의 냉연판(냉연 강재)을 제작한다. 압하율은 30% 이상으로 한다. 압하율이 30% 미만이면 그 후의 소둔 공정에서 오스테나이트 입자가 조대화하여 강판에서의 마르텐사이트상이나 베이나이트상의 평균 블록 지름을 5㎛ 이하로 할 수 없을 가능성이 있다.
다음의 연속 소둔 공정에서는 예를 들면 얻어진 냉연판에 연속 소둔을 시행하여 소둔판(소둔 강재)을 제작한다. 연속 소둔은, 연속 소둔 라인에서 행하는 것이 바람직하다. 연속 소둔 공정에서는 냉연판을 Ae3점-10℃ 이상 920℃ 이하의 온도영역으로 가열해 120초 이상 유지한다. 가열 유지 온도가 Ae3점-10℃ 미만에서는 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 체적분율이 70% 미만이 되고, 강도나 내수소취화 특성이 열화된다. 한편, 가열 유지 온도가 920℃를 초과하면 오스테나이트 입자가 조대화하고, 템퍼링 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 평균 블록 지름을 5㎛ 이하로 할 수 없을 가능성이 있다. 또한 소량의 냉연판인 경우는 배치 소둔이라도 좋다.
다음의 냉각 공정에서는 예를 들면 소둔을 행한 소둔판을 실온∼50℃까지 냉각하여 냉각판(냉각 강재)을 제작한다. 가열 유지 온도로부터 Ms점-50℃까지의 냉각 속도는 0.1℃/s∼200℃/s로 할 수 있다. Ms점-50℃까지 냉각할 때까지의 사이에, 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로의 변태와 알루미늄 질화물의 석출은 대강 완료하고 있다. 냉각 수단은 특히 한정되는 것이 아니고, 수냉, 수용액 냉각, 기수(氣水) 냉각, 오일 냉각, 가스 냉각 등의 어느 것이라도 좋다. 냉각 속도는 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 래스(lath) 내부나 전위선 주변에 석출하는 알루미늄 질화물의 밀도와 사이즈에 영향을 준다. 냉각 속도가 너무 크면 석출하는 알루미늄 질화물이 너무 작고, 후술하는 템퍼링 공정에서 ε탄화물의 핵 발생 사이트로서 기능하지 않기 때문에 냉각 속도는, 200℃/s 이하로 하는 것이 요망되고 바람직하게는 100℃/s이고, 보다 바람직하게는 50℃/s이다. 한편, 냉각 속도가 0.1℃/s보다 작으면 마르텐사이트상 내지 베이나이트상으로의 변태가 불충분하고 과잉하게 페라이트상이 생성되기 때문에 냉각 속도는 0.1℃/s 이상으로 하는 것이 요망되고 바람직하게는 0.2℃/s 이상이고 보다 바람직하게는 0.5℃/s 이상이다. 또한 강판의 Ms점은 종래로부터 알려져 있는 Ms점과 화학 조성의 실험식으로부터 산출할 수 있고 실험실에서 열팽창 곡선을 측정하여 결정할 수도 있다.
다음의 템퍼링 처리 공정에서는 예를 들면 실온∼50℃까지 냉각한 냉각판을 예열되어 있는 로에 삽입하고 템퍼링 온도 100℃ 이상 300℃ 미만의 온도 범위에서 60초 이상 900초 이하의 시간 유지하여 ε탄화물을 석출시켜서 강판(강재)을 얻는다. 60초 미만에서는 강판의 온도 분포가 불가피적으로 현저하게 불균일하게 되고, 그 결과 ε탄화물의 석출이 불균일하게 되고, 강판의 고강도나 내수소취화 특성이 담보되지 않는다. 900초 이상의 장시간의 유지에서는 ε탄화물이 오스트발트 성장하여 ε탄화물의 상호 거리가 커지고 석출 강화 효과가 열화된다. ε탄화물은 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하이고, 그 분포 밀도는 1×106개/㎟ 이상이다. 템퍼링 온도가 100℃ 미만이면 ε탄화물의 크기는 2㎚보다 작고, 석출 강화의 효과가 작고, 내수소취화 특성도 불충분하게 된다. 템퍼링 온도가 300℃ 이상이면 Si를 함유하고 있어도 ε탄화물이 모상(母相)인 마르텐사이트상이나 베이나이트상에 고용하여 소멸한다. 그것에 수반하여 강도나 인성에 뒤떨어지는 시멘타이트가 새롭게 석출하고, 강판의 고강도이면서 우수한 내수소취화 특성이 손상된다. 템퍼링 온도는 바람직하게는 120℃∼280℃이고 보다 바람직하게는 150℃∼250℃이다.
