KR20230109161A - 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
고강도이며, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법의 제공. 특정한 성분 조성을 갖고, 마텐자이트의 면적률이 95 ∼ 100 ％ 이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 18 ㎛ 이하이며, 함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재하고, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 합계로 800 개/㎟ 이하로 존재하고, 인장 강도가 1310 MPa 이상이다.
Description
본 발명은, 자동차 등에 있어서 냉간 프레스 성형을 거쳐 사용되는 냉간 프레스 성형용의 고강도 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 경량화나 충돌 안전성을 목적으로 하여, 자동차용 골격 부품에 인장 강도 (TS) 가 1310 MPa 급 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다. 범퍼나 임팩트 빔 부품 등에는 인장 강도 (TS) 가 1.8 GPa 급 이상인 강판의 적용이 검토되고 있다.
종래, 인장 강도 (TS) 가 1310 MPa 급 이상인 강판에는, 열간 프레스 성형에 의한 고강도 강판의 적용이 진행되어 왔지만, 비용이나 생산성의 관점에서, 냉간 프레스에 의한 고강도 강판의 적용이 검토되고 있다.
인장 강도 (TS) 가 1310 MPa 급 이상인 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하여 부품으로 한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 강판 그 자체에 의한 내지연 파괴 특성의 열화에 의해 지연 파괴가 발생될 우려가 있다.
여기서, 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태에서 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 부품을 구성하는 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 발생시킴으로써 미소 균열이 발생하고, 그 미소 균열이 진전됨으로써 파괴에 이르는 현상이다.
이와 같은 내지연 파괴 특성을 개선하는 기술로서, 예를 들어, 수소 트랩 사이트가 되는 미세 탄화물의 석출에 의해 내지연 파괴 특성이 개선된다는 결과에 근거하여, 특허문헌 1 에는 C : 0.05 ％ ∼ 0.30 ％, Si : 0 ％ ∼ 2.0 ％, Mn : 0.1 ％ 초과 2.8 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.50 ％ 이하를 함유함과 함께, Nb, Ti 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을, 합쳐서 0.01 ％ 이상이고, 또한, [％C]―[％Nb]/92.9×12―[％Ti]/47.9×12―[％Zr]/91.2×12＞0.03 을 만족하도록 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 템퍼드 마텐자이트가 면적률로 50 ％ 이상 (100 ％ 를 포함한다) 을 포함하고, 잔부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고, 템퍼드 마텐자이트 내에서의 석출물의 분포 상태가, 원 상당 직경 1 ∼ 10 ㎚ 의 석출물은, 템퍼드 마텐자이트 1 ㎛2 당 20 개 이상이고, 원 상당 직경 20 ㎚ 이상의 석출물로서, Nb, Ti 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 석출물은, 템퍼드 마텐자이트 1 ㎛2 당 10 개 이하이며, 결정 방위차가 15°이상인 대각 입계로 둘러싸인 페라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 내수소 취화 (脆化) 특성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2 에는, C : 0.1 ∼ 0.5 ％, Si : 0.10 ∼ 2 ％, Mn : 0.44 ∼ 3 ％, N≤0.008 ％, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 강에 있어서, V : 0.05 ∼ 2.82 ％, Mo : 0.1 ％ 이상 3.0 ％ 미만, Ti : 0.03 ∼ 1.24 ％, Nb : 0.05 ∼ 0.95 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유시키고, C 와의 질량％ 비가 0.5≤(0.18 V＋0.06 Mo＋0.25 Ti＋0.13 Nb)/C 이며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 인장 강도가 1200 ∼ 1600 MPa 인 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 조질 강이 개시되어 있다.
그러나, 종래 기술에서는, 고강도를 확보함과 함께, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 기술로는 아직 충분하다고는 할 수 없었다.
본 발명은, 이와 같은 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 인장 강도가 1310 MPa 이상 (TS≥1310 MPa) 이며, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
우수한 내지연 파괴 특성이란, 강판의 폭 방향으로 1/4 위치로부터 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 통상 속도법 (CSRT) 용 시험편 (평행부 폭이 12.5 ㎜, 평행부 길이가 25 ㎜ 인 인장 시험편의 평행부의 양 끝에, 반경 3 ㎜ 의 반원 형상의 노치를 실시한 시험편) 을 잘라내어, 10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 체적비로 1 : 1 로 혼합하고, 시험편의 표면적 1 ㎠ 당의 액량이 20 ml 가 되도록 조정한 20 ℃ 의 용액 (pH 3) 에, CSRT 용 시험편을 24 시간 침지시킴으로써 수소를 시험편 내에 침입·확산시키고, 24 시간 경과 후, 즉시 크로스 헤드 스피드 1 ㎜/min 로 인장 시험을 실시하며 파단 응력을 측정하여, 침지를 하지 않을 때의 파단 응력을 σ0 으로 하고, 침지에 의해 수소를 침입 확산시킨 후의 파단 응력 σ1 로 했을 때, 인장 강도 (TS) : 1310 MPa 이상 1500 MPa 미만인 경우에 σ1/σ0 이 0.80 이상인 것, 인장 강도 (TS) : 1500 MPa 이상 1800 MPa 미만인 경우에 σ1/σ0 이 0.50 이상인 것, 인장 강도 (TS) : 1800 MPa 이상인 경우에 σ1/σ0 이 0.35 이상인 것을 가리킨다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 검토를 거듭하여, 이하의 조건을 모두 만족함으로써 내지연 파괴 특성을 대폭 향상시킬 수 있음을 알아냈다.
i) 마텐자이트의 면적률이 95 ％ 이상인 것.
ii) 구오스테나이트 입자의 평균 입경 (구γ 입경) 이 18 ㎛ 이하인 것.
iii) 함유하는 Nb, Ti 중 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 석출물로서 존재하는 것.
iv) 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 800 개/㎟ 이하인 것.
본 발명은, 상기 지견에 의거하여, 추가적인 검토에 의해 완성된 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％ 로,
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 1.5 ％ 이하,
Mn : 1.7 ％ 이하,
P : 0.03 ％ 이하,
S : 0.0020 ％ 미만,
sol.Al : 0.20 ％ 이하,
N : 0.005 ％ 이하,
Nb 와 Ti 중 1 종 이상을 합계로 0.005 ％ 이상 0.080 ％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고,
구오스테나이트 입자의 평균 입경이 18 ㎛ 이하이며,
함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재하고, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 합계로 800 개/㎟ 이하로 존재하고,
인장 강도가 1310 MPa 이상인, 강판.
[2] 상기 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인, [1] 에 기재된 강판.
[3] 10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 함유하는 용액 중에 침지시키기 전의 파단 응력 σ0,
상기 용액 중에 침지시킨 후의 파단 응력 σ1, 및
상기 인장 강도가, 이하의 (A), (B) 또는 (C) 를 만족하는, [1] 또는 [2] 에 기재된 강판.
(A) 인장 강도 : 1310 MPa 이상 1500 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.80 이상이다,
(B) 인장 강도 : 1500 MPa 이상 1800 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.50 이상이다,
(C) 인장 강도 : 1800 MPa 이상이며 σ1/σ0 이 0.35 이상이다.
