KR20230016210A

KR20230016210A - 강판 및 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20230016210A
Application number: KR1020227045234A
Authority: KR
Inventors: 아리사 이케다; 겐고 다케다
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2020-09-30
Filing date: 2021-08-16
Publication date: 2023-02-01
Also published as: CN115735012A; EP4223899A1; EP4223899A4; JP7401826B2; US20230193415A1; WO2022070636A1; JPWO2022070636A1; MX2022015467A

Abstract

본 실시 형태에 관한 강판은, Ti 함유량 및 N 함유량이 Ti-3.5×N≥0.003을 충족하고, 판 두께 1/4 위치에 있어서, 금속 조직이 체적 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트를 포함하고, 판 두께 1/4 위치에 있어서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 3.5×10⁴개/㎟ 이상이며, 판 두께 1/4 위치에 있어서, Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 5.00％ 이하이고, 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상이다.

Description

강판 및 강판의 제조 방법

본 발명은, 강판 및 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2020년 9월 30일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2020-165790호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하여, 안전성을 확보하면서 자동차 차체를 경량화하는 시도가 진행되고 있다. 그러나 일반적으로, 강판의 강도를 높이면, 지연 파괴가 발생하기 쉬워진다. 지연 파괴란, 부식 등에 기인하여 환경으로부터 강 중에 침입하는 수소가, 강의 강도 및 파괴 특성을 열화시켜, 균열 및 파단을 발생시키는 현상이다. 강판의 강도가 높을수록, 지연 파괴에 대한 감수성이 높다. 기계 부품의 강도를 한층 높이는 관점에서, 이것에 적용되는 고강도 강판에는, 우수한 지연 파괴 특성이 요구된다. 여기서 「지연 파괴 특성」이란, 지연 파괴에 대한 저항력의 지표이다. 지연 파괴를 발생시키기 어려운 강판은, 지연 파괴 특성이 양호하다고 판단된다.

또한, 기계 부품에 사용되는 고강도 강판에는, 기계 부품의 강성 및 제조의 용이성의 양쪽을 확보하기 위해, 우수한 강도 연성 밸런스도 요구된다. 여기서 「강도 연성 밸런스」란, 강판의 인장 강도 TS와 신장률 EL을 곱한 값에 의해 평가되는 값이다.

덧붙여, 기계 부품의 장수명화 관점에서, 이것에 적용되는 고강도 강판에는, 우수한 피로 특성도 요구된다. 피로 특성은, 예를 들어 항복비에 의해 평가되는 값이다. 항복비란, 항복 응력을 인장 강도로 나눈 값이다.

고강도 강판의 선행 기술로서, 예를 들어 이하에 예로 드는 것이 있다.

특허문헌 1에는, 질량％로 C: 0.04％ 이상, 0.15％ 이하, Si: 0.01％ 이상, 0.25％ 이하, Mn: 0.1％ 이상, 2.5％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.005％ 이상, 0.05％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.01％ 이상, 0.12％ 이하, B: 0.0003％ 이상, 0.0050％ 이하, 잔부: Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 성분 조성을 갖고, 조직의 90％ 이상이 마르텐사이트이며, TiC 석출량이 0.05％ 이하이고, JIS G 0202에 규정하는 A계 개재물의 청정도가 0.010％ 이하인 것을 특징으로 하는 외관이 우수하고, 인성과 항복 강도의 등방성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1에 있어서는, 지연 파괴에 대하여 전혀 검토되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 1에 기재된 강판에서는, C 함유량이 0.15％ 이하이고, 인장 강도는 대략 1300MPa 이하이다. C 함유량이 0.20％ 이상의 고강도 강판에 있어서 지연 파괴 특성을 향상시키기 위한 방법을, 특허문헌 1은 시사하고 있지 않다.

특허문헌 2에는, 성분 조성은, 질량％로, C: 0.20％ 이상 0.45％ 미만, Si: 0.50％ 이상 2.50％ 이하, Mn: 1.5％ 이상 4.0％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Ti: 0.020％ 이상 0.150％ 이하, N: 0.0005％ 이상 0.0070％ 이하, O: 0.0050％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로, 페라이트와 베이나이트의 합계가 30％ 이상 70％ 이하, 잔류 오스테나이트가 15％ 이상 및 마르텐사이트가 5％ 이상 35％ 이하이며, 또한, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 3.0㎛ 이하이고, 조직 중에, 긴 직경이 5nm 이상 100nm 이하인, TiC와 TiC를 포함하는 복합 석출물의 합계가 1㎟당 2×10⁵개 이상을 갖고, 또한, 긴 직경이 250nm 이상인, Ti를 포함하는 탄화물, 질화물, 산화물 및 이들을 포함하는 복합 석출물의 합계가 1㎟당 8×10³개 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 2에 기재된 강판에 있어서, 강 중에 침입한 수소를 무해화하기 위한 수단은, Mn량 및 P량의 제어만으로 되어 있다. 그 때문에, 특허문헌 2에 기재된 강판에 있어서도, 지연 파괴 특성을 한층 향상시킬 여지가 있다.

특허문헌 3에는, 내마모 강판이며, 질량％로, C: 0.20 내지 0.45％, Si: 0.01 내지 1.0％, Mn: 0.3 내지 2.5％, P: 0.020％ 이하, S: 0.01％ 이하, Cr: 0.01 내지 2.0％, Ti: 0.10 내지 1.00％, B: 0.0001 내지 0.0100％, Al: 0.1％ 이하, 및 N: 0.01％ 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 상기 내마모 강판의 표면으로부터 1mm의 깊이에 있어서의 마르텐사이트의 체적 분율이 90％ 이상이며, 상기 내마모 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 구 오스테나이트 입경이 80㎛ 이하인 조직을 갖고, 상기 내마모 강판의 표면으로부터 1mm의 깊이에 있어서의, 0.5㎛ 이상의 크기를 갖는 TiC 석출물의 개수 밀도가 400개/㎟ 이상이며, 판 두께 중심 편석부에 있어서의, Mn의 농도[Mn](질량％)와 P의 농도[P](질량％)가 0.04[Mn]+[P]<0.50을 충족하는, 내마모 강판이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 3에 기재된 강판에 있어서는, 내마모성의 향상을 위해 조대한 TiC가 사용되고 있다. 본 발명자들의 지견에 의하면, TiC의 조대화는, 지연 파괴 특성을 손상시킨다고 생각된다.

일본 특허 공개 제2014-47414호 공보 일본 특허 공개 제2018-3114호 공보 국제 공개 제2017/183057호

본 발명은 고강도를 갖고, 강도 연성 밸런스가 우수하고, 지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 피로 특성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 조성으로서, 단위 질량％로 C: 0.20％ 이상, 0.45％ 이하, Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하, Mn: 1.20％ 이상, 3.50％ 이하, P: 0.040％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.001％ 이상, 0.100％ 이하, N: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ti: 0.005％ 이상, 0.100％ 이하, B: 0％ 이상, 0.010％ 이하, O: 0.006％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Nb: 0％ 이상, 0.20％ 이하, Cr: 0％ 이상, 0.50％ 이하, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하, W: 0％ 이상, 0.100％ 이하, Ta: 0％ 이상, 0.10％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하, Co: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Sb: 0％ 이상, 0.050％ 이하, As: 0％ 이상, 0.050％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.050％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하, Y: 0％ 이상, 0.050％ 이하, Zr: 0％ 이상, 0.050％ 이하, La: 0％ 이상, 0.050％ 이하 및 Ce: 0％ 이상, 0.050％ 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, Ti 함유량 및 N 함유량이 하기 식 1을 충족하고, 판 두께 1/4 위치에 있어서, 금속 조직이 체적 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 판 두께 1/4 위치에 있어서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 3.5×10⁴개/㎟ 이상이며, 상기 판 두께 1/4 위치에 있어서, Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 5.00％ 이하이고, 상기 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상이며, 인장 강도가 1310MPa 이상이다.

