KR20240024947A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

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KR20240024947A
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타이요 아사카와
심페이 요시오카
신지로 가네코
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

고강도이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판 및 그의 제조 방법의 제공. 질량％로, C: 0.15∼0.45％, Si: 1.5％ 이하, Mn: 1.7％ 초과, P: 0.03％ 이하, S: 0.0040％ 미만, sol.Al: 0.20％ 이하, N: 0.005％ 이하, B: 0.0015∼0.0100％, Nb와 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005∼0.080％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95∼100％이고, 구γ 입경이 11.2㎛ 미만이고, 원상당경 500㎚ 이상의 석출물의 수 밀도 A가 식: A(개/㎟)≤8.5×105×[B]를 충족한다.

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법
본 발명은, 자동차 등에 있어서 냉간 프레스 성형을 거쳐 사용되는 냉간 프레스 성형용 고강도 강판 등의 강판, 당해 강판을 이용한 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차의 경량화나 충돌 안전성을 목적으로 하여, 자동차용 골격 부품에 인장 강도 TS가 1310㎫급 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다. 또한, 범퍼나 임팩트 빔 부품 등에는 인장 강도 TS가 1470㎫급 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다.
인장 강도 TS가 1470㎫급 이상인 고강도 강판을 냉간 프레스에 의해 성형하여 부품으로 한 경우, 부품 내에서의 잔류 응력의 증가나 강판 그 자체에 의한 내(耐)지연 파괴 특성(delayed fracture resistance)의 열화에 의해, 지연 파괴가 생길 우려가 있다.
여기에서, 지연 파괴란, 부품에 높은 응력이 가해진 상태로 부품이 수소 침입 환경하에 놓여졌을 때, 수소가 부품을 구성하는 강판 내에 침입하여, 원자간 결합력을 저하시키는 것이나 국소적인 변형을 일으킴으로써 미소 균열(microcracks)이 생기고, 그 미소 균열이 진전됨으로써 파괴에 이르는 현상이다.
이러한 지연 파괴 특성을 개선하는 기술로서, 예를 들면, 지연 파괴 파괴의 기점이 되는 조대한(coarse) 석출물을 저감함으로써 내지연 파괴 특성이 개선된다는 인식에 기초하여, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.13％ 이상 0.40％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 1.8％ 이상 4％ 이하, P: 0.02％ 이하, S: 0.0010％ 미만, sol.Al: 0.2％ 이하, N: 0.0060％ 미만, B: 0.0003％ 이상 0.0035％ 미만, O: 0.0020％ 미만을 함유함과 함께, 추가로, Nb: 0.002％ 이상 0.035％ 미만 및 Ti: 0.002％ 이상 0.040％ 미만의 1종 또는 2종을 [％Ti]＋[％Nb]＞0.007, [％Ti]×[％Nb]2＜7.5×10－6을 충족하도록 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마르텐사이트 및 베이나이트의 조직 전체에 대한 면적률을 90％ 초과 100％ 이하, 구(prior)오스테나이트립의 평균 입경을 6∼15㎛로 함과 함께, 특정의 조건을 충족하는 개재물군을 저감하여, 애스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이하이고, 장축이 0.30㎛ 이상 2㎛ 이하인, Fe를 주성분으로 하는 탄화물이 4000개/㎟ 이하로 존재하는 강 조직을 갖고, 판두께가 0.5∼2.6㎜이고, 인장 강도가 1320㎫ 이상인 내지연 파괴 특성을 개선한 강판이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.05％∼0.30％, Si: 2.0％ 이하(0％를 포함함), Mn: 0.1％ 초과 2.8％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.01∼0.50％ 이하에 더하여, Nb, Ti 및 Zr의 1종 또는 2종 이상을, 합하여 0.01％ 이상이고, 또한, [％C]－[％Nb]/92.9×12－[％Ti]/47.9×12－[％Zr]/91.2×12＞0.03을 만족하도록 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 50％ 이상(100％를 포함함)을 포함하고, 잔부가 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고, 템퍼링 마르텐사이트 중에 있어서의 석출물의 분포 상태가, 원상당 직경 1∼10㎚의 석출물은, 템퍼링 마르텐사이트 1㎛2당 20개 이상이고, 원상당 직경 20㎚ 이상의 석출물로서, Nb, Ti 및 Zr의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 석출물은, 템퍼링 마르텐사이트 1㎛2당 10개 이하이고, 결정 방위차가 15° 이상의 대각 입계(high-angle grain boundaries)로 둘러싸인 페라이트의 평균 입경이 5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 내수소 취화 특성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.
일본특허 제6354921호 공보 일본특허 제4712882호 공보
그러나, 종래 기술은, 1470㎫ 이상의 인장 강도 TS를 확보함과 함께, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 기술로서는 충분하다고는 할 수 없었다.
본 발명은, 이러한 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로서, 인장 강도가 1470㎫ 이상 (TS≥1470㎫)이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
우수한 내지연 파괴 특성이란, 이하의 평가에 의해 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는다고 판단하는 것을 가리킨다.
(1) 우선, 얻어진 강판(코일)의 폭방향 단부로부터 코일폭의 1/4 위치로부터 압연 직각 방향: 100㎜, 압연 방향: 30㎜가 되는 직사각형 시험편을 채취한다.
(2) 길이가 100㎜가 되는 장변측의 단면의 잘라냄은 전단 가공으로 하고, 전단 가공 그대로의 상태로(버어(burrs)를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버어가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하고, 그 굽힘 성형 시의 시험편 형상을 유지하여, 볼트로 시험편을 고정한다.
전단 가공의 클리어런스는 13％로 하고, 레이크각(rake angle)은 1°로 했다. 굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경 10㎜이고, 굽힘 정점 내측의 각도가 90도(V굽힘)가 되도록 행한다.
펀치는, 선단 반경이 상기의 선단 굽힘 반경 R과 동일하고 U자 형상(선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 몸통부의 두께가 2R)인 것을 이용하고, 다이는, 코너 R이 30㎜인 것을 이용한다. 그리고, 펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도(굽힘 정점 내측의 각도)가 90도(V자 형상)가 되도록 성형한다.
굽힘 성형 시의 직편부(straight portions)의 플랜지 단부끼리의 거리가 굽힘 성형했을 때와 동일한 거리가 되도록(스프링백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록), 유압 잭으로 시험편을 사이에 두고 단단히 조이고, 그 상태로 볼트 체결한다. 볼트는 미리 직사각형 시험편의 단변 엣지로부터 10㎜ 내측에 형성한 타원 형상(단축 10㎜, 장축 15㎜)의 구멍에 통과하여 고정한다.
(3) 얻어진 볼트 조임 후의 시험편을, 0.1질량％의 티오시안산 암모늄 수용액과, McIlvaine 완충액을 1:1로 혼합하고, pH를 8.0로 조정한 용액에 침지하여 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시한다. 이 때, 용액의 온도는 20℃로 하고, 시험편의 표면적 1㎤당의 액량은 20ml로 한다.
(4) 24시간 경과 후에 육안으로 확인할 수 있는 레벨(길이 1㎜ 이상)의 균열의 유무를 확인하여, 균열이 관찰되지 않은 것은, 내지연 파괴 특성이 우수하다고 판단한다.
본 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭하여, 이하의 조건을 모두 충족함으로써 내지연 파괴 특성을 대폭으로 향상시킬 수 있는 것을 발견했다.
ⅰ) 마르텐사이트의 면적률이 95％ 이상일 것.
ⅱ) 구오스테나이트립의 평균 입경(구γ 입경)이 11.2㎛ 미만일 것.