[4] 상기 성분 조성으로서, 질량％ 로, S : 0.0010 ％ 미만을 함유하는, [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[5] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, B : 0.0100 ％ 이하를 함유하는, [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[6] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Cu : 1.0 ％ 이하 및 Ni : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는, [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[7] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.3 ％ 미만, V : 0.5 ％ 이하, Zr : 0.2 ％ 이하 및 W : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[8] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0030 ％ 이하, La : 0.0030 ％ 이하, REM (Ce, La 를 제외한다) : 0.0030 ％ 이하 및 Mg : 0.0030 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[9] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.1 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는, [1] ∼ [8] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[10] 강판 표면에 도금층을 갖는, [1] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[11] [1] ∼ [10] 중 어느 하나에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
[12] [1], [4] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도에서 1000 ℃ 에서부터 1250 ℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10 ℃／분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 가열 유지 온도에서 30 분 이상 유지한 후,
마무리 압연 온도를 Ar3 점 이상으로 하는 열간 마무리 압연을 실시하고,
상기 마무리 압연 온도 내지 650 ℃ 의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40 ℃／초 이상으로 하는 냉각을 실시하고,
그 후, 냉각시켜 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고,
그 열연 강판을 40 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
어닐링 온도를 800 ∼ 950 ℃ 로 하고, 그 냉연 강판을, 700 ℃ 에서부터 상기 어닐링 온도까지 0.4 ℃／초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고,
상기 어닐링 온도에서 600 초 이하 유지하고,
680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 260 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 70 ℃／초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고,
그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 유지 온도에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는, 강판의 제조 방법.
[13] 상기 연속 어닐링 후, 강판 표면에 도금 처리를 실시하는, [12] 에 기재된 강판의 제조 방법.
[14] [12] 또는 [13] 에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고강도이며, 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법이 제공된다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판은, 질량％ 로, C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 1.7 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.0020 ％ 미만, sol.Al : 0.20 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하, Nb 와 Ti 중 1 종 이상을 합계로 0.005 ％ 이상 0.080 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 구오스테나이트 입자 (이하, 구γ 입자라고도 기재한다.) 의 평균 입경 (구γ 입경) 이 18 ㎛ 이하이며, 함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재하고, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 합계로 800 개/㎟ 이하로 존재하고, 인장 강도가 1310 MPa 이상이다.
성분 조성
이하에 본 발명의 강판이 갖는 성분 조성의 범위의 한정 이유를 설명한다. 또, 성분 함유량에 관한 ％ 는 「질량％」이다.
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하
C 는, ??칭성을 향상시키고 마텐자이트인 강 조직을 얻기 위해, 또한 마텐자이트의 강도를 상승시켜, 1310 MPa 이상인 인장 강도 (이하, TS≥1310 MPa 라고도 기재한다.) 를 확보하는 관점에서 함유한다. 과잉으로 첨가한 C 는 철탄화물을 생성하고 입계 (粒界) 에 편석되어, 내지연 파괴 특성의 악화 요인이 된다. 따라서, C 함유량은 강의 강도를 얻기 위해서 필요한 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하의 범위로 한정된다. C 함유량은, 바람직하게는 0.37 ％ 이하이다.
Si : 1.5 ％ 이하
Si 는, 고용 강화에 의한 강화 원소로서, 또한 200 ℃ 이상의 온도역에서 템퍼링하는 경우의 필름상 탄화물의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서 함유한다. 또, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감시켜 MnS 의 생성을 억제하는 관점에서 Si 를 함유한다. 또한, 연속 어닐링 라인 (CAL) 에서의 어닐링 시의 표층의 산화에 의한 탈탄, 탈 B 를 억제하기 위해서 Si 를 함유한다. Si 함유량의 하한치는 규정되어 있지 않지만, 상기 효과를 얻는 관점에서 Si 는 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 그 편석량이 많아져서 내지연 파괴 특성이 열화된다. 또한, 열연, 냉연에서의 압연 하중의 현저한 증가나 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 1.5 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다) 로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.2 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.
Mn : 1.7 ％ 이하
Mn 은, 강의 ??칭성을 향상시키고, 원하는 강도를 얻기 위해, 마텐자이트의 면적률을 소정 범위로 하기 위해서 함유한다. 한편, Mn 의 과잉 첨가는, Mn 의 편석에 의해 가공성이나 용접성을 저하시킨다. 따라서, Mn 함유량은 1.7 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.5 ％ 이하이다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 1.4 ％ 이하이다. Mn 함유량은, 더욱 바람직하게는 1.2 ％ 이하이다. 공업적으로 안정적으로 소정의 마텐자이트의 면적률을 확보하기 위해서는, Mn 을 0.2 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.4 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.6 ％ 이상이다.
P : 0.03 ％ 이하
P 는, 강을 강화시키는 원소이지만, 그 함유량이 많으면 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성이 현저히 열화된다. 따라서, P 함유량은 0.03 ％ 이하로 한다. 상기 관점에서 P 함유량은 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. P 함유량의 하한은 규정되어 있지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서 0.002 ％ 로 한다.
S : 0.0020 ％ 미만
S 는, MnS 를 형성하고, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 대폭 저하시킨다. 따라서, MnS 를 저감시키기 위해서 S 함유량은 적어도 0.0020 ％ 미만으로 할 필요가 있다. 내지연 파괴 특성 개선의 관점에서, S 는 0.0010 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, S 는 0.0004 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 하한은 규정되어 있지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서 0.0002 ％ 로 한다.
sol.Al : 0.20 ％ 이하
Al 은, 충분한 탈산을 행하고, 강중 개재물을 저감시키기 위해서 함유한다. sol.Al 의 하한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 안정적으로 탈산을 행하기 위해서는, sol.Al 을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, sol.Al 을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. sol.Al 은, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, sol.Al 이 0.20 ％ 초과가 되면, 권취 시에 생성된 시멘타이트가 어닐링 과정에서 고용되기 어려워져, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 따라서, sol.Al 은 0.20 ％ 이하로 한다. sol.Al 은, 바람직하게는 0.10 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.
N : 0.005 ％ 이하
N 은, 강중에서 TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN 등의 질화물, 탄질화물계의 개재물을 형성하는 원소이고, 이것들의 생성을 통해서 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이것들은, 본 발명에서 요구하는 강 조직으로 조정되는 것을 방해하고, 전단 단면의 내지연 파괴 특성에 악영향을 미친다. 이와 같은 악영향을 작게 하기 위해, N 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. 하한은 규정되어 있지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서 0.0006 ％ 로 한다.
Nb 와 Ti 중 1 종 이상을 합계로 0.005 ％ 이상 0.080 ％ 이하
Nb 및 Ti 는, 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여함과 함께, 구γ 입경의 미세화에 의해 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이와 같은 관점에서 Nb 및 Ti 중 1 종 이상을 합계로 0.005 ％ 이상 함유한다. Nb 와 Ti 의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상이다. 한편, Nb 와 Ti 중 1 종 이상이 합계로 0.080 ％ 초과가 되면, 슬래브 재가열에서 Nb 와 Ti 가 완전히 고용되지 않아, TiN, Ti(C, N), NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti) (C, N) 등의 조대한 개재물 입자가 증가하고, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화된다. 따라서 Nb 와 Ti 의 합계의 함유량의 상한은 0.080 ％ 이다. Nb 와 Ti 의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.07 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다.