Ti-3.5×N≥0.003(식 1)

여기서, 상기 식 1에 포함되는 원소 기호 Ti 및 N은, 상기 강판의 상기 Ti 함유량 및 상기 N 함유량을 의미한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금을 가져도 된다.

(3) 본 발명의 다른 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 (1)에 기재된 화학 성분을 갖는 주편을, 마무리 압연 종료 온도를 Ac3점 이상으로 하여 열간 압연하여 강판을 얻는 공정과, 상기 강판을, 권취 온도를 500℃ 이하로 하여 권취하는 공정과, 상기 강판을, 압하율을 0 내지 20％로 하여 냉간 압연하는 공정과, 상기 강판을, 700℃ 이상의 온도역에 있어서의 산소 포텐셜을 -1.2 이상 0 이하로 하여, Ac3점 이상의 온도역에서 어닐링하는 공정을 구비하고, 상기 어닐링에 있어서 상기 강판을 Ac3점 이상의 상기 온도역까지 가열할 때에 상기 강판을, 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에 70 내지 130초 체류시키고, 상기 어닐링에 있어서 상기 강판을 Ac3점 이상의 상기 온도역으로부터 냉각할 때에 상기 강판을, 700℃ 내지 500℃의 온도 범위 내에 4 내지 25초 체류시킨다.

(4) 상기 (3)에 기재된 강판의 제조 방법은, 어닐링된 상기 강판을 템퍼링하는 공정을 더 구비해도 된다.

(5) 상기 (3) 또는 (4)에 기재된 강판의 제조 방법은, 어닐링된 상기 강판에 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금하는 공정을 더 구비해도 된다.

본 발명에 따르면, 고강도를 갖고, 강도 연성 밸런스가 우수하고, 지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 피로 특성이 우수한 강판, 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

본 발명자들은, 지연 파괴 특성을 향상시키기 위한 수단으로서, TiC에 착안하였다. TiC는, 수소 트랩 사이트로서 작용하므로, 강 중에 침입한 수소를 무해화할 수 있다.

그러나, 원 환산 직경 500nm 초과의 조대한 TiC로부터는, 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. TiC를 통한 지연 파괴 특성의 향상을 위해서는, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 미세한 TiC를 강판 중에 다량으로 분산시킬 필요가 있다. 본 발명자들은, TiC를 미세 분산시키는 수단에 대하여 검토를 거듭하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 이하와 같이 제조된 강판을 어닐링하는 것이, TiC의 미세 분산을 위해 매우 유효한 것을 지견하였다.

(A) 어닐링 전의 강판 조직을, 주로 베이나이트 및／또는 마르텐사이트로 구성되는 것으로 한다.

(B) 어닐링 전의 강판에, Ti가 고용 상태로 함유되도록 한다.

(C) 어닐링 전의 강판으로의, 냉간 압연에 의한 전위의 도입량을 제어한다.

(D) 어닐링을 위한 가열 및 어닐링 후의 냉각 시에, 강판의 온도를 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에 체류시킨다.

(A) 먼저, 어닐링 전의 강판 조직을, 주로 베이나이트 및／또는 마르텐사이트로 구성되는 것으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 저온 변태 조직에는, 전위가 많이 포함되어 있다. 이 전위를 TiC의 석출 사이트로서 활용함으로써, 강판을 어닐링하기 위해 승온할 때에 강판에 TiC를 미세 석출시킬 수 있다.

또한, 이 저온 변태 조직에 포함되는 전위와 입계에 의해, 강판의 어닐링 중에 Mn의 편석을 감소시켜서, 강판의 특성을 한층 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 어닐링 전의 강판 조직을 주로 베이나이트 및／또는 마르텐사이트로 하는 것에는, Mn 편석을 경감하는 효과도 있다. 또한, 어닐링 전의 강판 조직은, 어닐링 시에 일단 오스테나이트 변태한다. 그 때문에, 어닐링 후의 강판의 조직은, 어닐링 전의 강판 조직과 반드시 일치하지 않는 것에 유의하기 바란다.

(B) 다음에, 어닐링 전의 강판에, Ti가 고용 상태로 함유되도록 하는 것이 바람직하다. 통상, Ti를 함유하는 고강도 강판에서는, Ti는 질소 고정 원소로서 사용된다. N은, B와 결합하여 BN을 형성하고, B에 의한 ??칭성 향상 효과를 손상시키는 원소이다. 한편, N은 Ti와 결합하여 TiN을 형성한다. 그 때문에, 강판에 Ti를 함유시키고, 이를 사용하여 TiN을 생성함으로써, 강판의 ??칭성을 높여, 강판의 강도를 높일 수 있다.

그러나, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 있어서는, 어닐링 전의 단계에서, Ti를 고용 상태에서 강 중에 존재시키는 것이 바람직하다. 어닐링 전의 단계에서 TiN으로서 존재하는 Ti는, 어닐링 과정에 있어서 TiC를 형성하지 않기 때문이다. 어닐링 전의 강판에 있어서 Ti를 매트릭스에 고용시켜 두면, 어닐링을 위한 승온 시에, 고용 Ti가 TiC를 형성한다.

(C) 또한, 어닐링 전의 강판으로의 전위의 도입을 제어한다. 상술한 바와 같이, 어닐링 전의 강판에 포함되는 전위는, 어닐링 중에 Mn 편석을 경감하는 효과를 갖는다. 한편, 과잉량의 전위를 갖는 강판을 어닐링하면, 승온 시에 전위가 강판의 조직 재결정을 촉진하고, 승온 중의 강판의 결정 입경을 증대시키기 때문이다.

어닐링을 위한 승온 중의 강판의 결정립계는, TiC의 석출 사이트로서 작용한다. 승온 중의 강판의 결정 입경이 미세할수록, TiC의 석출 사이트인 결정립계가 많아지고, TiC의 개수 밀도가 증대한다. 환언하면, 어닐링 전의 강판 전위량이 과잉이면, 어닐링을 위한 승온 시에, TiC가 조대화되고, 그 개수 밀도가 불충분해진다.

어닐링 전의 강판 조직을, 주로 베이나이트 및／또는 마르텐사이트로 구성되는 것으로 한 경우, 이미 저온 변태 조직에서 유래되는 전위가 강판에 적지 않게 포함된다. 그 때문에, 냉간 압연에 있어서의 압하율을 저감하거나, 또는 냉간 압연을 생략함(환언하면, 냉간 압하율을 0％로 함)으로써, 전위의 양이 과잉이 되는 것을 방지하는 것이 바람직하다.

(D) 덧붙여, 어닐링을 위한 가열 및 어닐링 후의 냉각 시에, 강판의 온도를 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에 체류시킨다.

TiC는, 500℃ 내지 700℃의 온도 범위에 있어서 석출된다. 어닐링을 위한 가열 시에, 강판의 온도를 500℃ 내지 700℃의 온도 범위로 일정 시간 유지함으로써, 고용 상태에서 강 중에 존재하는 Ti를, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 미세한 TiC로서 석출시킬 수 있다.

단, 가열 시에 석출된 TiC의 일부는, 강판의 온도가 Ac3점 이상인 온도 범위 내에서 유지될 때에 용해된다. 그 때문에, 어닐링 후의 냉각 시에도, 강판의 온도를 500℃ 내지 700℃의 온도 범위로 일정 시간 유지함으로써, TiC를 재석출시킬 필요가 있다.

상술한 요소 (A) 내지 (D)의 상승 효과에 의해, 강판의 TiC를 현저하게 미세화하고, 그 개수 밀도를 증대시킬 수 있는 것을 본 발명자들은 지견하였다. 덧붙여, 본 발명자들은, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 미세한 TiC를 함유하는 강판의 표면에, 탈탄 등의 수단에 의해 형성된 연질층을 형성함으로써, 지연 파괴 특성이 한층 향상되는 것도 지견하였다. 또한, 미세 분산된 TiC는, 지연 파괴 특성뿐만 아니라, 강판의 피로 강도도 향상시키는 작용이 있는 것을 본 발명자들은 지견하였다.