ⅲ) 원상당경 500㎚ 이상의 석출물의 수 밀도(number density) A가 하기의 조건을 충족할 것.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]
여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
본 발명은, 상기의 인식에 기초하여, 추가적인 검토에 의해 완성된 것으로서, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량％로,
C: 0.15％ 이상 0.45％ 이하,
Si: 1.5％ 이하,
Mn: 1.7％ 초과,
P: 0.03％ 이하,
S: 0.0040％ 미만,
sol.Al: 0.20％ 이하,
N: 0.005％ 이하,
B: 0.0015％ 이상 0.0100％ 이하,
Nb와 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.080％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
마르텐사이트가 조직 전체의 면적에 대하여 95％ 이상 100％ 이하인 조직을 갖고,
구오스테나이트립의 평균 입경이 11.2㎛ 미만이고,
원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A가 하기의 식 (1)을 충족하는 강판.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]　···식 (1)
여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
[2] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％로, Cu: 1.0％ 이하 및 Ni: 1.0％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는, 제1항에 기재된 강판.
[3] 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 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1] 또는 [2]에 기재된 강판.
[4] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％로, Ca: 0.0030％ 이하, Ce: 0.0030％ 이하, La: 0.0030％ 이하, REM(Ce, La를 제외함): 0.0030％ 이하 및 Mg: 0.0030％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[5] 상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％로, Sb: 0.1％ 이하 및 Sn: 0.1％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는, [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[6] 강판 표면에 도금층을 갖는, [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 강판.
[7] [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 강판을 이용하여 이루어지는 부재.
[8] [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도로 1000℃에서 1250℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10℃/분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 가열 유지 온도에서 30분 이상 유지한 후,
900∼1000℃에서의 체류 시간을 20초 이상 150초 이하로, 마무리 압연 온도를 850℃ 이상으로 한 조건으로 열간 마무리 압연을 행하고,
상기 마무리 압연 온도에서 650℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40℃/초 이상으로 하는 냉각을 행하고,
그 후, 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고,
당해 열연 강판을 40％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
어닐링 온도를 800∼950℃로 하고, 상기 냉연 강판을, 400℃에서 상기 어닐링 온도까지 1.0℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고,
상기 어닐링 온도에서 600초 이하 유지하고,
상기 어닐링 온도에서 420℃까지를 2℃/초 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고,
420℃에서 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 10℃/초 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고,
그 후, 150∼260℃의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 연속 어닐링을 행하는, 강판의 제조 방법.
[9] 상기 연속 어닐링에 있어서의 상기 제1 평균 냉각 속도로 냉각할 때에 상기 냉연 강판을 도금욕에 침지하고, 도금욕 침지 후에 480∼600℃로 가열하여 합금화 처리하는 [8]에 기재된 강판의 제조 방법.
[10] 상기 연속 어닐링의 후, 강판 표면에 도금 처리를 행하는, [8]에 기재된 강판의 제조 방법.
[11] [1]∼[6] 중 어느 하나에 기재된 강판에, 성형 가공, 접합 가공의 적어도 한쪽을 실시하여 부재로 하는 공정을 포함하는, 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 고강도이고, 내지연 파괴 특성이 우수한 강판, 부재 및 그들의 제조 방법이 제공된다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판은, 질량％로, C: 0.15％ 이상 0.45％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 1.7％ 초과, P: 0.03％ 이하, S: 0.0040％ 미만, sol.Al: 0.20％ 이하, N: 0.005％ 이하, B: 0.0015％ 이상 0.0100％ 이하, Nb와 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.080％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95％ 이상 100％ 이하인 조직을 갖고, 구오스테나이트립(이하, 구γ립(grains)이라고도 기재함)의 평균 입경(구γ 입경)이 11.2㎛ 미만이고, 원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A가 하기의 식 (1)을 충족한다.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]　···식 (1)
여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
성분 조성
이하에 본 발명의 강판이 갖는 성분 조성의 범위의 한정 이유를 설명한다. 또한, 성분 함유량에 관한 ％는 「질량％」이다.
C: 0.15％ 이상 0.45％ 이하
C는, 퀀칭성(hardenability)을 향상시켜 마르텐사이트인 강 조직을 얻기 위해, 또한 마르텐사이트의 강도를 상승시키기 위해 함유한다. 1470㎫ 이상인 인장 강도(이하, TS≥1470㎫이라고도 기재함)를 확보하기 위해, C 함유량은 0.15％ 이상으로 한다. 인장 강도의 증가에 의한 자동차용 골격 부품의 경량화의 관점에서, C 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.27％ 이상이다. 한편, 과잉으로 첨가한 C는 철 탄화물의 생성이나 입계로의 편석에 의해 내지연 파괴 특성을 악화시키는 요인이 된다. 이들의 관점에서, C 함유량은 0.45％ 이하의 범위로 한정된다. C 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.37％ 이하이다.
Si: 1.5％ 이하
Si는, 고용 강화에 의한 강화 원소로서, 또한, 200℃ 이상의 온도역에서 템퍼링하는 경우의 필름 형상의 탄화물의 생성을 억제하여 내지연 파괴 특성을 개선하는 관점에서 함유한다. 또한, 판두께 중앙부에서의 Mn 편석을 경감하여 MnS의 생성을 억제하는 관점에서 Si를 함유한다. 또한, 연속 어닐링 라인(CAL)에서의 어닐링 시의 표층의 산화에 의한 탈탄, 탈B를 억제하기 위해 Si를 함유한다. Si 함유량의 하한값은 규정하지 않지만, 상기 효과를 얻는 관점에서 Si는 0.02％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 지나치게 많아지면, 열연, 냉연에서의 압연 하중의 현저한 증가나 인성의 저하를 초래한다. 이들의 관점에서, Si 함유량은 1.5％ 이하(0％를 포함함)로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.2％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이다.
Mn: 1.7％ 초과
Mn은, 강의 퀀칭성을 향상시켜, 소망하는 강도를 얻기 위해, 마르텐사이트의 면적률을 소정 범위로 하기 위해 1.7％ 초과 함유한다. 바람직하게는 1.8％ 이상 함유한다. 상한은 특별히 형성하지 않지만, Mn은, 판두께 중앙부에서의 MnS의 생성이나 조대화를 특히 조장하는 원소로서, Al2O3, (Nb, Ti)(C, N), TiN, TiS 등의 개재물 입자와 복합하여 석출하여, 지연 파괴를 조장한다. 따라서, Mn 함유량은, 바람직하게는, 4.0％ 이하이다. 보다 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
P: 0.03％ 이하
P는, 강을 강화하는 원소이지만, 그 함유량이 많으면, 입계에 편석하여 입계 강도를 저하시켜, 내지연 파괴 특성이나 스폿 용접성(spot weldability)은 현저한 열화를 초래한다. 상기의 관점에서 P 함유량은 0.03％ 이하로 한다. P 함유량은 바람직하게는 0.02％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다. P 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서, 0.002％로 한다.
S: 0.0040％ 미만
S는, 조대한 MnS를 형성하여, 지연 파괴의 기점이 됨으로써 내지연 파괴 특성을 저하시킨다. 내지연 파괴 특성 개선의 관점에서 S 함유량은 적어도 0.0040％ 미만으로 할 필요가 있다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 미만이고, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0007％ 이하이다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서, 0.0002％로 한다.
sol.Al: 0.20％ 이하
Al은, 충분한 탈산을 행하여, 강 중 개재물을 저감하기 위해 함유한다. sol.Al의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 안정적으로 탈산을 행하기 위해서는, sol.Al 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. sol.Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편, sol.Al 함유량이 0.20％ 초과가 되면, 권취 시에 생성된 시멘타이트가 어닐링 과정에서 고용하기 어려워져, 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.20％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다.