본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부의 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 특히, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다.
상기 기본 성분 이외에, 본 발명의 강판의 성분 조성은, 이하의 임의 원소를 포함해도 된다. 또, 본 발명에 있어서, 이것들의 임의 성분을, 후술하는 각 적합 하한치 미만으로 포함하는 경우, 그 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
B : 0.0100 ％ 이하
B 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 원소이고, 적은 Mn 함유량이어도 소정의 면적률의 마텐자이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 이와 같은 B 의 효과를 얻으려면, B 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. B 는, N 을 고정시키는 관점에서 0.002 ％ 이상의 Ti 와 복합 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B 를 0.0100 ％ 초과로 함유하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 어닐링 시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미 (未) 고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화되는 경우가 있다. 이상으로부터, B 를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0100 ％ 이하인 것이 바람직하다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0065 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0025 ％ 이하이다.
Cu : 1.0 ％ 이하
Cu 는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또한, Cu 의 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또한, Cu 는, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입되는 원소이고, Cu 의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. Cu 는 상기 관점에서 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는 Cu 는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 더욱 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, 그 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되므로, Cu 함유량은 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이상으로부터, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은 1.0 ％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.
Ni : 1.0 ％ 이하
Ni 도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또한, Ni 는, Cu 를 함유시키는 경우에 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 작용이 있다. 따라서, Ni 는 상기 관점에서 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Ni 함유량이 지나치게 많아지면 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1.0 ％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.
Cr : 1.0 ％ 이하
Cr 은, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해서 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 Cr 을 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 그러나, Cr 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면, 어닐링 시의 시멘타이트의 고용 속도를 지연시켜, 미고용의 시멘타이트를 잔존시킴으로써 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 또, 내공식성 (耐孔食性) 도 열화시킨다. 또한 화성 처리성도 열화시킨다. 그러므로, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은 1.0 ％ 이하로 한다. 내지연 파괴 특성, 내공식성, 화성 처리성은 모두 Cr 함유량이 0.2 ％ 초과에서 열화되기 시작하는 경향이 있으므로, 이것들을 방지하는 관점에서 Cr 함유량은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo : 0.3 ％ 미만
Mo 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선 효과를 얻는 목적으로 첨가할 수 있다. Nb, Ti 를 다량으로 첨가하면 이것들의 조대 석출물이 생성되고, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화되지만, Mo 의 고용 한계량은 Nb, Ti 와 비교하면 크다. Nb, Ti 와 복합으로 첨가하면 이것들과 Mo 가 복합된 미세 석출물을 형성하고, 조직을 미세화시키는 작용이 있다. 따라서, 소량의 Nb, Ti 첨가에 더하여 Mo 를 복합 첨가함으로써 조대한 석출물을 잔존시키지 않고 조직을 미세화시키면서 미세 탄화물을 다량으로 분산시키는 것이 가능해져, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 그 효과를 얻으려면 Mo 는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 그러나, Mo 를 0.3 ％ 이상 함유하면 화성 처리성이 열화된다. 그러므로, Mo 를 함유하는 경우, Mo 함유량은 0.3 ％ 미만으로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다.
V : 0.5 ％ 이하
V 는, 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 V 를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과, 및 마텐자이트를 미세화시키는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선 효과를 얻는 목적으로 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 V 함유량을 0.003 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 그러나, V 를 0.5 ％ 를 초과하여 함유하면 주조성이 현저히 열화된다. 그러므로, V 를 함유하는 경우, V 함유량은 0.5 ％ 이하로 한다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.3 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.2 ％ 이하이다. V 함유량은, 0.1 ％ 이하인 것이 더욱더 바람직하다.
Zr : 0.2 ％ 이하
Zr 은, 구γ 입경의 미세화나 그에 따른 마텐자이트의 내부 구조의 미세화를 통해서 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, Zr 은 주조성을 개선한다. 이와 같은 관점에서, Zr 함유량은 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. 단, Zr 을 다량으로 첨가하면 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 ZrN, ZrS 계의 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그러므로, Zr 을 함유하는 경우, Zr 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.
W : 0.2 ％ 이하
W 는, 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 W 계 탄화물·탄질화물의 형성을 통해서, 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서, W 는 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.030 ％ 이상이다. 단, W 를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 그러므로, W 를 함유하는 경우, W 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다.
Ca : 0.0030 ％ 이하
Ca 는, S 를 CaS 로 하여 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서, Ca 를 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, Ca 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, Ca 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0030 ％ 이하로 한다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0025 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.
Ce : 0.0030 ％ 이하
Ce 도 S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 Ce 를 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 단, Ce 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, Ce 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Ce 를 함유하는 경우, Ce 함유량은 0.0030 ％ 이하로 한다. Ce 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
La : 0.0030 ％ 이하
La 도 S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 La 를 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. La 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, La 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, La 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, La 를 함유하는 경우, La 함유량은, 0.0030 ％ 이하로 한다. La 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
REM : 0.0030 ％ 이하
REM 도 S 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 REM 을 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 단, REM 을 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, REM 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은, 0.0030 ％ 이하로 한다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
또, 본 발명에서 말하는 REM 이란, 원자 번호 21 번의 스칸듐 (Sc) 과 원자 번호 39 번의 이트륨 (Y), 및 원자 번호 57 번의 란탄 (La) 에서부터 71 번의 루테늄 (Lu) 까지의 란타노이드 중, Ce 와 La 를 제외한 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서의 REM 농도란, 상기 서술한 REM 에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상의 원소의 총 함유량이다.
Mg : 0.0030 ％ 이하
Mg 는, MgO 로 하여 O 를 고정시켜, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서 Mg 를 0.0002 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 단, Mg 를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키므로, Mg 함유량은 0.0030 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 0.0030 ％ 이하로 한다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다.
Sb : 0.1 ％ 이하
Sb 는, 표층의 산화나 질화를 억제하고, 그에 따른 C 나 B 의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sb 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.006 ％ 이상이다. 단, Sb 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또한, 구γ 입계에 Sb 가 편석되어 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그러므로, Sb 함유량은 0.1 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Sb 를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 0.1 ％ 이하로 한다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.
Sn : 0.1 ％ 이하
Sn 은, 표층의 산화나 질화를 억제하고, 그에 따른 C 나 B 의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C 나 B 의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이와 같은 관점에서 Sn 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은, 바람직하게는 0.003 ％ 이상이다. 단, Sn 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 주조성이 열화되고, 또한, 구γ 입계에 Sn 이 편석되어 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화된다. 그러므로, Sn 을 함유하는 경우, Sn 함유량은, 0.1 ％ 이하로 한다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.
강 조직
본 발명의 강판의 강 조직은, 이하의 구성을 구비한다.
(구성 1) 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어진다.
(구성 2) 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 18 ㎛ 이하이다.
(구성 3) 함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재한다.