이들의 지견에 기초하여 얻어진, 본 실시 형태에 관한 강판에 대해서, 이하에 상세하게 설명한다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분에 대하여 설명한다. 여기서, 합금 원소의 함유량 단위 「％」는, 질량％를 의미한다. 또한 상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 강판은 그 표층에 연질층을 갖지만, 이하에 설명하는 화학 성분은, 연질층 이외의 개소의 화학 성분이다. 따라서, 강판의 화학 성분을 측정할 때는, 그 표층으로부터 충분히 떨어진 개소(예를 들어 판 두께 중심부)를 측정 영역으로 할 필요가 있다.

(C: 0.20％ 이상, 0.45％ 이하)

C는, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 충분한 인장 강도를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.20％ 이상으로 할 필요가 있다. C 함유량을 0.200％ 이상, 0.22％ 이상, 0.25％ 이상, 또는 0.30％ 이상으로 해도 된다.

한편, C 함유량이 과잉이면, 지연 파괴 특성의 열화를 초래하거나, 용접성이 현저하게 저하되거나 한다. 따라서, C 함유량을 0.45％ 이하로 한다. C 함유량을 0.450％ 이하, 0.42％ 이하, 0.40％ 이하, 또는 0.35％ 이하로 해도 된다.

(Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하)

Si는 강판에 고용 강화를 발생시키고, 또한 마르텐사이트의 템퍼링 연화를 억제함으로써, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Si 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량을 0.10％ 이상, 0.20％ 이상, 또는 0.50％ 이상으로 해도 된다.

한편, Si 함유량이 과잉이면, 강판의 연성이 손상되고, 기계 부품의 재료로서 사용하는 것이 어려워질 우려가 있다. 또한, Si 함유량이 과잉이면, 도금성이 저하되고, 비도금이 발생하기 쉬워진다. 따라서, Si 함유량을 2.50％ 이하로 한다. Si 함유량을 2.00％ 이하, 1.50％ 이하, 또는 1.00％ 이하로 해도 된다.

(Mn: 1.20％ 이상, 3.50％ 이하)

Mn은, 강판의 ??칭성을 향상시키고, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 1.2％ 이상 또는 1.20％ 이상으로 한다. Mn 함유량을 1.5％ 이상, 1.50％ 이상, 1.8％ 이상, 1.80％ 이상, 2.0％ 이상, 또는 2.00％ 이상으로 해도 된다.

한편, Mn 함유량이 과잉이면, 도금성, 가공성 및 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Mn 함유량을 3.5％ 이하 또는 3.50％ 이하로 한다. Mn 함유량을 3.2％ 이하, 3.20％ 이하, 3.0％ 이하, 3.00％ 이하, 2.5％ 이하, 또는 2.50％ 이하로 해도 된다.

(P: 0.040％ 이하)

P는, 결정립계에 편석되어, 강판을 취화시키는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 따라서 P 함유량은 0％여도 된다. 한편, P 함유량을 과잉으로 저감하면, 정련 비용이 급등한다. 0.040％ 이하의 P라면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. P 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. P 함유량을 0.0400％ 이하, 0.035％ 이하, 0.030％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(S: 0.010％ 이하)

S는 열간 취성을 발생시키고, 또한, 용접성 및 내식성을 손상시키는 원소이므로, 적을수록 바람직하다. 따라서 S 함유량은 0％여도 된다. 한편, S 함유량을 과잉으로 저감하면, 정련 비용이 급등한다. 0.010％ 이하의 S이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. S 함유량을 0.001％ 이상, 0.003％ 이상, 또는 0.005％ 이상으로 해도 된다. S 함유량을 0.0100％ 이하, 0.009％ 이하, 0.008％ 이하, 또는 0.007％ 이하로 해도 된다.

(Al: 0.001％ 이상, 0.100％ 이하)

Al은 탈산 효과를 갖는 원소이다. 또한, Al은 철계 탄화물의 생성을 억제하고, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량을 0.005％ 이상, 0.010％ 이상, 또는 0.020％ 이상으로 해도 된다.

한편, Al 함유량이 과잉이면, 페라이트 분율이 상승하여, 강판의 강도가 손상될 우려가 있다. 그 때문에, Al 함유량을 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량을 0.080％ 이하, 0.050％ 이하, 또는 0.030％ 이하로 해도 된다.

(N: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하)

N은 Ti와 결합하여 TiN을 형성하고, 이에 의해 TiC의 생성량을 감소시키는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판의 특성을 확보하는 관점에서는, N 함유량은 0％여도 된다. 한편, N 함유량을 과잉으로 저감하면, 정련 비용이 급등하므로, N 함유량의 하한값을 0.0001％로 한다. 0.0100％ 이하의 N이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. N 함유량을 0.0001％ 이상, 0.0002％ 이상, 또는 0.0005％ 이상으로 해도 된다. N 함유량을 0.0090％ 이하, 0.0085％ 이하, 또는 0.0080％ 이하로 해도 된다.

(Ti: 0.005％ 이상, 0.100％ 이하)

Ti는 C와 결합하여 TiC를 형성하는 원소이다. TiC는 수소 트랩 사이트로서 작용함으로써, 지연 파괴 특성을 향상시킨다. 또한, TiC는 피닝 효과에 의해 구 오스테나이트 입자를 미세화하고, 입계 파괴 균열을 억제함으로써도, 지연 파괴 특성을 향상시킨다. 이들 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. Ti 함유량을 0.010％ 이상, 0.020％ 이상, 또는 0.030％ 이상으로 해도 된다.

한편, Ti 함유량이 과잉이면, 그 효과가 포화되고, 제조 비용이 증대한다. 또한, Ti 함유량이 과잉이면, TiC가 다량으로 석출되고, 고용 C량이 감소하므로, 인장 강도가 손상되는 경우도 있다. 그 때문에, Ti 함유량을 0.100％ 이하로 한다. Ti 함유량을 0.080％ 이하, 0.060％ 이하, 또는 0.050％ 이하로 해도 된다.

(B: 0％ 이상, 0.010％ 이하)

B는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, B 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, B는 강판의 ??칭성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, B 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.005％ 이상으로 해도 된다. 단, B 함유량이 과잉인 경우, 그 효과가 포화되고, 제조 비용이 증대한다. 그 때문에, B 함유량을 0.010％ 이하, 0.0100％ 이하, 0.009％ 이하, 또는 0.008％ 이하로 해도 된다.

(O: 0.006％ 이하)

O는 다양한 산화물을 형성하고, 강판의 기계 특성에 악영향을 미치는 원소이며, 적을수록 바람직하다. 따라서 O 함유량은 0％여도 된다. 한편, O 함유량을 과잉으로 저감하면, 정련 비용이 급등한다. 0.006％ 이하의 O이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. O 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. O 함유량을 0.005％ 이하, 0.004％ 이하, 또는 0.003％ 이하로 해도 된다.

(Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하)

Mo는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Mo 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Mo는 강판의 ??칭성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Mo 함유량이 과잉인 경우, 강판의 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Mo 함유량을 0.50％ 이하, 0.500％ 이하, 0.30％ 이하, 또는 0.20％ 이하로 해도 된다.

(Nb: 0％ 이상, 0.20％ 이하)

Nb는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Nb 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Nb는 강판의 결정 입경을 작게 하고, 그 인성을 한층 높일 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Nb 함유량이 과잉인 경우, 그 효과가 포화되고, 제조 비용이 증대한다. 그 때문에, Nb 함유량을 0.20％ 이하, 0.200％ 이하, 0.10％ 이하, 또는 0.050％ 이하로 해도 된다.

(Cr: 0％ 이상, 0.50％ 이하)

Cr은 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Cr 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Cr은 강판의 ??칭성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.005％ 이상으로 해도 된다. 단, Cr 함유량이 과잉인 경우, 강판의 연성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, Cr 함유량을 0.50％ 이하, 0.500％ 이하, 0.30％ 이하, 또는 0.10％ 이하로 해도 된다.