N: 0.005％ 이하
N은, 강 중에서 TiN, (Nb, Ti)(C, N) 등의 석출물을 형성하고, 이들의 생성을 통하여 구오스테나이트 입경의 미세화에 유효한 NbC, TiC, (Nb, Ti)C를 감소시킨다. 이들은, 본 발명에서 요구하는 강 조직으로 조정되는 것을 방해하여, 내지연 파괴 특성에 악영향을 미친다. 이러한 악영향을 작게하기 위해, N 함유량은 0.005％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0040％ 이하이다. 하한은 규정하지 않지만, 현재 공업적으로 실시 가능한 하한으로서, 0.0006％로 한다.
B: 0.0015％ 이상 0.0100％ 이하
B는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소로서, 적은 Mn 함유량에서도 소정의 면적률의 마르텐사이트를 생성시키는 이점을 갖는다. 또한, B는, 입계에 편석함으로써 입계의 결합력을 증가시키는 것이나, 입계 강도를 저하시키는 P의 편석을 억제함으로써, 내지연 파괴 특성을 향상시킨다. 한편으로, 과잉인 B의 첨가는, Fe23(C, B)6이나 BN을 증가시켜, 지연 파괴의 기점이 됨으로써 내지연 파괴 특성을 오히려 저하시킨다는 결과가 얻어졌다. 따라서, B의 첨가에 의한 내지연 파괴 특성의 향상의 효과를 얻기 위해서는, 입계 고용 B의 증가와 B계 석출물의 억제를 양립하는 것이 필요하다. 구γ 입경이 10㎛ 이하인 강에 있어서, 충분한 입계 고용 B량을 얻기 위해, B 함유량은 0.0015％ 이상으로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0025％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이상이다. 한편, 0.0100％ 초과의 B를 함유하는 경우에는, 열연 조건 및 어닐링 조건의 제어에 의해서도 B계 석출물의 저감이 곤란해진다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.0090％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이다.
Nb와 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.080％ 이하
Nb 및 Ti는, 마르텐사이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여함과 함께, 구γ 입경의 미세화에 의해 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이러한 관점에서 Nb 및 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 함유한다. Nb와 Ti의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 한편, Nb와 Ti 중 1종 이상이 합계로 0.080％ 초과가 되면, 슬래브 재가열로 Nb와 Ti가 완전하게 고용하지 않고, TiN, Ti(C, N), NbN, Nb(C, N), (Nb, Ti)(C, N) 등의 원상당경 500㎚ 이상의 석출물이 증가하여, 지연 파괴의 기점이 되기 때문에, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화한다. 따라서, Nb와 Ti의 합계의 함유량의 상한은 0.080％이다. Nb와 Ti의 합계의 함유량 (Ti＋Nb)는, 바람직하게는 0.07％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
본 발명에 있어서의 강판의 성분 조성은, 상기의 성분 원소를 기본 성분으로서 함유하고, 잔부는 철(Fe) 및 불가피적 불순물을 포함한다. 여기에서, 본 발명의 강판은 상기의 기본 성분을 함유하고, 잔부는 철(Fe) 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명에서는, 성분 조성으로서, 이하의 (A)∼(D)로부터 선택한 1개 또는 2개 이상을 함유해도 좋다.
(A) 질량％로, Cu: 1.0％ 이하 및 Ni: 1.0％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종,
(B) 질량％로, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 0.3％ 미만, V: 0.5％ 이하, Zr: 0.2％ 이하 및 W: 0.2％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상,
(C) 질량％로, Ca: 0.0030％ 이하, Ce: 0.0030％ 이하, La: 0.0030％ 이하, REM(Ce, La를 제외함): 0.0030％ 이하 및 Mg: 0.0030％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상,
(D) 질량％로, Sb: 0.1％ 이하 및 Sn: 0.1％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종
Cu: 1.0％ 이하
Cu는, 자동차의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킨다. 또한, Cu의 함유에 의해, 부식 생성물이 강판 표면을 피복하여 강판으로의 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 또한, Cu는, 스크랩을 원료로서 활용할 때에 혼입하는 원소이고, Cu의 혼입을 허용함으로써 리사이클 자재를 원료 자재로서 활용할 수 있어, 제조 비용을 삭감할 수 있다. Cu는 상기의 관점에서 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 추가로 내지연 파괴 특성 향상의 관점에서는 Cu는 0.05％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 그러나, 그의 함유량이 지나치게 많아지면 표면 결함의 원인이 되기 때문에, Cu 함유량은 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이상으로부터, Cu를 함유하는 경우, Cu 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
Ni: 1.0％ 이하
Ni도 내식성을 향상시키는 작용이 있는 원소이다. 또한, Ni는, Cu를 함유시키는 경우에 생기기 쉬운 표면 결함을 저감하는 작용이 있다. 따라서, Ni는 상기의 관점에서 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 그러나, Ni 함유량이 지나치게 많아지면 가열로(heating furnace) 내에서의 스케일(scales) 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 됨과 함께, 현저한 비용 증가가 된다. 따라서, Ni를 함유하는 경우, Ni 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
Cr: 1.0％ 이하
Cr은, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과를 얻기 위해 첨가할 수 있다. 그 효과를 얻으려면 Cr을 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 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. 또한, 내공식성(pitting corrosion resistance)도 열화시킨다. 추가로 화성 처리성도 열화시킨다. 그 때문에, Cr을 함유하는 경우, Cr 함유량은 1.0％ 이하로 한다. 내지연 파괴 특성, 내공식성, 화성 처리성은, 모두 Cr 함유량이 0.2％ 초과에서 열화하기 시작하는 경향이 있기 때문에, 이들을 방지하는 관점에서 Cr 함유량은, 0.2％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo: 0.3％ 미만
Mo는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과 및, 마르텐사이트를 미세화하는 것에 의한 내지연 파괴 특성의 개선의 효과를 얻는 목적으로 첨가할 수 있다. Nb, Ti를 다량으로 첨가하면 이들의 조대 석출물이 생성되어, 오히려 내지연 파괴 특성은 열화하지만, Mo의 고용 한계량은 Nb, Ti와 비교하면 크다. Nb, Ti와 복합으로 첨가하면 이들과 Mo가 복합한 미세 석출물을 형성하여, 조직을 미세화하는 작용이 있다. 따라서, 소량의 Nb, Ti첨가에 더하여 Mo를 복합 첨가함으로써 조대한 석출물을 잔존시키지 않고 조직을 미세화하면서 미세 탄화물을 다량으로 분산시키는 것이 가능해져, 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 그 효과를 얻으려면 Mo는 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 그러나, Mo를 0.3％ 이상 함유하면 화성 처리성이 열화한다. 그 때문에, Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은 0.3％ 미만으로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.2％ 이하이다.
V: 0.5％ 이하
V는, 강의 퀀칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 V를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과 및, 마르텐사이트를 미세화하는 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％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 그러나, V를 0.5％를 초과하여 함유하면 주조성(castability)이 현저하게 열화한다. 그 때문에, V를 함유하는 경우, V 함유량은 0.5％ 이하로 한다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.3％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이하이다. V 함유량은, 또한 0.1％ 이하인 것이 바람직하다.
Zr: 0.2％ 이하
Zr은, 구γ립의 미세화나 그에 따른 마르텐사이트의 내부 구조의 미세화를 통하여 고강도화에 기여함과 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, 수소 트랩 사이트가 되는 미세한 Zr계 탄화물·탄질화물의 형성을 통하여 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성을 개선한다. 또한, Zr은 주조성을 개선한다. 이러한 관점에서, Zr 함유량은 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.015％ 이상이다. 단, Zr을 다량으로 첨가하면 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 ZrN, ZrS계의 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 그 때문에, Zr을 함유하는 경우, Zr 함유량은 0.2％ 이하로 한다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.04％ 이하이다.