(구성 4) 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 800 개/㎟ 이하로 존재한다.
이하, 각 구성에 대해서 설명한다.
(구성 1) 마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어진다.
TS≥1310 MPa 의 높은 강도와 우수한 내지연 파괴 특성을 양립시키기 위해서, 강 조직에 있어서의 마텐자이트의 합계 면적률을 95 ％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 99 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 100 ％ 이다. 또, 마텐자이트와 베이나이트 이외를 포함하는 경우, 잔부는 페라이트, 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 이다. 이것들의 조직 이외에는, 미량의 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물이다. 또한, 마텐자이트에는 연속 냉각 중인 자기 템퍼링도 포함시켜 대략 150 ℃ 이상에서 일정 시간 체류하는 것에 의한 템퍼링이 발생하지 않은 마텐자이트도 포함한다. 또, 잔부를 포함하지 않고, 마텐자이트의 면적률이 100 ％ 여도 된다.
(구성 2) 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 18 ㎛ 이하이다.
모상이 마텐자이트인 강의 지연 파괴 파면은 입계 파면을 나타내는 경우가 많고, 지연 파괴의 기점 및 지연 파괴 초기의 균열 진전 경로는 구γ 입계 상인 것으로 생각된다. 구γ 입경을 미세화시킴으로써 입계 파괴가 억제되어, 내지연 파괴 특성은 현저하게 개선된다. 메커니즘으로는 구γ 입경의 미세화에 의해 구γ 입계의 체적률이 증가하고, P 등의 입계 취화 원소의 입계 상에서의 농도가 저하되는 것이 생각된다. 내지연 파괴 특성의 관점에서, 구오스테나이트 입자의 평균 입경 (평균 구γ 입경) 은 18 ㎛ 이하이다. 이 평균 입경은, 바람직하게는 10 ㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 7 ㎛ 이하이며, 보다 더 바람직하게는 5 ㎛ 이하이다.
(구성 3) 함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재한다.
Nb 및 Ti 는 열간 압연 공정이나 권취 공정에서 석출되고, 권취 공정 및 어닐링 공정에 있어서, 피닝 효과에 의해 구γ 입경을 미세화시키는 것이나, 50 ㎚ 이하의 미세한 석출물을 형성하고, 석출물과 모상 계면에 강중의 수소를 비확산성 트랩함으로써 지연 파괴의 억제에 유효하게 작용하는 것으로 생각되고 있다. 그러나, 연속 어닐링 공정을 갖는 냉간 프레스용 강판에서는 Nb 계 석출물, Ti 계 석출물이 조대화되기 때문에, 지연 파괴의 억제에 충분한 수소량을 트랩하기 위해서는 다량의 Nb, Ti 의 첨가가 필요하다. 또한, 수소 트랩능을 갖는 석출물은 강중에 침입되는 수소량을 증가시켜, 지연 파괴 특성을 오히려 악화시킬 가능성이 있다.
한편으로, 본 발명자들은, 수소 트랩능을 갖지 않아 지연 파괴의 억제에 유효하지 않다고 여겨져 온, 100 ㎚ 이상의 Nb 계 석출물, Ti 계 석출물에 의해 지연 파괴 특성이 현저하게 개선되는 것을 알아냈다. 이 효과는, 강중의 Nb, Ti 의 함유량의 합계 함유량의 90 질량％ 이상을, 100 ㎚ 이상의 탄질화물을 형성하는 Nb, Ti 로 함으로써 현재화 (顯在化) 된다. 이 메커니즘은 반드시 명확하지 않지만, 본 발명자들은, 강중에 분산된 100 ㎚ 이상의 Nb, Ti 계 탄질화물이 지연 파괴의 균열 진전에 영향을 미쳐 지연 파괴를 억제하고 있는 것으로 생각하고 있다.
이상으로부터, 본 발명의 강판에서는, 함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재한다.
또한, 탄질화물 사이즈의 상한은 특별히 규정되어 있지 않지만, 열간 압연 공정이나 권취 공정에서 새롭게 석출된 Nb, Ti 계 석출물은 500 ㎚ 이하로 되는 경우가 많다. 이에, 본 발명에서는, 상기 서술한 Nb 및 Ti 의 탄질화물은, 원 상당 직경 100 ㎚ 이상 500 ㎚ 이하의 탄질화물로 하는 것이 바람직하다.
(구성 4) 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 합계로 800 개/㎟ 이하로 존재한다.
구γ 입경이 충분히 미세하고 입계 파괴가 억제된 강에서는, 1.0 ㎛ 이상이 되는 강중 개재물이 지연 파괴의 파괴 기점이 되기 때문에, 1.0 ㎛ 이상의 개재물을 저감시키는 것이 중요하다. Nb, Ti 계 석출물은 용해 온도가 높고, 1.0 ㎛ 이상의 개재물에서 차지하는 비율이 특히 높다. 그래서, 본 발명에서는, 내지연 파괴 특성을 개선시키기 위해서, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물을 합계로 800 개/㎟ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 100 개/㎟ 이하이며, 더욱 바람직하게는 50 개/㎟ 이하이다. 또, 본 발명에서는, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물을 합계로 5 개/㎟ 이상인 경우가 많다.
이상의 강 조직에 있어서의 각 구성의 측정 방법을 설명한다.
마텐자이트, 베이나이트, 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정한다. 여기서, 마텐자이트, 베이나이트는 SEM 에서는 회색 또는 백색을 나타낸 조직을 가리킨다. 한편, 페라이트는 SEM 에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이것들을 제외하는 것은 어려우므로, 이것들을 포함시킨 영역의 면적률을 그 면적률로 한다.
여기서, 베이나이트는 이하의 특징을 갖는다. 즉, 애스펙트비가 2.5 이상이며 플레이트상의 형태를 나타내고 있고, 마텐자이트와 비교하면 약간 흑색의 조직이다. 상기 플레이트의 폭 (단경) 은 0.3 ∼ 1.7 ㎛ 이다. 베이나이트의 내부 직경 10 ∼ 200 ㎚ 의 탄화물의 분포 밀도는 0 ∼ 3 개/㎛2 이다.
잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 의 측정은, 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로 X 선 회절 강도법에 의해 구한다. Mo―Kα 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산한다.
구오스테나이트 입자의 평균 입경 (구γ 입경) 의 측정은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 연마 후, 구γ 입계를 부식시키는 약액 (예를 들어, 포화 피크르산 수용액이나 이것에 염화제이철을 첨가한 것) 으로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 500 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 얻어진 사진 중에 판두께 방향, 압연 방향으로 각각 15 개의 선을 실제의 길이로 10 ㎛ 이상의 간격으로 긋고, 입계와 선의 교점의 수를 센다. 또한, 전체 선 길이를 교점의 수로 나눈 값에 1.13 을 곱함으로써 구γ 입경 (구오스테나이트 입자의 평균 입경) 을 측정할 수 있다.
함유하는 Nb 및 Ti 중 원 상당 직경 100 ㎚ 이상의 탄질화물을 형성하는 Nb, Ti 량의 비율은, 이하의 방법에 의해 측정할 수 있다.