(V: 0％ 이상, 0.50％ 이하)

V는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, V 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, V는 탄화물을 형성하여 조직을 미세화하고, 강판의 인성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, V 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상, 또는 0.10％ 이상으로 해도 된다. 단, V 함유량이 과잉인 경우, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, V 함유량을 0.50％ 이하, 0.500％ 이하, 0.40％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.

(Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하)

Cu는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Cu 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Cu는 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Cu 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상, 또는 0.10％ 이상으로 해도 된다. 단, Cu 함유량이 과잉인 경우, 강판의 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량을 1.00％ 이하, 1.000％ 이하, 0.80％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.

(W: 0％ 이상, 0.100％ 이하)

W는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, W 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 된다. 이 효과를 얻기 위해, W 함유량을 0.01％ 이상, 0.02％ 이상, 또는 0.03％ 이상으로 해도 된다. 단, W 함유량이 과잉인 경우, 조대한 W 석출물 또는 정출물의 생성을 초래하고, 이 조대한 W 석출물 또는 정출물에서는 균열이 발생하기 쉬워, 낮은 부하 응력에서 강재 내를 이 균열이 전파되므로, 지연 파괴 특성(내수소 취성)은 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, W 함유량을 0.09％ 이하, 0.090％ 이하, 0.08％ 이하, 0.080％ 이하, 또는 0.030％ 이하로 해도 된다.

(Ta: 0％ 이상, 0.10％ 이하)

Ta는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Ta 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Ta는 탄화물을 형성하여 조직을 미세화하고, 강판의 인성을 향상시킬 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, Ta 함유량을 0.01％ 이상, 0.02％ 이상, 또는 0.03％ 이상으로 해도 된다. 단, Ta 함유량이 과잉인 경우, 강판의 성형성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, Ta 함유량을 0.10％ 이하, 0.100％ 이하, 0.09％ 이하, 0.08％ 이하, 또는 0.03％ 이하로 해도 된다.

(Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하)

Ni는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Ni 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Ni는 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Ni 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상, 또는 0.10％ 이상으로 해도 된다. 단, Ni 함유량이 과잉인 경우, 제조 시 및 제조 시의 제조성에 악영향을 미치거나, 지연 파괴 특성을 저하시킬 우려가 있다. 그 때문에, Ni 함유량을 1.00％ 이하, 1.000％ 이하, 0.80％ 이하, 또는 0.30％ 이하로 해도 된다.

(Co: 0％ 이상, 0.50％ 이하)

Co는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Co 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Co는 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Co 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상, 또는 0.10％ 이상으로 해도 된다. 단, Co 함유량이 과잉인 경우, 조대한 Co 탄화물의 석출을 초래하고, 이 조대한 Co 탄화물을 기점으로 하여 균열이 생성되기 때문에, 지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, Co 함유량을 0.50％ 이하, 0.500％ 이하, 0.30％ 이하, 또는 0.20％ 이하로 해도 된다.

(Mg: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Mg는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Mg 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Mg는 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Mg 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Mg 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Mg 함유량을 0.050％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하)

Ca는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Ca 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Ca는 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Ca 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Ca 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Ca 함유량을 0.040％ 이하, 0.030％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Y: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Y는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Y 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Y는 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Y 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Y 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Y 함유량을 0.050％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Zr: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Zr은 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Zr 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Zr은 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Zr 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Zr 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Zr 함유량을 0.050％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(La: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

La는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, La 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, La는 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, La 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, La 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, La 함유량을 0.050％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Ce: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Ce는 본 실시 형태에 관한 강판의 과제를 해결함에 있어서 필수는 아니다. 그 때문에, Ce 함유량의 하한값은 0％이다. 한편, Ce는 황화물 및 산화물의 형태를 제어하고, 강판의 굽힘 성형성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해, Ce 함유량을 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상으로 해도 된다. 단, Ce 함유량이 과잉인 경우, 조대한 개재물의 형성에 의해 지연 파괴 특성의 저하를 야기할 우려가 있다. 그 때문에, Ce 함유량을 0.050％ 이하, 0.040％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물을 포함한다. 불순물이란, 예를 들어 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다. 불순물의 예로서, Sn, Sb 및 As를 들 수 있다. 단, Sn, Sb 및 As는 불순물의 일례에 지나지 않는다.

(Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Sn은, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, Sn은, 강판의 냉간 성형성의 저하를 야기할 우려가 있다. 이 때문에, Sn의 함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서 Sn 함유량은 0％여도 된다. 한편, Sn 함유량을 과잉으로 저감하고, 0.001％ 미만으로 하면, 정련 비용이 급등한다. 따라서, Sn 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. 또한, 0.050％ 이하의 Sn이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. Sn 함유량을 0.040％ 이하, 0.030％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Sb: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

Sb는, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, Sb는, 입계에 편석되어 입계의 취화 및 연성의 저하를 야기하거나, 냉간 성형성의 저하를 초래하거나 할 우려가 있다. 이 때문에, Sb의 함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서 Sb 함유량은 0％여도 된다. 한편, Sb 함유량을 과잉으로 저감하고, 0.001％ 미만으로 하면, 정련 비용이 급등한다. 따라서, Sb 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. 또한, 0.050％ 이하의 Sb이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. Sb 함유량을 0.040％ 이하, 0.030％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(As: 0％ 이상, 0.050％ 이하)

As는, 강판의 원료로서 스크랩을 사용한 경우에, 강판에 함유될 수 있는 원소이다. 또한, As는, 입계에 편석되어 입계의 취화 및 연성의 저하를 야기하거나, 냉간 성형성의 저하를 초래하거나 할 우려가 있다. 이 때문에, As의 함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서 As 함유량은 0％여도 된다. 한편, As 함유량을 과잉으로 저감하고, 0.001％ 미만으로 하면, 정련 비용이 급등한다. 따라서, As 함유량을 0.001％ 이상, 0.002％ 이상, 또는 0.003％ 이상으로 해도 된다. 한편, 0.050％ 이하의 As이면, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서 허용된다. As 함유량을 0.040％ 이하, 0.030％ 이하, 또는 0.020％ 이하로 해도 된다.

(Ti 함유량 및 N 함유량의 관계)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 지연 파괴 특성의 향상을 위해 TiC를 사용한다. TiC를 다량 또한 미세하게 분산시키기 위해서는, 상술한 바와 같이, Ti가 고용 상태에서 포함된 강판을 어닐링하는 것이 바람직하다. 그러나, 강 중에 포함되는 N은, Ti와 결합하여 TiN을 생성하고, 고용 상태에서 강 중에 포함되는 Ti(고용 Ti)의 양을 감소시킨다.

어닐링 전의 강판에 있어서 충분한 양의 고용 Ti를 확보하기 위해, 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, Ti 함유량 및 N 함유량이 하기 식 1을 충족할 필요가 있다.

Ti-3.5×N≥0.003(식 1)

여기서, 식 1에 포함되는 원소 기호 Ti 및 N은, 강판의 Ti 함유량 및 N 함유량을 의미한다. 「Ti-3.5×N」은, 강판에 포함되는 N이 모두 Ti와 결합하였다고 가정한 경우의, TiN을 형성하지 않는 Ti의 양을 의미한다. 어닐링 등의 수단에 의해 TiC를 석출시키기 전의 강판에 있어서 「Ti-3.5×N」은, 대략 고용 Ti량과 일치한다고 추정된다. 따라서, 화학 성분이 식 1을 충족하는 강판에 있어서는, 고용 Ti량이 약 0.003질량％ 이상이라고 추정된다. 식 1을 충족하도록 강판의 화학 성분을 제어함으로써, TiC의 재료가 되는 고용 Ti를, 어닐링 전의 강판에 있어서 충분히 확보할 수 있다. 「Ti-3.5×N」을, 0.005 이상, 0.010 이상, 0.015 이상, 또는 0.020 이상으로 해도 된다.