W: 0.2％ 이하
W는, 수소의 트랩 사이트가 되는 미세한 W계 탄화물이나 탄질화물의 형성을 통하여, 고강도화와 함께 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이러한 관점에서, W는 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 단, W를 다량으로 함유시키면, 열간 압연 공정의 슬래브 가열 시에 미고용으로 잔존하는 조대한 석출물이 증가하여, 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 그 때문에, W를 함유하는 경우, W 함유량은 0.2％ 이하로 한다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이다.
Ca: 0.0030％ 이하
Ca는, S를 CaS로서 고정하여, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해, Ca를 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 단, Ca를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Ca 함유량은 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Ca를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
Ce: 0.0030％ 이하
Ce도 S를 고정하여, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 Ce를 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 단, Ce를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Ce 함유량은 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Ce를 함유하는 경우, Ce 함유량은 0.0030％ 이하로 한다. Ce 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.
La: 0.0030％ 이하
La도 S를 고정하여, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 La를 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. La 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 단, La를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, La 함유량은 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, La를 함유하는 경우, La 함유량은, 0.0030％ 이하로 한다. La 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.
REM: 0.0030％ 이하
REM도 S를 고정하여, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 REM을 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 단, REM을 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, REM 함유량은 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, REM을 함유하는 경우, REM 함유량은, 0.0030％ 이하로 한다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.
또한, 본 발명에서 말하는 REM이란, 원자 번호 21번의 스칸듐(Sc)과 원자 번호 39번의 이트륨(Y) 및, 원자 번호 57번의 란탄(La)에서 71번의 루테튬(Lu)까지의 란타노이드 중, Ce와 La를 제외한 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서의 REM 농도란, 전술의 REM으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소의 총 함유량이다.
Mg: 0.0030％ 이하
Mg는, MgO로서 O를 고정하여, 내지연 파괴 특성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해 Mg를 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 단, Mg를 다량으로 첨가하면 표면 품질이나 굽힘성을 열화시키기 때문에, Mg 함유량은 0.0030％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Mg를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 0.0030％ 이하로 한다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.
Sb: 0.1％ 이하
Sb는, 표층의 산화나 질화를 억제하고, 그에 따른 C나 B의 저감을 억제한다. C나 B의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이러한 관점에서 Sb 함유량은 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.004％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.006％ 이상이다. 단, Sb 함유량이 0.1％를 초과하면 주조성이 열화하고, 또한, 구γ 입계에 Sb가 편석하여 전단 단면의 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.1％ 이하인 것이 바람직하다. 이상으로부터, Sb를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 0.1％ 이하로 한다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이하이다.
Sn: 0.1％ 이하
Sn은, 표층의 산화나 질화를 억제하여, 그에 따른 C나 B의 표층에 있어서의 함유량의 저감을 억제한다. C나 B의 저감이 억제됨으로써 표층의 페라이트 생성을 억제하여, 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여한다. 이러한 관점에서 Sn 함유량은 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 단, Sn 함유량이 0.1％를 초과하면 주조성이 열화하고, 또한, 구γ 입계에 Sn이 편석하여 전단 단면의 내지연 파괴 특성이 열화한다. 이 때문에, Sn을 함유하는 경우, Sn 함유량은, 0.1％ 이하로 한다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하이다.
또한, 상기 임의 원소를 적합 하한값 미만으로 포함하는 경우, 상기 임의 원소를 불가피적 불순물로서 포함하는 것으로 한다.
강 조직
본 발명의 강판의 강 조직은, 이하의 구성을 구비한다.
(구성 1) 마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95％ 이상 100％ 이하이다.
(구성 2) 구오스테나이트립의 평균 입경이 11.2㎛ 미만이다.
(구성 3) 원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A가 하기의 식 (1)을 충족한다.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]　···식 (1)
여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
이하, 각 구성에 대해서 설명한다.
(구성 1) 마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95％ 이상 100％ 이하이다.
TS≥1470㎫의 높은 강도와 우수한 내지연 파괴 특성을 양립하기 위해, 강 조직에 있어서의 마르텐사이트의 면적률을 95％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 99％ 이상, 더욱 바람직하게는 100％이다. 또한, 마르텐사이트 이외를 포함하는 경우, 잔부는 베이나이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트(잔류γ)를 들 수 있다. 이들 조직 이외는, 미량의 탄화물, 황화물, 질화물, 산화물이다. 잔부 조직은, 5％ 이하이고, 바람직하게는 1％ 이하이다. 또한, 마르텐사이트에는 연속 냉각 중의 자기 템퍼링(self-tempering)도 포함하여 대략 150℃ 이상에서 일정 시간 체류하는 것에 의한 템퍼링이 생기고 있지 않은 마르텐사이트도 포함한다. 또한, 잔부를 포함하지 않고, 마르텐사이트의 면적률이 100％라도 좋다.
(구성 2) 구오스테나이트립의 평균 입경이 11.2㎛ 미만이다.
강 조직에 있어서의 마르텐사이트의 면적률이 95％ 이상의 강에서는, 지연 파괴 파면(fracture surface)은 입계 파면을 나타내는 경우가 많아, 지연 파괴의 기점 및 지연 파괴 초기의 균열 진전 경로는 구오스테나이트 입계 상이라고 생각된다. 입계 파괴의 억제에는 구오스테나이트립의 미세화가 유효하고, 구오스테나이트립의 미세화에 의해 내지연 파괴 특성은 현저하게 개선된다. 메커니즘으로서는 구오스테나이트립의 미세화에 의해 구오스테나이트 입계의 면적률이 증가하고, 입계 취화 원소인 P 등의 불순물 원소의 구오스테나이트 입계 상에서의 농도가 저하하는 것이 생각된다. 또한, 구오스테나이트립의 미세화는, 인장 강도의 향상에도 기여한다. 내지연 파괴 특성 및 강도의 관점에서, 구오스테나이트립의 평균 입경(구γ 입경)은, 11.2㎛ 미만이다. 이 평균 입경은, 바람직하게는 10㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 7.0㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 5.0㎛ 이하이다.
(구성 3) 원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A가 하기의 식을 충족한다.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]　···식 (1)
여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
TS≥1470㎫의 높은 강도를 갖는 강에 있어서 입계 파괴를 억제하기 위해서는, 구오스테나이트립의 미세화에 더하여, B를 입계에 편석시켜 입계를 강화하는 것이 유효하다. 단, 단순한 B 첨가량의 증가는, 입계 편석 B 뿐만 아니라 지연 파괴의 기점이 되는 Fe23(C, B)6을 주체로 한 B계 석출물도 증가시키기 때문에, 내지연 파괴 특성을 오히려 저하시킨다. 본 발명자들은, 열간 압연 조건의 제어에 의해 원상당경 500㎚ 이상의 석출물의 수 밀도 A를 저감하고, 하기의 조건을 충족함으로써 B의 입계 강화에 의한 내지연 파괴 특성의 향상과 석출물 기점의 파괴의 억제를 양립하는 것이 가능한 것을 발견했다.
A(개/㎟)≤8.5×105×[B]
바람직하게는, A(개/㎟)≤5.0×105×[B]이고,
보다 바람직하게는, A(개/㎟)≤2.0×105×[B]이다.
이상의 강 조직에 있어서의 각 구성의 측정 방법을 설명한다.