시료를 전해액 중에서 소정량 전해시킨 후, 시료편을 전해액으로부터 취출하여 분산성을 갖는 용액 중에 침지시킨다. 이어서, 이 용액 중에 포함되는 석출물을, 구멍 직경 100 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과한다. 이 구멍 직경 100 ㎚ 의 필터에 포집된 석출물이, 직경 (원 상당 직경) 이 100 ㎚ 이상인 탄질화물이다. 여과 후의 필터 상의 잔류물과, 여과액에 대하여 Nb 량 및 Ti 량을 분석하여, 직경이 100 ㎚ 이상인 탄질화물과 직경이 100 ㎚ 미만인 탄질화물에 있어서의 Nb 와 Ti 의 함유량을 구한다. 분석에는, 유도 결합 플라즈마 (ICP) 발광 분광 분석법을 사용할 수 있다. 그리고, 강중의 Nb 와 Ti 량의 합계에서 차지하는, 직경이 100 ㎚ 이상인 탄질화물에 있어서의 Nb 와 Ti 량의 합계 비율을 산출한다.
Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물의 1 ㎟ 당의 개수 (분포 밀도) 는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 강판의 판두께 1/5 위치 ∼ 4/5 위치의 영역, 즉 강판 표면으로부터 판두께에 대하여 1/5 위치로부터, 판두께 중앙을 사이에 두고 4/5 위치까지의 영역에 있어서, 2 ㎟ 이상의 영역을 연속해서 SEM 으로 촬영하고, 촬영한 SEM 사진으로부터 이와 같은 탄질화물의 개수를 계측함으로써 구할 수 있다. 여기서, SEM 이미지는 반사 전자 이미지로 하는 것이 바람직하다. 또한, 촬영하는 배율은 2000 배로 하면 된다. 단, 배율 : 2000 배로 석출물의 사이즈를 정확하게 파악하기 어려운 경우에는 적절히 개개의 개재물 입자를 10000 배로 확대하여, 상기 탄질화물을 획정하면 된다.
인장 강도 (TS) : 1310 MPa 이상
내지연 파괴 특성의 열화는 소재의 인장 강도가 1310 MPa 이상으로 현저하게 현재화된다. 1310 MPa 이상에서도, 내지연 파괴 특성이 양호한 점이 본 발명의 특징 중 하나이다. 따라서, 본 발명에 있어서 인장 강도는 1310 MPa 이상으로 한다. 본 발명의 강판의 인장 강도는 2100 MPa 이하로 해도 된다.
인장 강도는, 코일 폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내어, JIS Z2241 에 준거한 인장 시험에 의해 측정할 수 있다.
본 발명의 강판은, 10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 함유하는 용액 중에 침지시키기 전의 파단 응력 σ0, 상기 용액 중에 침지시킨 후의 파단 응력 σ1, 및 인장 강도가, 이하의 (A), (B) 또는 (C) 를 만족하는 것이 바람직하다.
(A) 인장 강도 : 1310 MPa 이상 1500 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.80 이상이다,
(B) 인장 강도 : 1500 MPa 이상 1800 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.50 이상이다,
(C) 인장 강도 : 1800 MPa 이상이며 σ1/σ0 이 0.35 이상이다.
상기 파단 응력 σ1, 파단 응력 σ1 에 대해서는, 강판의 폭 방향으로 1/4 위치로부터 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 통상 속도법 (CSRT) 용 시험편을 잘라내어, 이 시험편을 사용하여 얻을 수 있다. CSRT 용 시험편은, 평행부 폭이 12.5 ㎜, 평행부 길이가 25 ㎜ 인 인장 시험편의 평행부의 양 끝에, 반경 3 ㎜ 의 반원 형상의 노치를 실시한 시험편으로 할 수 있다.
10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 1 : 1 로 혼합하고, 시험편의 표면적 1 ㎠ 당의 액량이 20 ml 가 되도록 조정한 20 ℃ 의 용액에, CSRT 용 시험편을 24 시간 침지시킴으로써 수소를 시험편 내에 침입·확산시키고, 24 시간 경과 후, 즉시 크로스 헤드 스피드 1 ㎜/min 로 인장 시험을 실시하고, 파단 응력 σ1 을 측정할 수 있다. 또한, 상기 침지를 하지 않은 것 이외에, 동일한 조건에 의해 얻어지는 파단 응력을 σ0 으로 할 수 있다.
이상의 본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 갖는 강판이어도 된다. 도금층은 Zn 도금이거나 다른 금속의 도금이어도 된다. 또한, 용융 도금층, 전기 도금층 중 어느 것이어도 된다.
이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도에서 1000 ℃ 에서부터 1250 ℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10 ℃／분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 이 가열 유지 온도에서 30 분 이상 유지한 후, 마무리 압연 온도를 Ar3 점 이상으로 하는 열간 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 온도 내지 650 ℃ 의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40 ℃／초 이상으로 하는 냉각을 실시하고, 그 후, 냉각시켜 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 40 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고, 어닐링 온도를 800 ∼ 950 ℃ 로 하고, 그 냉연 강판을, 700 ℃ 에서부터 어닐링 온도까지 0.4 ℃／초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 어닐링 온도에서 600 초 이하 유지하고, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 260 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 70 ℃／초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 재가열을 실시하고, 그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 유지 온도에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는, 강판의 제조 방법이다.
열간 압연
열간 압연 전의 슬래브 가열에서는, 1000 ℃ 에서부터 1250 ℃ 이상의 가열 유지 온도까지 평균 가열 속도를 10 ℃／분 이하로 함으로써, 황화물의 고용 촉진이 도모되고 개재물의 크기나 개수 저감이 도모된다. Nb, Ti 는 용해 온도가 높기 때문에, 슬래브 표면 온도에서 가열 유지 온도를 1250 ℃ 이상으로 하고, 유지 시간을 30 분 이상으로 함으로써 Nb, Ti 의 고용 촉진이 도모되고, 개재물의 크기나 개수 저감이 도모된다. 상기 가열 유지 온도는 1300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1350 ℃ 이상이다. 1000 ℃ 에서부터 1250 ℃ 이상의 가열 유지 온도까지의 평균 가열 속도는, 2 ℃／분 이상이 바람직하다. 또한, 슬래브 표면 온도에서 가열 유지 온도는, 1380 ℃ 이하가 바람직하다. 슬래브의 가열 유지 온도에서의 유지 시간은, 250 분 이하가 바람직하다.
여기서, 평균 가열 속도란, 「(슬래브 가열 완료 시의 온도 (℃)―슬래브 가열 개시 시의 온도 (℃))/가열 개시부터 가열 완료까지의 가열 시간 (분)」이다.
열간 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 온도는 Ar3 점 미만이 되면, 페라이트가 생성되고, 최종 제품의 페라이트 계면에서 응력 집중되기 때문에 지연 파괴가 조장된다. 따라서, 마무리 압연 온도 (FT) 는 Ar3 점 이상으로 한다.
열간 마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 마무리 압연 온도 내지 650 ℃ 의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40 ℃／초 이상으로 하는 냉각을 실시한다. 평균 냉각 속도가 40 ℃／초 미만이면, Nb 탄질화물, Ti 탄질화물의 조대화에 의해, 원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 탄질화물이 증가하여, 원하는 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 평균 냉각 속도는, 250 ℃／초 이하이며, 보다 바람직하게는 200 ℃／초 이하이다.