또한, Ti-3.5×N의 상한값은 특별히 한정되지 않는다. Ti 함유량이 상술한 범위 내에서 최댓값이며, 또한 N 함유량이 상술한 범위 내에서 최솟값일 때의 Ti-3.5×N의 값 「0.0965」가, Ti-3.5×N이 실질적인 상한값이다. 또한, Ti-3.5×N을 0.095 이하, 0.092 이하, 0.090 이하, 0.080 이하, 또는 0.060 이하로 해도 된다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직, Mn 편석 상태 및 개재물에 대하여 설명한다. 또한, 이들 평가 방법에 대해서도, 아울러 설명한다. 또한, 금속 조직, Mn 편석 상태 및 개재물은, 모두 판 두께 1/4 위치에 있어서 평가된다. 판 두께 1/4 위치란, 강판의 표면으로부터, 강판의 두께 약 1/4의 깊이 위치이다. 판 두께 1/4 위치는, 열 처리 시에 가장 온도가 변동되기 쉬운 강판의 표면과, 가장 온도가 변동되기 어려운 강판의 판 두께 방향 중심, 즉 판 두께 1/2 위치와의 중간점에 있다. 그 때문에, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 조직은, 강판 전체의 조직을 대표하는 조직으로 간주할 수 있다.

(판 두께 1/4 위치에 있어서의 금속 조직: 체적 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트 및 잔부 조직)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이, 체적 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트를 포함한다. 이에 의해, 강판에 우수한 강도(예를 들어 인장 강도 1310 내지 1760MPa)를 부여할 수 있다. 판 두께 1/4 위치에 있어서의 마르텐사이트의 체적 분율이, 92％ 이상, 95％ 이상, 98％ 이상, 또는 100％여도 된다.

판 두께 1/4 위치에 있어서의 금속 조직의 잔부는 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어 합계로 10％ 이하의 잔류 오스테나이트, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 등이, 판 두께 1/4 위치의 금속 조직에 포함되어 있어도 된다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 「마르텐사이트」란, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트(템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트)의 양쪽을 포함하는 개념이다. 따라서, 마르텐사이트의 체적 분율이란, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율 합계값이다.

(판 두께 1/4 위치에 있어서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 3.5×10⁴개/㎟ 이상)

원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC는, 강 중에 침입한 수소를 트랩하여 무해화하는 작용을 갖는다. 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 클수록, TiC에 의한 수소 트랩능이 높아져, 강판의 지연 파괴 특성이 개선된다. 또한, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC는, 강판 내부의 전위 이동을 억제하는 작용도 갖는다. 따라서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도를 높임으로써, 강판의 피로 강도도 향상시킬 수 있다.

이들 효과를 얻기 위해, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 판 두께 1/4 위치에 있어서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 3.5×10⁴개/㎟ 이상으로 된다. 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도를 4.5×10⁴개/㎟ 이상, 5.5×10⁴개/㎟ 이상, 6.5×10⁴개/㎟ 이상, 7.5×10⁴개/㎟ 이상, 또는 8.5×10⁴개/㎟ 이상으로 해도 된다.

판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도는 클수록 바람직하고, 그 상한값은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 그 상한값을 8.5×10⁴개/㎟로 해도 된다. 또한, 원 환산 직경 3 내지 300nm의 TiC가, 강판의 특성 향상을 위해 가장 유효하다고 생각된다. 따라서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도를 한정하는 것 대신에, 또는 이 한정에 덧붙여, 원 환산 직경 3 내지 300nm의 TiC의 개수 밀도의 하한값을 3.5×10⁴개/㎟, 4.5×10⁴개/㎟, 5.5×10⁴개/㎟, 6.5×10⁴개/㎟, 7.5×10⁴개/㎟, 또는 8.0×10⁴개/㎟로 해도 되고, 원 환산 직경 3 내지 300nm의 TiC의 개수 밀도의 상한값을 8.5×10⁴개/㎟로 해도 된다.

또한, 원 환산 직경 1nm 미만의 TiC의 개수 밀도 및 원 환산 직경 500nm 초과의 TiC의 개수 밀도는 특별히 한정되지 않는다. 원 환산 직경 1nm 미만의 TiC 및 원 환산 직경 500nm 초과의 TiC는, 수소 트랩능이 작고, 강판의 지연 파괴 특성의 개선에 기여하지 않는다고 추정되기 때문이다. 또한, Ti 함유량, N 함유량 및 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 상술이 범위 내로 된 경우, 어닐링 전의 강판에 포함되는 고용 Ti의 대부분이 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC를 형성하게 되고, 원 환산 직경 1nm 미만의 TiC 및 원 환산 직경 500nm 초과의 TiC의 개수는 저절로, 본 실시 형태에 관한 강판의 특성에 악영향을 주지 않는 범위에 한정되게 된다. 이상의 이유에 의해, 원 환산 직경 1nm 미만의 TiC의 개수 밀도 및 원 환산 직경 500nm 초과의 TiC의 개수 밀도는 특별히 한정되지 않는다.

(판 두께 1/4 위치에 있어서, Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 5.00％ 이하)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값을 5.00％ 이하로 한다. 여기서, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ란, 판 두께 1/4 위치에 있어서 측정된 Mn 농도를 모집단으로 하여 산출되는 값이며, 측정값의 99.7％가 이 범위 내인 것을 나타낸다.

Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 작을수록, 판 두께 1/4 위치에 있어서 측정된 Mn 농도의 변동이 작고, 따라서, Mn의 편석의 정도가 작다. Mn 편석을 저감함으로써, 수소에 의한 입계 균열이 발생하기 어려워져, 수소 취화 감수성의 저감이 가능해진다. 또한, Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값의 하한값은 특별히 규정할 필요가 없지만, 예를 들어 3.20％ 이상, 3.40％ 이상, 또는 3.60％ 이상으로 해도 된다.

(강판의 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도: 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상)

다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 경도에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판의 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상으로 된다. 이 경우, 강판의 표층에는, 탈탄 등의 수단에 의해 형성된 연질층이 마련되어 있다. 지연 파괴는, 강판을 굽힘 가공했을 때에 발생하기 쉽다. 연질층은, 강판의 굽힘성을 향상시킨다. 그 때문에, 연질층을 강판의 표층에 마련함으로써, 지연 파괴를 한층 효과적으로 억제할 수 있다. 또한, 연질층은, 수소의 침입을 억제하는 효과도 갖는다. 단, 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 미만인 경우, 강판의 표층 연질화가 충분하지 않고, 지연 파괴 특성의 향상 효과를 얻지 못한다고 생각된다. 그 때문에, 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상으로 된다. 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.40배 이상, 1.50배 이상, 또는 1.60배 이상이어도 된다. 또한, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도를 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도로 나눈 값의 상한값은 특별히 규정할 필요가 없지만, 예를 들어 1.70배 이하, 1.80배 이하, 또는 1.90배 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직, TiC의 개수 밀도, Mn의 편석도 및 경도의 평가 방법은 이하와 같다.

판 두께 1/4 위치에 있어서의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission-Scanning Electron Microscope)을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상에 의해, 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위를 관찰함으로써 구한다. 이들의 조직은 페라이트보다도 에칭되기 어려우므로, 조직 관찰면 상에서는 볼록부로서 존재한다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립 집합이며, 내부에 긴 직경 20nm 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이 복수의 밸리언트, 즉, 다른 방향으로 신장한 복수의 철계 탄화물군에 속하는 것이다. 또한, 잔류 오스테나이트도 조직 관찰면 상에서는 볼록부로 존재한다. 이 때문에, 상기의 수순으로 구한 볼록부의 면적률을, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 합계값으로 간주하고, 이 체적 분율의 합계값으로부터, 후술하는 수순으로 측정하는 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 뺌으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계 체적 분율을 올바르게 측정하는 것이 가능해진다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선을 사용한 측정에 의해 산출할 수 있다. 시료의 판면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 연마 후의 시료에 대하여 특성 X선으로서 MoKα선을 사용하여 얻어진, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하고, 이를, 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 한다.