마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 수직인 단면(이하, 압연 방향에 평행한 수직 단면이라고도 기재함))을 연마 후 나이탈(nital)로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM으로 2000배의 배율로 4시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정한다. 여기에서, 마르텐사이트, 베이나이트는 SEM에서는 회색 혹은 백색을 나타낸 조직을 가리킨다. 한편, 페라이트는 SEM에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또한, 마르텐사이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하기 때문에, 이들을 포함한 영역의 면적률을 그 면적률로 한다.
여기에서, 베이나이트는 이하의 특징을 갖는다. 즉, 애스펙트비가 2.5 이상이고 플레이트 형상의 형태를 나타내고 있고, 마르텐사이트와 비교하면 약간 흑색의 조직이다. 상기의 플레이트의 폭은 0.3∼1.7㎛이다. 베이나이트의 내부의 직경 10∼200㎚의 탄화물의 분포 밀도는 0∼3개/㎛2이다.
잔류 오스테나이트(잔류γ)의 측정은, 강판의 표층 200㎛를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X선 회절 강도법에 의해 구한다. Mo-Kα선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산한다.
구오스테나이트립의 평균 입경(구γ 입경)의 측정은, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후, 구γ 입계를 부식하는 약액(예를 들면, 포화 피크르산 수용액이나 이에 염화 제2철을 첨가한 것)으로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 500배의 배율로 4시야 관찰하고, 얻어진 사진 중에, 판두께 방향, 압연 방향으로 각각 15개의 선을 실제의 길이로 10㎛ 이상의 간격으로 긋고, 입계와 선의 교점의 수를 센다. 추가로, 전체 선길이를 교점의 수로 나눈 값에 1.13을 곱함으로써 구γ 입경(구오스테나이트립의 평균 입경)을 측정할 수 있다.
원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A는, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후, 강판의 판두께 1/5 위치∼4/5 위치의 영역, 즉 강판 표면으로부터 판두께에 대하여 1/5 위치에서, 판두께 중앙을 사이에 두고, 4/5 위치까지의 영역에 있어서, 2㎟의 영역을 연속하여 SEM으로 촬영하고, 촬영한 SEM 사진으로부터, 이러한 석출물의 개수를 계측함으로써 구했다. 또한, 촬영하는 배율은 2000배이다. 또한, 개개의 개재물 입자의 성분 분석을 행하는 경우는, 개개의 개재물 입자를 10000배로 확대하여, 상기의 석출물을 분석한다. 여기에서, 원상당경 500㎚ 이상인 석출물은 Fe23(C, B)6 등의 B를 포함하는 석출물이고, 가속 전압이 3㎸의 에너지 분산형 X선 분광법(EDS)에 의한 원소 분석으로 B의 피크의 유무를 조사하여, B의 피크가 있을 때는, 상기의 석출물이 존재하고 있다고 평가했다.
또한, 슬래브 재가열이 충분하지 않은 경우, Nb나 Ti를 함유하는 석출물도 증가하고, 이들 석출물도 지연 파괴 특성에 대하여 악영향을 미친다.
또한, 원상당경이란, SEM 사진으로부터 산출되는 각 석출물의 면적을 갖는 진원의 직경을 가리킨다.
인장 강도(TS): 1470㎫ 이상
내지연 파괴 특성의 열화는, 강판의 인장 강도가 1470㎫ 이상이면 현저하게 현재화한다. 인장 강도가 1470㎫ 이상이라도, 내지연 파괴 특성이 양호한 점이 본 발명의 특징 중 하나이다. 따라서, 본 발명에 있어서 인장 강도는 1470㎫ 이상인 것이 필요하다. 자동차용 골격 부품의 경량화의 관점에서, 1700㎫ 이상인 것이 바람직하다. 본 발명의 강판의 인장 강도는 2100㎫ 이하로 해도 좋다.
인장 강도는, 코일폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS5호 인장 시험편을 잘라내어, JIS Z2241에 준거한 인장 시험에 의해 측정할 수 있다.
이상의 본 발명의 강판은, 표면에 도금층을 갖는 강판이라도 좋다. 도금층은 Zn 도금이라도 다른 금속의 도금이라도 좋다. 또한, 용융 도금층, 전기 도금층의 어느 것이라도 좋다.
이어서, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도로 1000℃ 에서 1250℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10℃/분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 이 가열 유지 온도에서 30분 이상 유지한 후, 900∼1000℃에서의 체류 시간을 20초 이상 150초 이하로 하고, 마무리 압연 온도를 850℃ 이상으로 하는 조건으로 열간 마무리 압연을 행하여, 마무리 압연 온도에서 650℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40℃/초 이상으로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고, 당해 열연 강판을 40％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고, 어닐링 온도를 800∼950℃로 하고, 상기 냉연 강판을, 400℃에서 상기 어닐링 온도까지 1.0℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 600초 이하 유지하고, 상기 어닐링 온도에서 420℃까지를 2℃/초 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 420℃에서 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 10℃/초 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 150∼260℃의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 연속 어닐링을 행하는, 강판의 제조 방법이다.
열간 압연
열간 압연 전의 슬래브 가열에서는, 1000℃에서 1250℃ 이상의 가열 유지 온도까지, 평균 가열 속도를 10℃/분 이하로 함으로써, 황화물의 고용 촉진이 도모되어 개재물의 크기나 개수 저감이 도모된다. Nb, Ti는 용해 온도가 높기 때문에, 슬래브 표면 온도에서 가열 유지 온도를 1250℃ 이상으로 하고, 유지 시간을 30분 이상으로 함으로써 Nb, Ti의 고용 촉진이 도모되어, 석출물의 크기나 개수 저감이 도모된다. 상기 가열 유지 온도는 1300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1350℃ 이상이다.
여기에서, 평균 가열 속도란, 「(슬래브 가열 완료 시의 온도(가열 유지 온도)(℃)－슬래브 가열 개시 시의 온도(℃)(1000℃))/가열 개시에서 가열 완료까지의 가열 시간(분)」이다.
그 후, 슬래브를 900∼1000℃에서 20초 이상 150초 이하 체류시킨다. 900∼1000℃의 온도역에 있어서의 체류 시간의 증가는, BN을 주체로 한 석출물을 생성·조대화시킨다. 이들 온도역에서 생성하는 석출물은 어닐링 가열에 의해 고용하기 어려워, 어닐링 후의 고용 B량을 저하시킨다. 따라서, 체류 시간이 150초 초과에서는, 지연 파괴의 억제에 유효한 고용 B량을 얻을 수 없다. 그 때문에, 체류 시간 150초 이하이고, 바람직하게는 120초 이하, 보다 바람직하게는, 100초 이하이다. 한편, 체류 시간이 20초 미만에서는, 조직이 불균일해질 가능성이 있다. 그 때문에, 체류 시간은 20초 이상이고, 바람직하게는, 30초 이상이고, 보다 바람직하게는, 40초 이상이다.
열간 마무리 압연에 있어서, 마무리 압연 온도(FT)는 Nb, Ti, B 등의 석출을 억제하기 위해, 850℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 마무리 압연 온도는 930℃ 이하이다.
또한, 열간 마무리 압연 후의 냉각에 있어서, 마무리 압연 온도로부터 650℃의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40℃/초 이상으로 하는 냉각을 행한다. 평균 냉각 속도가 40℃/초 미만이면, Nb 탄질화물, Ti 탄질화물의 조대화에 의해, 원상당경 1.0㎛ 이상의 탄질화물이 증가하여, 소망하는 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 바람직하게는, 평균 냉각 속도는, 250℃/초 이하이고, 보다 바람직하게는, 200℃/초 이하이다.
또한, 열간 압연 공정에서의 평균 냉각 속도란, 「(냉각 개시 시의 온도(마무리 압연 온도)(℃)－냉각 완료 시의 온도(℃)(650℃))/냉각 개시에서 냉각 완료까지의 냉각 시간(초)」이다.