또, 평균 냉각 속도란, 「(냉각 개시 시의 온도 (마무리 압연 온도) (℃)―냉각 완료 시의 온도 (℃) (650 ℃))/냉각 개시부터 냉각 완료까지의 냉각 시간 (초)」이다.
권취 온도가 600 ℃ 초과에서는 미세한 오스테나이트역에서 석출된 Nb, Ti 계 석출물의 조대화만이 진행되기 때문에, 조대한 석출물이 증가하여, 지연 파괴 특성은 저하된다. 따라서, 권취 온도는 600 ℃ 이하로 한다.
또, Ar3 점은 이하와 같이 구해진다.
Ar3 점 (℃)＝910―310×[C]―80×[Mn]―20×[Cu]―15×[Cr]―55×[Ni]―80×[Mo]
(상기 식 중, [M] 은, 강 슬래브 중의 원소 M 의 함유량 (질량％) 이며, 함유하지 않은 원소의 값은 영 (0) 으로 한다.)
냉간 압연
냉간 압연에서, 압하율 (냉간 압연율) 을 40 ％ 이상으로 하면, 그 후의 연속 어닐링에 있어서의 재결정 거동, 집합 조직 배향을 안정화시킬 수 있다. 40 ％ 에 미치지 못하는 경우, 어닐링 시의 오스테나이트 입자가 일부 조대해져, 강도가 저하될 우려가 있다. 또한, 냉간 압연율은, 80 ％ 이하인 것이 바람직하다. 냉간 압연율은, 70 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
연속 어닐링
냉간 압연 후의 강판에는, 연속 어닐링 라인 (CAL) 에서 어닐링과 필요에 따라 템퍼링 처리, 조질 압연이 실시된다.
구γ 입경을 미세화시키기 위해서는 가열 속도의 증가가 유효하고, 구γ 입경을 10 ㎛ 이하로 하기 위한 700 ℃ 이상에서의 평균 가열 속도는 0.4 ℃／초 이상이다.
또, 여기서의 평균 가열 속도란, 「후술하는 어닐링 온도 (℃)―700 (℃))/700 ℃ 에서부터 어닐링 온도까지의 가열 시간 (초)」이다.
어닐링 후에 미고용으로 잔존하는 시멘타이트 입자 등의 탄화물을 충분히 저감시키기 위해, 어닐링은 고온에서 장시간 실시한다. 구체적으로는, 어닐링 온도를 800 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 950 ℃ 초과의 어닐링에서는 구γ 입경이 지나치게 조대해지기 때문에, 어닐링 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 900 ℃ 이하이다. 또한, 균열 시간 (유지 시간) 의 장시간화에서도 구γ 입경이 지나치게 조대해지기 때문에, 600 초 이하의 균열 (유지) 로 한다.
페라이트, 잔류 γ 를 저감시키고, 마텐자이트의 면적률을 95 ％ 이상으로 하기 위해서는, 680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 260 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 70 ℃／초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각 (급랭) 시킬 필요가 있다. 바람직하게는 700 ℃／초 이상으로 냉각 개시 온도에서부터 냉각을 실시한다.
냉각 개시 온도가 680 ℃ 보다 낮으면, 페라이트가 많이 생성됨과 함께 탄소가 오스테나이트 (γ) 에 농화되어 Ms 점이 저하됨으로써 템퍼링 처리가 실시되지 않은 마텐자이트 (프레시 마텐자이트) 가 증가 한다. 또한, 냉각 속도가 느리면 상부·하부 베이나이트가 생성되고, 잔류 오스테나이트 (잔류 γ), 프레시 마텐자이트가 증가된다. 또한, 냉각 정지 온도가 260 ℃ 를 초과하면, 상부·하부 베이나이트가 생성되고, 잔류 γ, 프레시 마텐자이트가 증가된다는 문제가 있다. 마텐자이트 내의 프레시 마텐자이트는 마텐자이트를 100 ％ 로 했을 때에 면적률로 5 ％ 까지 허용할 수 있고, 상기 조건을 채용하면 프레시 마텐자이트량을 상기 범위로 억제된다.
이상으로부터, 냉각 개시 온도는 680 ℃ 이상으로 한다. 냉각 개시 온도의 상한에 대해서는, 940 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기로부터 냉각 정지 온도는 260 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도의 하한에 대해서는 150 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.
평균 냉각 속도의 상한에 대해서는 1000 ℃／초인 것이 바람직하다.
또, 여기서의 평균 냉각 속도란, 「(냉각 개시 온도 (℃)―냉각 정지 온도 (℃))/냉각 개시부터 냉각 정지까지의 냉각 시간 (초)」이다.
마텐자이트 내부에 분포되는 탄화물은, ??칭 후의 저온역 유지 중에 생성되는 탄화물이다. 우수한 내지연 파괴 특성과 인장 강도 1310 MPa 이상 (TS≥1310 MPa) 을 확보할 수 있도록, 상기 탄화물의 생성을 적정하게 제어할 필요가 있다.
그러기 위해서는, 150 ∼ 260 ℃ 의 유지 온도에서 유지 시간을 20 ∼ 1500 초로 제어할 필요가 있다.
이 유지 온도의 하한의 150 ℃ 보다 저온이거나 유지 시간이 단시간이거나 하면, 변태상 내부의 탄화물 분포 밀도가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 열화된다. 또한, 이 유지 온도의 상한의 260 ℃ 보다 고온에서는, 입자 내 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화될 우려가 있다.
이와 같이 하여 얻어진 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연을 실시할 수 있다. 그 경우에는, 스킨 패스 신장률은 0.1 ∼ 0.6 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 스킨 패스 롤은 덜 (dull) 롤로 하고, 강판의 거침도 Ra 를 0.8 ∼ 1.8 ㎛ 로 조정하는 것이 형상 평탄화의 관점에서는 바람직하다.
또한, 얻어진 강판에, 도금 처리를 실시해도 된다. 도금 처리를 실시함으로써 표면에 도금층을 갖는 강판이 얻어진다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 용융 도금, 전기 도금 중 어느 것이어도 된다. 또한, 용융 도금 후에 합금화를 실시하는 도금 처리여도 된다. 또, 도금 처리를 실시하는 경우에 있어서, 상기 스킨 패스 압연을 실시하는 경우에는, 도금 처리 후에 스킨 패스 압연을 실시한다.
이상, 본 발명에 의하면, 고강도 냉연 강판의 내지연 파괴 특성을 대폭 향상시키고, 고강도 강판의 적용에 의한 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다. 본 발명의 강판은, 판두께는 0.5 ㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강판은, 판두께는 2.0 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 것이다. 또한, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는다.
본 발명의 강판은, 인장 강도가 1310 MPa 이상이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 가지고 있다. 그러므로, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재도 고강도이며, 종래의 고강도 부재에 비해서 내지연 파괴 특성이 우수하다. 또한, 본 발명의 부재를 사용하면, 경량화가 가능하다. 따라서, 본 발명의 부재는, 예를 들어, 차체 골격 부품에 적합하게 사용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 또한, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한없이 사용할 수 있다.