판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도는, 이하에 설명하는 방법에 의해 측정하였다. 먼저, 압연 방향을 따르도록, 강판의 표면에 대하여 수직으로 강판을 절단한다. 다음에, 판 두께 1/4위치로부터, FIB 가공에 의해 10㎛×10㎛의 영역을 관찰할 수 있는 샘플을 채취하고, 두께 100nm 이상 300nm 이하의 박막 시료를 제작한다. 그 후, 판 두께 1/4 위치의 시료를 전계 투과형 전자 현미경으로 20000배의 촬영을 10 시야 행하였다. 시야 내의 석출물을 EDS(에너지 분산형 X선 분석)에 의해 분석 후, 초미 전자 회절법(NBD: Nano Beam electron Diffraction)에 의해, 결정 구조 해석을 행하고, TiC인 것을 확인하였다. 원 환산 직경이 1 내지 500nm의 TiC를 계수하고, 이 개수를 관찰 면적으로 나눔으로써, 판 두께 1/4 위치에서의 TiC의 개수 밀도를 구할 수 있다. 또한, TiC의 원 환산 직경이란, 상술한 단면에 있어서 관찰되는 TiC의 단면적과 동일 면적을 갖는 원의 직경이다.

판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ는, EPMA(전자선 마이크로 애널라이저)를 사용하여 측정한 결과를 사용하여 정의한다. 전술한 SEM에 의한 조직 관찰과 동일하게, 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 1/8 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 35㎛×25㎛의 영역에 있어서의 원소 농도 맵을 측정 간격 0.1㎛로 취득한다. 8 시야분의 원소 농도 맵의 데이터를 바탕으로, Mn 농도의 히스토그램을 구하고, 이 실험에서 얻은 Mn 농도의 히스토그램을 정규 분포로 근사하고, 중앙값, 표준 편차 σ를 산출한다. 또한, 히스토그램을 구하는 경우는, Mn 농도의 구간을 0.1％로 설정한다.

판 두께 1/4 위치에서의 경도의 측정 방법 및 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이에서의 경도의 측정 방법은, 이하와 같다. 먼저, 강판의 압연 방향에 수직인 절단면을 형성하고, 이를 연마한다. 강판의 압연 방향은, 금속 조직의 연신 방향 등에 기초하여, 용이하게 추정할 수 있다. 이어서, 절단면에 있어서 비커스 경도 측정을 행한다. 측정 개소는, 강판의 표면으로부터, 강판의 두께 1/4의 깊이 위치, 즉 판 두께 1/4 위치 및 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치이다. 판 두께 1/4 위치 및 50㎛ 깊이 위치 각각에 있어서 4회의 경도 측정을 행한다. 비커스 경도 측정에 있어서의 하중은 2kgf로 한다. 판 두께 1/4 위치 및 50㎛ 깊이 위치 각각에 있어서의 경도 측정값의 평균값을, 판 두께 1/4 위치의 경도 및 50㎛ 깊이 위치의 경도로 간주한다.

본 실시 형태에 관한 강판의 인장 강도는 1310MPa 이상이다. 이에 의해, 본 실시 형태에 관한 강판을, 고강도가 요구되는 다양한 기계 부품에 적용할 수 있다. 강판의 인장 강도를 1350MPa 이상, 1400MPa 이상, 또는 1450MPa 이상으로 해도 된다. 강판의 인장 강도의 상한값은 특별히 규정되지 않지만, 예를 들어 1760MPa 이하, 1700MPa 이하, 또는 1650MPa 이하로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 공지된 표면 처리층을 가져도 된다. 표면 처리층이란, 예를 들어 도금, 화성 처리층 및 도장 등이다. 도금이란, 예를 들어 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금 등이다. 표면 처리층은, 강판의 한쪽의 표면에 배치되어도, 양쪽의 면에 배치되어도 된다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 단, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 상술의 요건을 충족시키는 강판은, 그 제조 방법에 관계없이, 본 실시 형태에 관한 강판으로 간주된다. 이하에 설명하는 제조 방법은 적합한 일례에 지나지 않고, 본 실시 형태에 관한 강판을 한정하는 것은 아니다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분을 갖는 주편을, 마무리 압연 종료 온도를 Ac3점 이상으로 하여 열간 압연하여 강판을 얻는 공정과, 강판을, 권취 온도를 500℃ 이하로 하여 권취하는 공정과, 강판을, 압하율을 0 내지 20％로 하여 냉간 압연하는 공정과, 강판을, 700℃ 이상의 온도역에 있어서의 산소 포텐셜을 -1.2 이상 0 이하로 하여, Ac3점 이상의 온도역에서 어닐링하는 공정을 갖는다. 어닐링 시에는, 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에서의 체류 시간을 소정 범위 내로 할 필요가 있다.

(열간 압연)

먼저, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 성분을 갖는 주편을 열간 압연하여, 강판(열연 강판)을 얻는다. 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도, 즉 강판이 열간 압연기의 최종 패스로부터 나왔을 때의 강판 표면 온도는, Ac3점 이상으로 한다. 이에 의해, 어닐링 전의 강판에 페라이트 및 펄라이트가 발생하는 것을 방지한다. 어닐링 전의 강판에 페라이트 및／또는 펄라이트가 포함되면, 어닐링 후의 강판에 있어서 Mn의 편석이 충분히 해소되지 않을 우려가 있다.

또한, Ac3점(℃)은 강판의 화학 성분에 따라서 정해지는 값이며, 합금 원소의 함유량을 이하의 식에 대입함으로써 산출된다.

910-(203×C^1/2)+44.7×Si-30×Mn+700×P-20×Cu-15.2×Ni-11×Cr+31.5×Mo+400×Ti+104×V+120×Al

여기서, 식에 포함되는 원소 기호는, 강판에 포함되는 원소의, 단위 질량％에 의한 함유량을 의미한다.

마무리 압연 종료 온도 이외의 열간 압연 조건, 예를 들어 열연 개시 온도 및 압하율 등은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 후술하는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조에 있어서는, 냉간 압연 시의 압하율을 통상보다도 낮게 하거나, 또는 냉간 압연을 생략할 필요가 있다. 그 때문에, 열간 압연 시의 압하율을, 통상보다도 높게 할 필요가 발생할 수 있다. 또한, 열연 강판에 있어서의 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하는 관점에서, 열간 압연 후의 냉각 속도는, 권취가 완료될 때까지 항상 5℃/초 이상, 10℃/초 이상, 또는 20℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(강판의 권취)

다음에, 열간 압연된 강판을 권취한다. 열간 압연 직후의 강판 온도는, 강판이 외기에 노출됨으로써 급속하게 저하되지만, 강판을 권취하면, 강판이 외기와 접촉하는 면적이 작아지고, 강판의 냉각 속도가 크게 저하된다. 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 권취 온도는 통상보다도 낮은 500℃ 이하로 한다. 이것은, 어닐링 전의 강판 금속 조직을 주로 베이나이트 및／또는 마르텐사이트로 이루어지는 것으로 하기 때문이다. 어닐링 전의 강판에 페라이트 및／또는 펄라이트가 포함되면, 어닐링 후의 강판에 있어서 Mn의 편석이 충분히 해소되지 않을 우려가 있다.

(강판의 냉간 압연)

다음에, 권취된 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻어도 된다. 단, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 20％ 이하로 한다. 이것은, 어닐링 전의 강판으로의 전위의 도입을 억제하기 위함이다. 전위는, 강판의 Mn 편석을 경감하는 한편, 강판의 조직 재결정을 재촉한다. 어닐링 전의 강판 전위 밀도를 과잉으로 높게 하면, 어닐링을 위해 강판을 가열할 때에 결정립이 조대화되고, TiC의 석출 사이트로서 작용하는 입계의 면적이 감소하고, TiC의 개수가 감소한다. TiC의 개수를 확보하는 관점에서, 냉간 압연 시의 압하율은 작을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 즉, 냉간 압연을 실시하지 않아도 된다.