상기의 650℃까지의 냉각 후, 필요에 따라서 냉각하여 권취를 행한다. 이 때, 권취 온도가 650℃ 초과에서는 미세한 오스테나이트역에서 석출한 Nb, Ti계 석출물의 조대화만이 진행하기 때문에, 조대한 석출물이 증가하여, 지연 파괴 특성은 저하한다. 따라서, 권취 온도는 650℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 권취 온도는 500℃ 이상이다.
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％를 충족하지 않는 경우, 어닐링 시의 오스테나이트립이 일부 조대해져, 강도가 저하할 우려가 있다. 또한, 냉간 압연율은, 80％ 이하인 것이 바람직하다.
연속 어닐링
냉간 압연 후의 강판에는, 연속 어닐링 라인(CAL)에서 어닐링과 필요에 따라서 템퍼링 처리, 조압연(temper-rolling)이 실시된다.
Fe23(C, B)6은 어닐링 가열 중의 페라이트역에서 생성되어, 조대화하기 때문에, Fe23(C, B)6을 저감시켜, B에 의한 입계 강화의 효과를 충분히 얻기 위해서는 400℃ 이상에서의 평균 가열 속도를 증가시키는 것이 매우 중요하다. 또한, 구γ 입경을 11.2㎛ 미만으로 미세화하는 관점에서도 가열 속도의 증가가 필요하다. 이상의 관점에서, 400℃ 이상에서의 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이다. 또한, 바람직하게는, 400℃ 이상에서의 평균 가열 속도는 1.5℃/초 이상이고, 보다 바람직하게는, 3.0℃/초 이상이다.
또한, 바람직하게는, 이 평균 가열 속도는 10℃/초 이하이다.
또한, 여기에서의 평균 가열 속도란, 「후술의 어닐링 온도(℃)－400(℃))/400℃에서 어닐링 온도까지의 가열 시간(분)」이다.
어닐링 후에 미고용으로 잔존하는 Fe23(C, B)6 등의 석출물을 충분히 저감하기 위해, 어닐링은 고온에서 장시간 행한다. 구체적으로는, 어닐링 온도를 800℃ 이상으로 할 필요가 있다.
한편, 950℃ 초과의 어닐링에서는 구γ 입경이 조대해져 목적의 조직이 얻어지지 않기 때문에, 어닐링 온도는 950℃ 이하로 한다. 또한, 900℃ 초과의 어닐링에서는 BN이 입계에 석출하여, 내지연 파괴 특성이 열화하는 경우가 있기 때문에, 보다 바람직하게는 900℃ 이하이다. 어닐링 온도에서의 균열 시간(유지 시간)의 장시간화에서도 구γ 입경이 지나치게 조대해지기 때문에, 600초 이하의 균열로 한다. 바람직하게는, 이 균열 시간은 10초 이상이다.
그 후, 페라이트, 잔류 오스테나이트를 저감하고, 마르텐사이트의 면적률을 95％ 이상으로 하기 위해, 상기의 어닐링 온도에서 420℃까지를 2℃/초 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 제1 평균 냉각 속도가 2℃/초보다 작으면 페라이트가 많이 생성됨과 함께, 탄소가 γ에 농화하고, 마르텐사이트가 경질화하여 내지연 파괴 특성이 열화한다. 제1 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 100℃/초인 것이 바람직하다.
강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우는, 어닐링 온도에서 420℃까지 냉각하는 과정에서, 보다 구체적으로는, 연속 어닐링에 있어서의 상기 제1 평균 냉각 속도로 냉각할 때에, 냉연 강판을 도금욕에 침지하여 도금 처리를 행하는 것이 바람직하고, 필요에 따라서 도금욕 침지 후에 480℃∼600℃로 가열하여 합금화 처리하는 것이 가능하다.
계속해서, 본 발명에서는, 베이니틱페라이트나 하부 베이나이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트의 면적률을 95％ 이상으로 하기 위해, 420℃에서 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 10℃/초 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 베이나이트가 많이 생성된 조직에서는 강도가 저하함과 함께, 잔류 오스테나이트가 증가하기 때문에 내지연 파괴 특성이 열화한다. 따라서, 420℃에서 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 제2 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 한다. 제2 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 20℃/초 이상, 보다 바람직하게는 70℃/초 이상이다. 제2 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 2000℃/초인 것이 바람직하다.
여기에서 제1 평균 냉각 속도란, 「(어닐링 온도(℃)－420(℃))/(어닐링 온도에서 420℃까지의 냉각 시간(초))」이다.
또한, 제2 평균 냉각 속도란, 「(420(℃)－냉각 정지 온도(℃))/(420℃에서 냉각 정지 온도의 냉각 시간(초))」이다.
냉각 정지 온도가 260℃를 초과하면 상부·하부 베이나이트가 생성되어, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트가 증가한다는 문제가 있다. 그 때문에, 냉각 정지 온도는 260℃ 이하로 한다.
마르텐사이트 내부에 분포하는 탄화물은, 퀀칭 후의 저온역 유지 중에 생성되는 탄화물이다. 우수한 내지연 파괴 특성과, 인장 강도 1470㎫ 이상(TS≥1470㎫)을 확보할 수 있도록, 상기 탄화물의 생성을 적정하게 제어할 필요가 있다.
그러기 위해서는, 150∼260℃의 유지 온도에서, 유지 시간을 20∼1500초로 제어할 필요가 있다.
이 유지 온도가 하한의 150℃보다도 저온이거나, 유지 시간이 단시간이거나 하면, 변태상 내부의 탄화물 분포 밀도가 불충분해져, 내지연 파괴 특성이 열화한이다. 한편, 이 유지 온도가 상한의 260℃보다도 고온에서는, 입내(in the grains) 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화할 우려가 있다. 또한, 유지 시간이 1500초를 초과하면, 입내 및 블록 입계에서의 탄화물의 조대화가 현저해져, 내지연 파괴 특성이 열화할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 연속 어닐링에 있어서, 150∼260℃의 유지 온도에서, 20∼1500초 유지한다.
이와 같이 하여 얻어진 강판에, 표면 조도의 조정, 판 형상의 평탄화 등 프레스 성형성을 안정화시키는 관점에서 스킨 패스 압연(skin pass rolling)을 실시할 수 있다. 그 경우는, 스킨 패스 신장률은 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 스킨 패스 신장률은 0.6％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 스킨 패스 롤은 덜 롤(dull roll)로 하고, 강판의 거칠기 Ra를 0.8㎛ 이상으로 조정하는 것이 형상 평탄화의 관점에서는 바람직하다. 또한, 강판의 거칠기 Ra는 1.8㎛ 이하로 조정하는 것이 바람직하다.
본 강판에 있어서는, 상기와 같이, 어닐링에서의 균열 후의 냉각 중에 용융 도금 처리를 실시하는 것, 또는, 연속 어닐링 후에 전기 도금을 실시하는 것 등에 의해, 도금 강판으로 할 수 있다. 도금종은 Zn계 도금(Zn계, Zn-Ni계, Zn-Fe계 등), Al 도금을 들 수 있다. 용융 도금을 실시하는 경우는, 어닐링 온도에서 420℃까지 2℃/초 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하는 과정에서 강판을 도금욕에 침지하고, 도금욕 침지 후, 480∼600℃로 가열하여 합금화 처리를 행하면 좋다. 이 합금화 처리의 후, 전술한 제2 평균 냉각 속도에서의 냉각을 하고, 150∼260℃의 유지 온도에서의 20∼1500초의 유지 처리를 행하면 좋다.