이상, 상기 형태 2에 관한 강재의 제조 방법을 강판에 적용한 경우에 관해 설명했지만 강판으로 한정되는 것이 아니고 형강, 봉강 등 여러 가지 형상의 강재에 적용 가능하다.
상기 형태 1, 2에 의하면 인장 강도와 수소의 침입에 의한 지연 파괴가 생기기 어려운 내수소취화 특성의 어느 것에도 우수한 강재를 제조할 수 있고, 강재 부재의 장기 신뢰성을 높일 수 있다. 또한 상기 형태 1, 2에 의하면 강재의 사용량을 저감할 수 있기 때문에 철강 정련 공정이나 자동차 주행에서 지구 온난화 가스의 배출을 삭감할 수 있고 지구 환경 문제의 해결에도 공헌할 수 있다.
실시례
이하, 실시례에 관해 표를 참조하면서 설명한다. 표 1은 각 강종(강재)의 성분 조성 및 Ms점을 표시한 표이다. 표 2는 각 시료의 강종(강재), 가열 온도, 유지 시간, 냉각 속도, 템퍼링 온도 및 템퍼링 시간, ε탄화물의 크기 및 밀도, YS, TS, EL 및 내지연 파괴 특성을 표시한 표이다.
[표 1]
Figure pct00001
[표 2]
Figure pct00002
또한 하기한 실시례는 어디까지나 예시이고 본 발명을 한정하는 것이 아니다. 실시례의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 하나의 조건례이다. 본 발명은 그 기술 사상이나 발명의 청구항을 일탈하지 않고 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서 여러가지의 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1에 표시하는 성분 조성(화학 조성)의 강종을 용제하여 얻은 판두께 30㎜의 슬래브를 1250℃로 재가열 후, 마무리 온도 950℃에서 판두께 3.0㎜까지 열간 압연을 시행하여 열연판을 제작했다. 열연판을 마무리 압연한 후에 600℃까지 공냉하고, 그 후에, 100℃ 이하의 온도까지 냉각했다. 냉각된 열연판을 산세(酸洗)한 후, 냉간 압연을 시행하여 판두께 1.4㎜의 냉연판을 제작했다. 그 후, 표 2에 표시하는 조건(가열 온도, 유지 온도, 냉각 속도, 템퍼링 온도, 템퍼링 시간)으로 냉연판에 소둔, 냉각 및 템퍼링의 처리를 행하여 강판(강재)을 얻었다. 그 후, 각 시료에 관한 강판의 조직 평가, 인장 시험 및 지연 파괴 시험을 행했다. 각 시료에 관한 강판의 시험 결과(YS, TS, EL, 내지연 파괴 특성)를 표 2에 표시한다.
여기서, 표 2에 있어서 가열 온도는 소둔시의 가열 온도이고, 유지 시간은 소둔시의 유지 시간이고, 냉각 속도는 가열 유지 온도로부터 Ms점-50℃의 온도까지의 평균 냉각 속도이다.
[인장 시험]
각 시료에 관한 강판으로부터, 장축을 압연 방향에 직교하는 방향으로 한 JIS 5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(1998년)의 규정에 준거하여 인장 시험을 행했다. 항복 강도(YS: Yield Stress), 인장 강도(TS: Tensile Strength), 신률(EL: Elongation)을 표 2에 표시한다. 여기서는 YS≥1000㎫, TS≥1200㎫ 또한 EL≥12%인 경우에 고강도라고 한다.