(강판의 가열, 온도 유지 및 냉각에 의한, 강판의 어닐링)

그리고, 강판(냉연 강판, 또는 열연 강판)을 어닐링한다. 어닐링은, Ac3점 이상의 온도역(오스테나이트 온도역)으로의 강판의 가열, Ac3점 이상의 온도역에서의 강판의 온도 유지 및 강판의 냉각으로 구성되는 열처리이다. 강판의 유지 온도가 Ac3점 미만인 경우, ??칭이 불충분해져, 마르텐사이트량이 부족하거나 강판의 강도가 손상되거나 할 우려가 있다.

또한, 어닐링 시에는, 적어도 700℃ 이상의 온도역에 있어서의 산소 포텐셜을 -1.2 이상 0 이하로 한다. 이에 의해, 강판의 표층을 탈탄하고, 연질층을 형성할 수 있다. 산소 포텐셜이 -1.2 미만으로 된 경우, 외부 산화가 발생하고, 탈탄이 불충분해진다. 그 때문에, 표층의 연화가 불충분해져, 지연 파괴 특성이 손상된다. 한편, 산소 포텐셜이 0초과가 된 경우, 표층의 탈탄이 과잉으로 진행되고, 강판의 인장 강도가 손상된다.

또한, 강판의 어닐링 시의 산소 포텐셜이란, 강판을 어닐링하는 분위기에 있어서의 log(PH₂O/PH₂)인 것을 말한다. PH₂O란, 강판을 어닐링하는 분위기에 있어서의 수증기의 분압이며, PH₂란, 강판을 어닐링하는 분위기에 있어서의 수소의 분압이다. 또한, log는 상용 대수이다.

또한, 어닐링에 있어서 강판을 Ac3점 이상의 온도역까지 가열할 때에 강판을, 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에 70 내지 130초 체류시킬 필요가 있다. 환언하면, 가열 시에, 강판의 온도가 500℃에 도달한 시점으로부터, 강판의 온도가 700℃에 도달한 시점까지의 시간인 체류 시간을 70 내지 130초의 범위 내로 할 필요가 있다. 500℃ 내지 700℃의 온도 범위는, TiC가 석출되는 온도 범위이다. 가열 시에, 이 온도 범위에 있어서의 체류 시간이 70초 미만이면, TiC의 석출량이 부족함으로써, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하다. 또한, 가열 시에, 이 온도 범위에 있어서의 체류 시간이 130초 초과이면, TiC가 조대화됨으로써, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하다.

덧붙여, 어닐링에 있어서 강판을 Ac3점 이상의 상기 온도역으로부터 냉각할 때에 있어서도, 강판을, 700℃ 내지 500℃의 온도 범위 내에 4 내지 25초 체류시킬 필요가 있다. 환언하면, 냉각 시에, 강판의 온도가 700℃에 도달한 시점으로부터, 강판의 온도가 500℃에 도달한 시점까지의 시간인 체류 시간을 4 내지 25초의 범위 내로 할 필요가 있다. 강판 중의 고용 Ti는, 어닐링을 위한 가열 중에 석출된 TiC의 일부가, Ac3점 이상의 온도역에 있어서 분해된다. 따라서, Ac3점 이상의 온도역에서 강판을 어닐링한 후에서도, 700℃ 내지 500℃의 온도 범위 내에 강판을 체류시켜서, 다시, TiC를 석출시킬 필요가 있다. 냉각 시에, 이 온도 범위에 있어서의 체류 시간이 4초 미만이면, TiC의 석출량이 부족함으로써, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하다. 또한, 냉각 시에, 이 온도 범위에 있어서의 체류 시간이 25초 초과이면, TiC가 조대화됨으로써, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하다.

상술한 조건이 충족되는 한, 어닐링 조건은, 고강도 강판의 어닐링에 있어서의 통상의 조건을 적절히 채용할 수 있다. 예를 들어, 어닐링 시간은 5 내지 10초로 하는 것이 바람직하지만, 이것에 한정되지 않는다. 또한, 강판의 냉각 속도도 특별히 한정되지 않고, 요구되는 특성에 따라서 적절히 선택할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법이, 다른 공정을 포함해도 된다. 예를 들어, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법이, 어닐링된 강판을 템퍼링하는 공정을 더 가져도 된다. 이에 의해, 강판의 연성을 한층 높일 수 있다. 템퍼링 조건은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 템퍼링 온도를 170℃ 내지 420℃의 범위 내로 하고, 템퍼링 시간을 10 내지 8000초의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법이, 어닐링된 강판에 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금하는 공정을 더 가져도 된다. 이에 의해, 강판의 내식성을 한층 높일 수 있다. 또한, 강판에 도금 및 템퍼링의 양쪽을 행하는 경우, 어닐링된 강판에의 도금은, 템퍼링 전에 행해져도, 템퍼링 후에 행해져도 된다.

실시예

실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명한다. 단, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예에 지나지 않는다. 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1 내지 표 3에 기재된 화학 성분을 갖는 다양한 주편을, 열간 압연하고, 권취하고, 냉간 압연하고, 어닐링함으로써, 강판을 제조하였다. 이들 강판의 화학 성분의 잔부는 철 및 불순물이었다. 표 1 내지 표 3에 있어서, 의도적으로 첨가되어 있지 않은 원소의 함유량은, 공란으로서 표기하였다. 마무리 압연 종료 온도, 권취 온도 및 냉간 압하율, 그리고 어닐링 시의 가열 온도(어닐링 온도), 템퍼링 온도, 가열 시의 체류 시간, 냉각 시의 체류 시간 및 700℃ 이상의 온도역에 있어서의 산소 포텐셜은, 표 4-1 및 표 4-2에 기재한 바와 같다. 또한, 표 4-1 및 표 4-2에 있어서 냉간 압하율이 0％로 기재된 강판에 관해서는, 냉간 압연을 생략하였다. 일부의 강판에 대해서는, 어닐링 후에 템퍼링을 실시하고, 템퍼링 조건을 표 4-1 및 표 4-2에 기재하였다.

상술한 제조 방법에 의해 얻어진 다양한 강판의, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 마르텐사이트의 체적 분율, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값, 강판의 판 두께 1/4 위치에서의 경도 및 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서의 경도를 측정하고, 표 5-1 및 표 5-2에 기재하였다. 이들 값의 측정 방법은, 상술한 바와 같이 하였다. 또한, 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도와, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 비율을 산출하고, 이것도 표 5-1 및 표 5-2에 기재하였다.

덧붙여, 강판의 지연 파괴 특성을, 이하에 설명하는 방법에 의해 평가하여, 표 6-1 및 표 6-2에 기재하였다. 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 사용하여 제조한 강판에 대해서, 마테리아(일본 금속 학회 회보), 제44권, 제3호(2005) pp.254-256에 기재된 방법에 따라서 지연 파괴 특성을 평가하였다. 구체적으로는, 강판을 클리어런스 10％로 전단 후, 10R에서 U 굽힘 시험을 행하였다. 얻어진 시험편의 중앙에 변형 게이지를 붙여, 시험편 양단을 볼트로 체결함으로써 응력을 부여하였다. 부여한 응력은, 모니터링한 변형 게이지의 변형으로부터 산출하였다. 부하 응력은, 인장 강도(TS)의 0.8배에 대응하는 응력을 부여하였다. 이것은, 성형 시에 도입되는 잔류 응력이 강판의 TS에 대응된다고 생각되기 때문이다. 얻어진 U 굽힘 시험편을, 액온 25℃에서 pH3의 HCl 수용액에 침지하고, 950 내지 1070hPa의 기압 하에서 48hr 유지하고, 균열의 유무를 조사하였다.

강판의 강도인 인장 강도의 합격 여부 기준은, 1310MPa 이상으로 하였다. 이 합격 여부 기준을 충족하는 강판은, 고강도를 갖는 강판이라고 판단하였다.