실시예
[실시예 1]
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다.
표 1 에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 슬래브로 주조하였다.
이 슬래브에, 표 2 에 나타내는 열처리 및 압연을 실시하여 판두께 1.4 ㎜ 의 강판을 얻었다.
구체적으로는, 각 성분 조성을 갖는 슬래브를, 슬래브 표면 온도에서 표 2 에 나타내는 가열 유지 온도까지를 6 ℃／분의 평균 가열 속도로 가열하고, 표 2 에 나타내는 가열 유지 시간, 유지를 하였다. 그 후, 표 2 에 나타내는 각 마무리 압연 온도로 하는 열간 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 온도 내지 650 ℃ 의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 50 ℃／초로 하는 냉각을 실시하였다.
그 후, 냉각시켜 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 표 2 에 나타내는 압하율 (냉간 압연 압하율) 로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하였다.
그 후, 냉연 강판을, 700 ℃ 에서부터 표 2 에 나타내는 어닐링 온도까지를 표 2 에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 표 2 에 나타내는 균열 시간 균열하였다.
그 후, 표 2 에 나타내는 냉각 개시 온도에서부터 표 2 에 나타내는 냉각 정지 온도까지 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 재가열을 실시하고, 그 후, 표 2 에 나타내는 유지 온도에서 표 2 에 나타내는 유지 시간 유지하는 연속 어닐링을 실시하였다.
표 2 중, No.4 의 냉연 강판 (CR) 은 전기 아연 도금 처리를 실시하여, 전기 아연 도금 강판 (EG) 으로 하였다. 표 2 에 있어서, 슬래브의 표면 온도는 방사 온도계에 의해 실측하고, 슬래브의 중심 온도는 전열 계산에 의해 구하였다.
얻어진 강판에 대해서, 앞서 서술한 수법으로 금속 조직의 정량화를 실시하고, 그리고 인장 시험, 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시하였다.
구체적으로는, 조직의 측정 방법은 이하와 같이 실시하였다.
마텐자이트, 베이나이트, 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM 으로 2000 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정하였다. 여기서, 마텐자이트, 베이나이트는 SEM 에서는 회색 또는 백색을 나타낸 조직을 가리킨다. 여기서, 베이나이트는 이하의 특징을 갖는다. 즉, 애스펙트비가 2.5 이상이며 플레이트상의 형태를 나타내고 있고, 마텐자이트와 비교하면 약간 흑색의 조직이다. 상기 플레이트의 폭 (단경) 은 0.3 ∼ 1.7 ㎛ 이다. 베이나이트의 내부 직경 10 ∼ 200 ㎚ 의 탄화물의 분포 밀도는 0 ∼ 3 개/㎛2 이다. 한편, 페라이트는 SEM 에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또, 마텐자이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이것들을 제외하는 것은 어려우므로, 이것들을 포함시킨 영역의 면적률을 그 면적률로 하였다. 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 의 측정은 강판의 표층 200 ㎛ 를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로 X 선 회절 강도법에 의해 구하였다. Mo―Kα 선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산하였다.
구오스테나이트 입자의 평균 입경 (구γ 입경) 의 측정은, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 연마 후, 구γ 입계를 부식시키는 약액 (예를 들어, 포화 피크르산 수용액이나 이것에 염화제이철을 첨가한 것) 으로 부식시키고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 500 배의 배율로 4 시야 관찰하고, 얻어진 사진 중에 판두께 방향, 압연 방향으로 각각 15 개의 선을 실제의 길이로 10 ㎛ 이상의 간격으로 긋고, 입계와 선의 교점의 수를 세었다. 전체 선 길이를 교점의 수로 나눈 값에 1.13 을 곱하여 구γ 입경을 구하였다.
함유하는 Nb 및 Ti 중 원 상당 직경 100 ㎚ 이상의 탄질화물을 형성하는 Nb, Ti 량의 비율은, 이하의 방법에 의해 측정할 수 있다.
시료를 전해액 중에서 소정량 전해시킨 후, 시료편을 전해액으로부터 취출하여 분산성을 갖는 용액 중에 침지시킨다. 이어서, 이 용액 중에 포함되는 석출물을, 구멍 직경 100 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과한다. 이 구멍 직경 100 ㎚ 의 필터에 포집된 석출물이, 직경 (원 상당 직경) 이 100 ㎚ 이상인 탄질화물이다. 여과 후의 필터 상의 잔류물과, 여과액에 대하여 Nb 량 및 Ti 량을 분석하고, 직경이 100 ㎚ 이상인 탄질화물과 직경이 100 ㎚ 미만인 탄질화물에 있어서의 Nb 와 Ti 의 함유량을 구한다. 분석에는, 유도 결합 플라즈마 (ICP) 발광 분광 분석법을 사용할 수 있다. 그리고, 강중의 Nb 와 Ti 량의 합계에서 차지하는, 직경이 100 ㎚ 이상인 탄질화물에 있어서의 Nb 와 Ti 량의 합계 비율을 산출한다.
Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물의 1 ㎟ 당의 개수 (분포 밀도) 는, 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 부식시키지 않고 강판의 판두께 1/5 위치 ∼ 4/5 위치의 영역, 즉 강판 표면으로부터 판두께에 대하여 1/5 위치로부터, 판두께 중앙을 사이에 두고 4/5 위치까지의 영역에 있어서 2 ㎟ 이상의 영역을 연속해서 SEM 으로 촬영하고, 촬영한 SEM 사진으로부터 이와 같은 탄질화물의 개수를 계측함으로써 구할 수 있다. 여기서, SEM 이미지는 반사 전자 이미지로 하는 것이 바람직하다. 또한, 촬영하는 배율은 2000 배로 하면 된다. 단, 배율 : 2000 배로 석출물의 사이즈를 정확하게 파악하기 어려운 경우에는 적절히 개개의 개재물 입자를 10000 배로 확대하여, 상기 탄질화물을 획정하면 된다.
또한, 인장 시험은 코일 폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내어, 인장 시험 (JIS Z2241 에 준거) 을 실시하여 YP, TS, El 을 평가하였다.
내지연 파괴 특성의 평가는 다음과 같이 하여 실시하였다. 얻어진 강판 (코일) 의 폭 방향으로 코일 폭의 1/4 위치로부터 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 통상 속도법 (CSRT) 용 시험편을 잘라내었다. CSRT 용 시험편은, 평행부 폭이 12.5 ㎜, 평행부 길이가 25 ㎜ 인 인장 시험편의 평행부의 양 끝에, 반경 3 ㎜ 의 반원 형상의 노치를 실시한 시험편으로 하였다. 10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 체적비로 1 : 1 로 혼합하고, 시험편의 표면적 1 ㎠ 당의 액량이 20 ml 가 되도록 조정한 20 ℃ 의 용액 (pH 3) 에, CSRT 용 시험편을 24 시간 침지시킴으로써 수소를 시험편 내에 침입·확산시키고, 24 시간 경과 후, 즉시 크로스 헤드 스피드 1 ㎜/min 로 인장 시험을 실시하여 파단 응력을 측정하였다. 내지연 파괴 특성은, 침지를 하지 않을 때의 파단 응력을 σ0 으로 하고, 침지에 의해 수소를 침입 확산시킨 후의 파단 응력 σ1 로 하여 σ1/σ0 으로 평가하였다. 여기서, TS : 1310 MPa 이상 1500 MPa 미만에서는 σ1/σ0 이 0.80 이상인 것, TS : 1500 MPa 이상 1800 MPa 미만에서는 σ1/σ0 이 0.50 이상인 것, TS : 1800 MPa 이상에서는 σ1/σ0 이 0.35 이상인 것을 내지연 파괴 특성이 우수한 것으로 판단하였다.