[지연 파괴 시험]
길이 방향을 압연 방향에 평행하게 채취한 100㎜×30㎜의 시험편에 구부림 반경: 10㎜로 U 굽힘 가공 후, 스프링 백분(分)을 볼트로 체결함에 의해 응력 부하한 시험편(비특허 문헌 7 참조)을 25℃의 0.1% 티오시안산 암모늄 용액에 침지하여 U 굽힘 시험편의 단면부에 파괴(여기서는 균열 파괴)가 발생할 때까지의 시간을 조사하여 가공 후의 내지연 파괴 특성을 평가했다. 0.1% 티오시안산 암모늄 용액은, 침지 시험 중의 시험편의 용해량을 극히 작게 하면서, 시험편 중에 수소를 도입할 수 있다. 0.1% 티오시안산 암모늄 용액에 500시간 침지하여 파괴되지 않는 경우를 지연 파괴 특성이 매우 양호(◎), 100시간 침지하여 파괴되지 않는 경우를 지연 파괴 특성이 양호(○), 파괴한 경우를 지연 파괴 특성이 뒤떨어진다(×)고 했다.
또한 표 2의 비고란에는 YS≥1000㎫, TS≥1200㎫, EL≥12% 또한 지연 파괴 특성 양호 이상의 시료인 경우에 실시례로 기재하고, 그 밖을 비교례로 기재했다. 또한 표 1의 비고란에는 표 2의 각 시료에 대응한 강종에 관해 적어도 하나 실시례로 되어 있는 것을 실시례로 기재하고, 그 밖을 비교례로 기재했다.
표 2에 표시한 우수한 내지연 파괴 특성이, ε탄화물에 의한 것을 확인하기 위해, 화학 조성과 냉각까지의 공정은 같은 강재(표 1의 강종(D))에 관해, 템퍼링 처리를 행하지 않은 비템퍼링 시료와, 200℃의 템퍼링 처리를 행한 템퍼링 시료를 준비했다. 템퍼링 시료에는 ε탄화물이 석출하고 있는 것은 전자현미경을 이용하여 확인했다. 양 시료를 25℃의 0.1% 티오시안산 암모늄 용액에 100시간 침지하여 각 시료의 내부에 수소를 도입했다. 계속해서 각 시료로부터의 수소 방출 속도를 승온하면서 측정했다. 그 결과를 도 1에 도시한다. ε탄화물이 아직 석출하지 않은 비템퍼링 시료(파선)에서는 실온부터 50℃로부터 100℃에 걸쳐서 방출의 피크가 존재한다. 이 온도영역에서의 방출 피크는, 종래, 래스 계면, 전위선 또는 금속 탄질화물 계면에 포획되어 있던 수소 원자의 이탈에 의한 것이라고 되어 있다. ε탄화물이 석출하고 있는 템퍼링 시료(실선)에서는 큰 방출 피크가 300℃로부터 400℃에 나타난다. 이 온도 범위는 ε탄화물이 철강 조직에 용해하여 시멘타이트가 형성되는 온도 범위와 일치한다. 수소는 ε탄화물에 단단히 흡장되어 있는 결과 ε탄화물의 결정이 불안정하게 되는 온도까지 수소는 시료 외부에 방출되지 않는다. 피크 강도가 큰 것은 흡장된 수소량이 많은 것의 증거이다. 본원 발명에 관한 강재에서는 침입 수소는, 마르텐사이트상 내지 베이나이트상에 분산 석출한 ε탄화물의 결정 내부에 안정하게 흡장되기 때문에 침입 수소의 허용량은 현격하게 크다. 따라서 본원 발명에 관한 강재는, 개략 200℃의 온도까지의 수소하 환경에서 안정적으로 사용하는 것이 가능하다.