강판의 강도 연성 밸런스의 합격 여부 기준은, 인장 강도(TS)×신장률(EL)이 15000MPa％ 이상으로 하였다. 이 합격 여부 기준을 충족하는 강판은, 강도가 우수한 강판이라고 판단하였다.

강판의 지연 파괴 특성의 합격 여부 기준은, U 굽힘 시험편에 3mm를 초과하는 길이의 균열이 인정된 경우를 C, 단부면에 길이 3mm 미만의 미균열이 인정된 경우를 B, 균열이 인정되지 않았던 경우를 A로 평가하고, 평가가 A인 경우를 합격으로 하고, B 및 C의 경우를 불합격으로 하였다. 이 합격 여부 기준을 충족하는 강판은, 지연 파괴 특성이 우수한 강판이라고 판단하였다.

강판의 피로 특성의 합격 여부 기준은, 항복비 0.65 이상으로 하였다. 이 합격 여부 기준을 충족하는 강판은, 피로 특성이 우수한 강판이라고 판단하였다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 5-1]

[표 5-2]

[표 6-1]

[표 6-2]

본 발명의 요건을 모두 충족하는 실시예는, 고강도를 갖고, 강도 연성 밸런스가 우수하고, 지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 피로 특성이 우수한 강판이었다. 한편, 본 발명의 요건 중 1개 이상을 결여하는 비교예는, 상술한 평가 기준 중 1개 이상이 불합격이었다. 또한, 표에 있어서, 발명 범위 외의 수치, 또는 합격 여부 기준에 충족하지 않는 수치에는 밑줄을 그었다.

강판(36)은, C 함유량이 부족하였다. 이 강판(36)에서는, 인장 강도 및 TS×EL을 확보할 수 없었다.

강판(37)은, C 함유량이 과잉이었다. 이 강판(37)에서는, 강도가 과잉이 됨으로써, 항복비 및 TS×EL이 부족하고, 또한 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(38)은, Mn이 부족하였다. 이 강판(38)에서는, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 과잉이 되었다. 이것은, 열연 후에 페라이트가 나왔으므로, 그 후의 냉연에서 강판에의 변형이 들어가는 것이 균일하지 않게 되었기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 이 강판(38)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(39)은, N 함유량이 과잉이었다. 이 강판(39)에서는, 강판의 취화가 발생하고, 항복비, 인장 강도 및 TS×EL을 확보할 수 없었다.

강판(40)은, Ti 함유량이 부족하고, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 그 때문에, 강판(40)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(41)은, 그 화학 성분이 Ti와 N의 관계식을 충족하지 않은 것이다. 이 강판(41)에서는, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 그 때문에, 강판(41)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(42)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 과잉이 되었다. 이것은, 강판(42)의 마무리 압연 종료 온도가 Ac3점을 하회하고, 열연 종료 후에 페라이트가 나왔으므로, 그 후의 냉연에서 강판에의 변형이 들어가는 것이 균일하지 않게 되었기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(42)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(43)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 과잉이 되었다. 이것은, 강판(43)의 권취 온도가 높고, 페라이트가 나왔으므로, 그 후의 냉연에서 강판에의 변형이 들어가는 것이 균일하지 않게 되었기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(43)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(44)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 과잉이 되고, 또한, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 이것은, 강판(44)의 냉간 압하율이 너무 높았기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(44)에서는, 항복비 및 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(45)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 마르텐사이트의 체적 분율이 부족하였다. 이것은, 강판(45)의 어닐링 시 가열 온도가 부족했기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(45)에서는, 인장 강도가 부족하였다.

강판(46)은, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도가, 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도에 대하여 과잉이었다. 이것은, 강판(46)의 어닐링 분위기가 부적절했기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(46)에서는, 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(47)은, Ti 함유량이 과잉이었다. 그 때문에, 강판(47)에서는, TiC가 다량으로 석출되어, 고용 C량이 감소했기 때문에, 인장 강도를 확보할 수 없었다.

강판(48)은 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 이것은, 강판(48)의 어닐링에 있어서, 강판을 Ac3점 이상의 온도역까지 가열할 때에 500 내지 700℃에서의 체류 시간이 부족했기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(48)에서는, 항복비 및 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(49)은 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 이것은, 강판(49)의 어닐링에 있어서, 강판을 Ac3점 이상의 온도역까지 가열할 때에 500 내지 700℃에서의 체류 시간이 너무 길었기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(49)에서는, 항복비 및 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(50)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 이것은, 강판(50)의 어닐링에 있어서, 강판을 Ac3점 이상의 온도역으로부터 냉각할 때에 700 내지 500℃에서의 체류 시간이 부족했기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(50)에서는, 항복비 및 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

강판(51)은, 판 두께 1/4 위치에 있어서의 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 부족하였다. 이것은, 강판(51)의 어닐링에 있어서, 강판을 Ac3점 이상의 온도역으로부터 냉각할 때에 700 내지 500℃에서의 체류 시간이 너무 길었기 때문이라고 생각된다. 그 때문에, 강판(51)에서는, 항복비 및 지연 파괴 특성을 확보할 수 없었다.

Claims

화학 조성으로서, 단위 질량％로
C: 0.20％ 이상, 0.45％ 이하,
Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
Mn: 1.20％ 이상, 3.50％ 이하,
P: 0.040％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
Al: 0.001％ 이상, 0.100％ 이하,
N: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
Ti: 0.005％ 이상, 0.100％ 이하,
B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
O: 0.006％ 이하,
Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
Nb: 0％ 이상, 0.20％ 이하,
Cr: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
V: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ta: 0％ 이상, 0.10％ 이하,
Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Co: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
Sb: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
As: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Mg: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하,
Y: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Zr: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
La: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 및
Ce: 0％ 이상, 0.050％ 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
Ti 함유량 및 N 함유량이 하기 식 1을 충족하고,
판 두께 1/4 위치에 있어서, 금속 조직이 체적 분율로 90％ 이상의 마르텐사이트를 포함하고,
상기 판 두께 1/4 위치에 있어서, 원 환산 직경 1 내지 500nm의 TiC의 개수 밀도가 3.5×10⁴개/㎟ 이상이며,
상기 판 두께 1/4 위치에 있어서, Mn 농도의 중앙값 +3σ의 값이 5.00％ 이하이고,
상기 판 두께 1/4 위치에서 측정한 경도가, 강판의 표면으로부터 50㎛ 깊이의 위치에서 측정한 경도의 1.30배 이상이며,
인장 강도가 1310MPa 이상인
강판.
Ti-3.5×N≥0.003 (식 1)
여기서, 상기 식 1에 포함되는 원소 기호 Ti 및 N은, 상기 강판의 상기 Ti 함유량 및 상기 N 함유량을 의미한다.
제1항에 있어서,
용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 기재된 화학 성분을 갖는 주편을, 마무리 압연 종료 온도를 Ac3점 이상으로 하여 열간 압연하여 강판을 얻는 공정과,
상기 강판을, 권취 온도를 500℃ 이하로 하여 권취하는 공정과,
상기 강판을, 압하율을 0 내지 20％로 하여 냉간 압연하는 공정과,
상기 강판을, 700℃ 이상의 온도역에 있어서의 산소 포텐셜을 -1.2 이상 0 이하로 하여, Ac3점 이상의 온도역에서 어닐링하는 공정
을 구비하고,
상기 어닐링에 있어서 상기 강판을 Ac3점 이상의 상기 온도역까지 가열할 때, 상기 강판을, 500℃ 내지 700℃의 온도 범위 내에 70 내지 130초 체류시키고,
상기 어닐링에 있어서 상기 강판을 Ac3점 이상의 상기 온도역으로부터 냉각할 때, 상기 강판을, 700℃ 내지 500℃의 온도 범위 내에 4 내지 25초 체류시키는
강판의 제조 방법.
제3항에 있어서,
어닐링된 상기 강판을 템퍼링하는 공정을 더 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
제3항 또는 제4항에 있어서,
어닐링된 상기 강판에 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 도금, 또는 알루미늄 도금하는 공정을 더 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.