얻어진 강판의 조직, 특성에 대해서 표 3 에 나타낸다.
본 발명의 범위 내의 강판은, 고강도이며, 내지연 파괴 특성이 우수하였다.
한편, No.29 (강종 AC) 는 C 함유량이 불충분하여, TS 가 부족하였다.
No.30 (강종 AD) 은 C 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.31 (강종 AE) 은 Si 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.32 (강종 AF) 는 P 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.33 (강종 AG) 은 S 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.34 (강종 AH) 는 sol.Al 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.35 (강종 AI) 는 N 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.36 (강종 AJ), No.38 (강종 AL) 은 Nb, Ti 의 합계의 함유량이 과잉되어, 1.0 ㎛ 이상의 석출물이 과잉으로 존재하여, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.37 (강종 AK) 은 Nb, Ti 의 합계의 함유량이 불충분하여, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.39 (강종 AM) 는 B 함유량이 과잉되어, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.40 (강종 Y) 은 가열 온도 (슬래브 표면 온도 (SRT)) 가 낮아서, Nb, Ti 가 충분히 고용되지 않았기 때문에, 1.0 ㎛ 이상의 Nb, Ti 석출물이 다량으로 존재하여, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.41 (강종 Y) 은 슬래브 가열 유지 시간이 너무 적어서, Nb, Ti 가 충분히 고용되지 않았기 때문에, 1.0 ㎛ 이상의 Nb, Ti 석출물이 다량으로 존재하여, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.42 (강종 Y) 는 권취 온도 (CT) 가 높아서, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.43 (강종 Y) 은 어닐링 시의 평균 가열 속도가 낮아서, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.44 (강종 Y) 는 냉각 개시 온도가 낮아서, 페라이트가 생성되고, 마텐자이트의 생성이 충분하지 않았기 때문에, 충분한 지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.46 (강종 Y) 은 어닐링 온도가 높아서, 구γ 입경이 충분히 미세화되지 않았기 때문에, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
[실시예 2]
실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (적합예) 에 대하여, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (적합예) 에 대하여 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.7 (적합예) 에 대하여 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합시켜 본 발명예의 부재를 제조하였다.
이들 본 발명예의 부재는, 인장 강도 (TS) 가 1800 MPa 이상이며, σ1/σ0 이 0.70 이상인 값으로 0.35 이상이어서, 내지연 파괴 특성이 우수하므로, 이들 부재는 자동차 부품 등에 적합하게 사용되는 것을 알 수 있다.
마찬가지로 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (적합예) 에 의한 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (적합예) 에 의한 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.7 (적합예) 에 의한 강판을 스폿 용접에 의해 접합시켜 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 인장 강도 (TS) 가 1800 MPa 이상이며, σ1/σ0 이 0.7 이상인 값으로 0.35 이상이어서, 내지연 파괴 특성이 우수하므로, 이들 부재는 자동차 부품 등에 적합하게 사용되는 것을 알 수 있다.
Claims (14)
- 질량％ 로,
C : 0.12 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
Si : 1.5 ％ 이하,
Mn : 1.7 ％ 이하,
P : 0.03 ％ 이하,
S : 0.0020 ％ 미만,
sol.Al : 0.20 ％ 이하,
N : 0.005 ％ 이하,
Nb 와 Ti 중 1 종 이상을 합계로 0.005 ％ 이상 0.080 ％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
마텐자이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상 100 ％ 이하이며, 잔부가 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 1 종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고,
구오스테나이트 입자의 평균 입경이 18 ㎛ 이하이며,
함유하는 Nb 및 Ti 의 합계의 함유량의 90 질량％ 이상이 원 상당 직경 100 ㎚ 이상인 탄질화물로서 존재하고,
원 상당 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 탄질화물 및 Ti 탄질화물이 합계로 800 개/㎟ 이하로 존재하고,
인장 강도가 1310 MPa 이상인, 강판. - 제 1 항에 있어서,
상기 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인, 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
10 질량％ 의 티오시안산암모늄 수용액과 pH 3 의 McIlvaine 완충액을 함유하는 용액 중에 침지시키기 전의 파단 응력 σ0,
상기 용액 중에 침지시킨 후의 파단 응력 σ1, 및
상기 인장 강도가, 이하의 (A), (B) 또는 (C) 를 만족하는, 강판.
(A) 인장 강도 : 1310 MPa 이상 1500 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.80 이상이다,
(B) 인장 강도 : 1500 MPa 이상 1800 MPa 미만이며, σ1/σ0 이 0.50 이상이다,
(C) 인장 강도 : 1800 MPa 이상이며 σ1/σ0 이 0.35 이상이다. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 질량％ 로, S : 0.0010 ％ 미만을 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, B : 0.0100 ％ 이하를 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Cu : 1.0 ％ 이하 및 Ni : 1.0 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.3 ％ 미만, V : 0.5 ％ 이하, Zr : 0.2 ％ 이하 및 W : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0030 ％ 이하, Ce : 0.0030 ％ 이하, La : 0.0030 ％ 이하, REM (Ce, La 를 제외한다) : 0.0030 ％ 이하 및 Mg : 0.0030 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.1 ％ 이하 및 Sn : 0.1 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는, 강판. - 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는, 강판. - 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
- 제 1 항, 제 4 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도에서 1000 ℃ 에서부터 1250 ℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10 ℃／분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 가열 유지 온도에서 30 분 이상 유지한 후,
마무리 압연 온도를 Ar3 점 이상으로 하는 열간 마무리 압연을 실시하고,
상기 마무리 압연 온도 내지 650 ℃ 의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40 ℃／초 이상으로 하는 냉각을 실시하고,
그 후, 냉각시켜 600 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고,
그 열연 강판을 40 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
어닐링 온도를 800 ∼ 950 ℃ 로 하고, 그 냉연 강판을, 700 ℃ 에서부터 상기 어닐링 온도까지 0.4 ℃／초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고,
상기 어닐링 온도에서 600 초 이하 유지하고,
680 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 260 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 70 ℃／초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고,
그 후, 150 ∼ 260 ℃ 의 유지 온도에서 20 ∼ 1500 초 유지하는 연속 어닐링을 실시하는, 강판의 제조 방법. - 제 12 항에 있어서,
상기 연속 어닐링 후, 강판 표면에 도금 처리를 실시하는, 강판의 제조 방법. - 제 12 항 또는 제 13 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
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