본원에서는 철강의 기본 원소인 철과 탄소로 이루어지는 ε탄화물을 철강 재료 중에 분산 석출시켜서 고가인 희소 원소를 사용하지 않고도, 고강도이면서 내수소취화 특성에 우수한 강재를 제조할 수 있는 것을 나타냈다. 강 중의 ε탄화물은 1940년대에 발견됐지만 상태도 적으로는 과도적으로 존재할 뿐의 탄화물로서 실질적으로 무시되고, 국내외의 특허 문헌에는 상위 개념으로서의 철탄화물의 한 무리의 말단에 명칭이 연기되어 있을 뿐의 존재였다. 드물게 기초적 연구의 대상이 되는 일이 있어도, 기술적·공업적인 가치가 탐색되는 일은 전혀 없었다. 그러나 21세기 초두에 미국 플로리다주 에그린에 있는 미국 공군 본부에서 지중 관통 폭탄의 탄두 재료로서 첨가 합금량이 적어도 되는 고강도·고인성의 「Eglin Steel」이라고 불리는 군용 강재가 개발됐다. 그 후에 분산 석출하고 있는 ε탄화물이 실온 부근에서의 고강도·고인성에 기여하고 있는 것이 전자현미경 관찰에 의해 밝혀졌다. 미국의 학회의 일부에서 이 강이 ε탄화물과 함께 관심의 대상이 되어 있는 것은 본원 발명자가 비특허 문헌 1의 원고를 미국의 저널에 투고하여 레프리와 교환하는 중에서 겨우 알아낸 것이었다. 이 물줄기로부터 특허 문헌 3에 열거한 분산 ε탄화물에 의한 고강도·고인성의 일반 용도 특수강철이 탄생했다. 그러나 그 제조에는 특수한 용해로와 복잡한 열처리가 요구되는 난점이 있다. 본원 발명은 신규이면서 독창적인 발상에 의거하여 고강도(또한 고인성)·고 내수소취화 특성의 범용강을 우리나라의 여전히 선진적 철강 기술을 구사하여 제조하고자 하는 것이다. 그 기술적 파급 효과는 크다.
본원의 일본 출원을 한 후에 상기 실시례의 초반에 기재한 T. G. O. Berg 저의 비특허 문헌 2의 원 논문(T. G. O. Berg 저 비특허 문헌 8)을 입수할 수 있었다. 그 Berg 원 논문은, COVID-19의 만연에 의해 도서관이 로크 아웃되어 있어서 본원의 일본 출원 작성시에는 입수가 불가능 했었다. 비특허 문헌 8(1959년 구두 발표, 후에 1961년 논문 발표)은 비특허 문헌 2(1962년 발표)의 상위 문헌(mother paper)이다. 비특허 문헌 8을 상세히 검토한 결과 Berg의 실험은 결정화학 실험으로서는 매우 불완전하다고 판명됐다. 또한 Berg가 상정하고 있던 탄화물은 1973년이 되어 육방정 ε탄화물이 아니라 결정 구조가 다른 탄화물 Fe5C2라고 X선 해석(X-ray diffraction)의 전문가에 의해 최종적으로 결착되었다. 이것들의 2중의 의미에서 Berg은 ε탄화물을 논하지 않았던 것이 된다. 이러한 것들의 사정은 본원 발명자에 의해 연구 논문으로서 최근 발표되었다(2021년 2월 23일 공표, 참고 문헌 1). 그 전체 내용은 인용으로서 본서에 차례로 들어가 기재되는 것으로 한다.
(참고 문헌 1)
Michio Shimotomai, "Heuristic Design of Advanced Martensitic Steels That Are Highly Resistant to Hydrogen Embrittlement by ε-Carbide" Metals, 2021, 11(2): 370. https://doi.org/10.3390/met11020370
또한 상기한 특허 문헌, 비특허 문헌의 각 개시는 본서에 인용으로서 차례로 들어가 기재되어 있는 것으로 하고, 필요에 응하여 본 발명의 기초 내지 일부로서 이용할 수 있는 것으로 한다. 본 발명의 전체 개시(특허청구의 범위 및 도면을 포함)의 틀 내에서 또한 그 기본적 기술 사상에 의거하여 실시 형태 내지 실시례의 변경·조정이 가능하다. 또한 본 발명의 전체 개시의 틀 내에서 여러 가지의 개시 요소(각 청구항의 각 요소, 각 실시 형태 내지 실시례의 각 요소, 각 도면의 각 요소 등을 포함한다)의 다양한 조합 내지 선택(필요에 의해 불선택)이 가능하다. 즉, 본 발명은 청구의 범위 및 도면을 포함하는 전체 개시, 기술적 사상에 따라 당업자라면 할 수 있을 각종 변형, 수정을 포함하는 것은 물론이다. 또한 본원에 기재된 수치 및 수치 범위에 관해서는 명기가 없더라도 그 임의의 중간치, 하위 수치 및 소범위가 기재되어 있는 것으로 간주된다. 또한 상기 인용한 문헌의 각 개시 사항은 필요에 응하여 본원 발명의 취지에 준거하여 본원 발명의 개시의 일부로 하여 그 일부 또는 전부를 본서의 기재 사항과 조합시켜 이용하는 것도, 본원의 개시 사항에 포함되는(속한) 것으로 간주된다.