용융 도금, 전기 도금을 실시한 후는 강 중에 침입한 수소를 저감하기 위해, 260℃ 이하의 온도역에서 열처리를 실시할 수 있다.
이상, 본 발명에 의하면, 고강도 냉연 강판의 내지연 파괴 특성을 대폭으로 향상시켜, 고강도 강판의 적용에 의한 부품 강도의 향상이나 경량화에 공헌한다. 본 발명의 강판은, 판두께는 0.5㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 판두께는 2.0㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 부재 및 그의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대하여, 성형 가공, 접합 가공의 적어도 한쪽을 실시하여 이루어지는 것이다. 또한, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판에 대하여, 성형 가공, 접합 가공의 적어도 한쪽을 실시하여 부재로 하는 공정을 포함한다.
본 발명의 강판은, 인장 강도가 1470㎫ 이상이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖고 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 이용하여 얻은 부재도 고강도이고, 종래의 고강도 부재에 비해 내지연 파괴 특성이 우수하다. 또한, 본 발명의 부재를 이용하면, 경량화 가능하다. 따라서, 본 발명의 부재는, 예를 들면, 차체 골격 부품에 적합하게 이용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한 없이 이용할 수 있다. 또한, 접합 가공은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접이나, 리벳 접합(riveting), 크림핑 접합(crimping) 등을 제한 없이 이용할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예를 설명한다.
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제 후, 슬래브로 주조했다.
이 슬래브에, 표 2에 나타내는 열처리 및 압연을 실시하여 판두께 1.4㎜의 강판을 얻었다.
구체적으로는, 각 성분 조성을 갖는 슬래브를, 슬래브 표면 온도로 표 2에 나타내는 가열 유지 온도까지를 6℃/분의 평균 가열 속도로 가열하고, 표 2에 나타내는 가열 유지 시간, 유지를 했다. 그 후, 표 2에 나타내는 900∼1000℃에서의 체류 시간, 슬래브를 체류시키고, 마무리 압연 온도를 870℃로 하는 열간 마무리 압연을 행하고, 마무리 압연 온도로부터 650℃의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초로 하는 냉각을 행했다.
그 후, 냉각하여 권취 온도: 550℃에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고, 당해 열연 강판을 압하율(냉간 압연 압하율): 50％로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 했다.
그 후, 냉연 강판을, 400℃에서 표 2에 나타내는 어닐링 온도까지를 표 2에 나타내는 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 표 2에 나타내는 균열 시간 균열했다.
그 후, 상기 어닐링 온도(제1 냉각 개시 온도)에서 420℃(제2 냉각 개시 온도)까지 표 2에 나타내는 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고, 추가로, 420℃(제2 냉각 개시 속도)에서 표 2에 나타내는 냉각 정지 온도까지, 표 2에 나타내는 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고, 필요에 따라서 재가열을 행하고, 그 후, 표 2에 나타내는 유지 온도에서 표 2에 나타내는 유지 시간 유지하는 연속 어닐링을 행했다.
또한, No.12에 대해서는, 연속 어닐링에 있어서, 제1 평균 냉각 속도로의 420℃까지의 냉각 과정에서 480℃의 용융 아연 도금욕에 강판을 침지하고, 그 후, 540℃로 가열하여 15초 유지하여 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금강판으로 했다. 그 후, 표 2에 나타내는 제2 평균 냉각 속도로의 냉각, 표 2에 나타내는 유지 온도, 유지 시간으로의 유지 처리를 행했다.
또한, No.3에 대해서는, 연속 어닐링의 후, 얻어진 강판에 대하여, 전기 도금을 실시하여, Zn 도금층이 형성된 강판을 얻었다.
Figure pct00001
Figure pct00002
얻어진 강판에 대해서, 먼저 기재한 수법으로 금속 조직의 정량화를 행하고, 추가로 인장 시험, 내지연 파괴 특성 평가 시험을 행했다.
구체적으로는, 조직의 측정 방법은 이하와 같이 행했다.
마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트의 면적률은, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후 나이탈로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 SEM으로 2000배의 배율에서 4시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 측정했다. 여기에서, 마르텐사이트, 베이나이트는 SEM에서는 회색 혹은 백색을 나타낸 조직을 가리킨다. 여기에서, 베이나이트는 이하의 특징을 갖는다. 즉, 애스펙트비가 2.5 이상이고 플레이트 형상의 형태를 나타내고 있고, 마르텐사이트와 비교하면 약간 흑색의 조직이다. 상기의 플레이트의 폭은 0.3∼1.7㎛이다. 베이나이트의 내부의 직경 10∼200㎚의 탄화물의 분포 밀도는 0∼3개/㎛2이다. 한편, 페라이트는 SEM에서 흑색의 콘트라스트를 나타내는 영역이다. 또한, 마르텐사이트나 베이나이트의 내부에는 미량의 탄화물, 질화물, 황화물, 산화물을 포함하지만, 이들을 제외하는 것은 곤란하기 때문에, 이들을 포함한 영역의 면적률을 그 면적률로 했다.
잔류 오스테나이트(잔류γ)의 측정은 강판의 표층 200㎛를 옥살산으로 화학 연마하고, 판면을 대상으로, X선 회절 강도법에 의해 구했다. Mo-Kα선에 의해 측정한 (200)α, (211)α, (220)α, (200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크의 적분 강도로부터 계산했다.
구오스테나이트립의 평균 입경(구γ 입경)의 측정은, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후, 구γ 입계를 부식하는 약액(예를 들면, 포화 피크르산 수용액이나 이에 염화 제2철을 첨가한 것)으로 부식하고, 강판 표면으로부터 1/4 두께 위치에 있어서 광학 현미경으로 500배의 배율로 4시야 관찰하여, 얻어진 사진 중에, 판두께 방향, 압연 방향으로 각각 15개의 선을 실제의 길이로 10㎛ 이상의 간격으로 긋고, 입계와 선의 교점의 수를 세었다. 전체 선 길이를 교점의 수로 나눈 값에 1.13을 곱하여 구γ 입경을 구했다.
원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도 A는, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 연마 후, 강판의 판두께 1/5 위치∼4/5 위치의 영역, 즉 강판 표면으로부터 판두께에 대하여 1/5 위치에서, 판두께 중앙을 사이에 두고, 4/5 위치까지의 영역에 있어서, 2㎟의 영역을 연속하여 SEM으로 촬영하고, 촬영한 SEM 사진으로부터, 이러한 석출물의 개수를 계측함으로써 구했다. 또한, 촬영하는 배율은 2000배이다. 또한, 개개의 개재물 입자의 성분 분석을 행하는 경우는, 개개의 개재물 입자를 10000배로 확대하여, 상기의 석출물을 분석한다. 여기에서, 원상당경 500㎚ 이상인 석출물은 Fe23(C, B)6 등의 B를 포함하는 석출물이고, 가속 전압이 3㎸의 에너지 분산형 X선 분광법(EDS)에 의한 원소 분석으로 B의 피크의 유무를 조사하여, B의 피크가 있을 때는, 상기 석출물이 존재하고 있다고 평가했다.
인장 시험은 코일폭 1/4 위치에 있어서 압연 직각 방향이 길이 방향이 되도록 JIS5호 인장 시험편을 잘라내고, 인장 시험(JIS Z2241에 준거)을 실시하여 YP, TS, El을 평가했다.
내지연 파괴 특성의 평가는 다음과 같이 하여 행했다.