Claims (15)

  1. 질량%로,
    C: 0.15%∼0.35%,
    Si: 0.8%∼2.5%,
    Mn: 0.8%∼2.5%,
    Al: 0.03%∼2.0%,
    N: 0.002%∼0.010%,
    P: 0.01% 이하,
    S: 0.01% 이하,
    O: 0.01% 이하,
    B: 0.0001%∼0.005%,
    Nb: 0.0%∼0.05%,
    Ti: 0.0%∼0.2%,
    V: 0.0%∼0.05%,
    Mo: 0.0%∼1.0%,
    Cr: 0.0%∼1.0%,
    Ni: 0.01%∼1.0%,
    Cu: 0.05%∼1.0%,
    Ca, Mg 및 REM 중 적어도 1종: 0.0005%∼0.01%,
    또한,
    잔부: Fe 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 가지고,
    크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 ε탄화물이 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출하고 있는 마르텐사이트상 내지 베이나이트상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 Nb, 상기 Ti 및 상기 V 중 적어도 1종을 함유하고,
    상기 Mo 및 상기 Cr 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 ε탄화물 중에 알루미늄 질화물을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 Al와 상기 N과의 질량%로의 비율은, 7보다 큰 것을 특징으로 하는 강재.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    체적분율로 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상이 70% 이상 90% 미만 존재하는 것을 특징으로 하는 강재.
  6. 제5항에 있어서,
    체적분율로 잔류 오스테나이트상이 5% 이상 30% 미만 또한 그 밖의 적어도 페라이트를 포함하는 상이 20% 미만 존재하는 것을 특징으로 하는 강재.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
    항복 강도가 1000㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 강재.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    항장력이 1200㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 강재.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    신률이 12% 이상인 것을 특징으로 하는 강재.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    U형 굽힘 가공한 꼬리표 형상 시험편을 0.1% 티오시안산 암모늄 용액에 적어도 100시간 침지하여 파괴되지 않는 것을 특징으로 하는 강재.
  11. 제1항에 기재된 강재를 제조하기 위한 강재의 제조 방법으로서,
    상기 강재를 열간 압연한 후로부터 실온으로 냉각할 때에 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상이 형성되도록 냉각함에 의해 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 중에 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정과,
    그 후, 100℃ 이상 300℃ 미만으로 템퍼링을 행함에 의해 상기 알루미늄 질화물을 핵으로 하여 상기 ε탄화물을 성장시키는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 ε탄화물을 성장시키는 공정에서는 상기 마르텐사이트상 내지 베이나이트상 내에, 크기가 2㎚ 이상 150㎚ 이하인 상기 ε탄화물을 1㎟당 1×106개 이상의 밀도로 분산 석출시키는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
  13. 제 11항 또는 제 12항에 있어서,
    상기 ε탄화물을 성장시키는 공정에서는 100℃ 이상 300℃ 미만의 온도 범위에서 60초 이상 900초 이하의 시간에 유지하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
  14. 제11항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정에서는 냉각 속도가 0.1℃/s∼200℃/s인 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
  15. 제11항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 알루미늄 질화물을 분산 석출시키는 공정 전에,
    제1항에 기재된 강재의 화학 조성으로 조정된 용강으로부터 슬래브를 용제하는 공정과,
    상기 슬래브에 열간 압연을 시행하여 열연 강재를 제작하는 공정과,
    상기 열연 강재에 냉간 압연을 시행하여 냉연 강재를 제작하는 공정과,
    상기 냉연 강재에 소둔을 시행하여 소둔 강재를 제작하는 공정을 더 포함하고,
    상기 냉연 강재를 제작하는 공정에서는 30% 이상의 압하율로 냉간 압연을 시행하고,
    상기 소둔 강재를 제작하는 공정에서는 상기 냉연 강재를 Ae3점-10℃ 이상 920℃ 이하의 온도영역으로 가열해 120초 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조 방법.
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