얻어진 강판(코일)의 폭방향으로 코일폭의 1/4 위치로부터 압연 직각 방향: 100㎜, 압연 방향: 30㎜가 되는 직사각형 시험편을 채취하여 실시했다. 길이가 100㎜가 되는 장변측의 단면의 잘라냄은 전단 가공으로 하고, 전단 가공 그대로의 상태로(버어를 제거하는 기계 가공을 실시하지 않고), 버어가 굽힘 외주측이 되도록 굽힘 가공을 실시하여, 그 굽힘 성형 시의 시험편 형상을 유지하여, 볼트로 시험편을 고정했다. 전단 가공의 클리어런스는 13％로 하고, 레이크각은 1°로 했다. 굽힘 가공은, 선단 굽힘 반경 10㎜이고, 굽힘 정점 내측의 각도가 90도(V 굽힘)로 했다. 펀치는, 선단 반경이 상기의 선단 굽힘 반경 R과 동일하고 U자 형상 (선단 R 부분이 반원 형상이고 펀치 몸통부의 두께가 2R)인 것을 이용하고, 다이는, 코너 R이 30㎜인 것을 이용했다. 펀치가 강판을 압입하는 깊이를 조정하여, 선단의 굽힘 각도(굽힘 정점 내측의 각도)가 90도(V자 형상)가 되도록 성형했다. 굽힘 성형 시의 직편부의 플랜지 단부끼리의 거리가 굽힘 성형했을 때와 동일한 거리가 되도록(스프링 백에 의한 직편부의 개구를 캔슬 아웃하도록), 유압 잭으로 시험편을 사이에 두고 단단히 조이고, 그 상태로 볼트 체결했다. 볼트는 미리 직사각형 시험편의 단변 엣지로부터 10㎜ 내측에 형성한 타원 형상(단축 10㎜, 장축 15㎜)의 구멍에 통과하여 고정했다. 얻어진 볼트 조임 후의 시험편을, 0.1질량％의 티오시안산 암모늄 수용액과, McIlvaine 완충액을 1:1로 혼합하고, pH를 8.0으로 조정한 용액에 침지하여 내지연 파괴 특성 평가 시험을 실시했다. 이 때, 용액의 온도는 20℃로 하고, 시험편의 표면적 1㎤당의 액량은 20ml로 했다. 24시간 경과 후에 육안으로 확인할 수 있는 레벨(길이 1㎜ 이상)의 균열의 유무를 확인하고, 균열이 관찰되지 않았던 것은, 내지연 파괴 특성이 우수하다고 판단했다.
얻어진 강판의 조직, 특성에 대해서 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
본 발명의 범위 내의 강판은, 고강도이고, 내지연 파괴 특성이 우수했다.
한편, No.13(강 M)은 C 함유량이 본 발명 규정값의 하한 미만이고, TS가 부족했다.
No.14(강 N)는 C 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.15(강 O)는 Mn 함유량이 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 마르텐사이트의 생성이 충분하지 않아, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.16(강 P)은 P 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.17(강 Q)은 S 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.18(강 R)은 sol.Al 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.19(강 S)는 N 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.20(강 T)은 Nb, Ti 함유량이 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 구γ 입경이 크고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.21(강 U)은 Nb, Ti량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.22(강 V)는 B 함유량이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 조대한 석출물이 많아, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.23(강 W)은 B 함유량이 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.24(강 A)는 가열 온도(슬래브 표면 온도(SRT))가 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 구γ 입경이 커, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.25(강 A)는 슬래브 가열 유지 시간이 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 구γ 입경이 커, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.26(강 A)은 900∼1000℃에서의 체류 시간이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 석출물의 수 밀도 A가 과잉으로, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.27(강 A)은 어닐링 시의 평균 가열 속도가 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 구γ 입경이 커, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.28(강 A)은 어닐링 시의 균열 시간이 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 구γ 입경이 커, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.29(강 A)는 어닐링 시의 제1 평균 냉각 속도가 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 마르텐사이트의 생성이 충분하지 않아, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.30(강 A)은 어닐링 시의 제2 평균 냉각 속도가 본 발명 규정값의 하한 미만이고, 마르텐사이트의 생성이 충분하지 않아, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
No.31(강 A)은 어닐링 시의 냉각 정지 온도가 본 발명 규정값의 상한 초과이고, 마르텐사이트의 생성이 충분하지 않아, 충분한 내지연 파괴 특성이 얻어지지 않았다.
또한, 본 발명예의 강판을 이용하여, 성형 가공을 실시하여 얻은 부재, 접합 가공을 실시하여 얻은 부재는, 본 발명예의 강판이 고강도이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖고 있는 점에서, 본 발명예의 강판과 마찬가지로, 고강도이고, 우수한 내지연 파괴 특성을 갖는 것을 알 수 있었다.

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C: 0.15％ 이상 0.45％ 이하,
    Si: 1.5％ 이하,
    Mn: 1.7％ 초과,
    P: 0.03％ 이하,
    S: 0.0040％ 미만,
    sol.Al: 0.20％ 이하,
    N: 0.005％ 이하,
    B: 0.0015％ 이상 0.0100％ 이하,
    Nb와 Ti 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.080％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    마르텐사이트의 조직 전체에 대한 면적률이 95％ 이상 100％ 이하인 조직을 갖고,
    구(prior)오스테나이트립의 평균 입경이 11.2㎛ 미만이고,
    원상당경 500㎚ 이상인 석출물의 수 밀도(number density) A가 하기의 식 (1)을 충족하는 강판.
    A(개/㎟)≤8.5×105×[B]　···식 (1)
    여기에서, [B]는 B의 함유량(질량％)을 나타낸다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％로, Cu: 1.0％ 이하 및 Ni: 1.0％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 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 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 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, La를 제외함): 0.0030％ 이하 및 Mg: 0.0030％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성으로서, 추가로 질량％로, Sb: 0.1％ 이하 및 Sn: 0.1％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종을 함유하는, 강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면에 도금층을 갖는, 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 이용하여 이루어지는 부재.
  8. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 표면 온도로 1000℃ 에서 1250℃ 이상의 가열 유지 온도까지를 10℃/분 이하의 평균 가열 속도로 가열하고, 상기 가열 유지 온도에서 30분 이상 유지한 후,
    900∼1000℃에서의 체류 시간을 20초 이상 150초 이하로, 마무리 압연 온도를 850℃ 이상으로 한 조건으로 열간 마무리 압연을 행하고,
    상기 마무리 압연 온도에서 650℃까지의 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 40℃/초 이상으로 하는 냉각을 행하고,
    그 후, 650℃ 이하의 권취 온도에서 권취함으로써 열연 강판으로 하고,
    당해 열연 강판을 40％ 이상의 압하율로 냉간 압연함으로써 냉연 강판으로 하고,
    어닐링 온도를 800∼950℃로 하고, 상기 냉연 강판을, 400℃에서 상기 어닐링 온도까지 1.0℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고,
    상기 어닐링 온도에서 600초 이하 유지하고,
    상기 어닐링 온도에서 420℃까지를 2℃/초 이상의 제1 평균 냉각 속도로 냉각하고,
    420℃에서 260℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 10℃/초 이상의 제2 평균 냉각 속도로 냉각하고,
    그 후, 150∼260℃의 유지 온도에서 20∼1500초 유지하는 연속 어닐링을 행하는, 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 연속 어닐링에 있어서의 상기 제1 평균 냉각 속도로 냉각할 때에 상기 냉연 강판을 도금욕에 침지하고,
    도금욕 침지 후에 480∼600℃로 가열하여 합금화 처리를 행하는 강판의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 연속 어닐링의 후, 강판 표면에 도금 처리를 행하는, 강판의 제조 방법.
  11. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판에, 성형 가공, 접합 가공의 적어도 한쪽을 실시하여 부재로 하는 공정을 포함하는, 부재의 제조 방법.
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