KR20240068702A

KR20240068702A - 강판

Info

Publication number: KR20240068702A
Application number: KR1020247012591A
Authority: KR
Inventors: 고요 오오가; 겐고 다케다; 가츠야 나카노
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2021-10-21
Filing date: 2022-10-21
Publication date: 2024-05-17
Also published as: CN118119724A; JPWO2023068368A1; WO2023068368A1

Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트: 5.0％ 이하, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트: 합계로 90.0％ 초과, 및 잔부: 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 판 두께 방향의 단면에 있어서, 상기 판 두께 방향 전체의 Mn 함유량의 평균을 [Mnave]이라고 했을 때, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이, 개수 밀도가 5.0×10^-4개/㎛² 이상이며, 또한 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하로 되도록 존재하고, 인장 강도가 1500㎫ 이상이다.

Description

강판

본 발명은 강판에 관한 것이다.

본원은, 2021년 10월 21일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-172425호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

산업 기술 분야가 고도로 분업화된 오늘날, 각 기술 분야에 있어서 사용되는 재료에는, 특수하면서도 고도의 성능이 요구되고 있다. 특히, 자동차용 강판에 관해서는, 지구 환경에의 배려로부터, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키기 위해, 고강도 강판의 수요가 현저하게 높아지고 있다. 그러나 금속 재료의 대부분은, 고강도화에 수반하여 여러 특성이 열화되고, 특히 수소 취화의 감수성이 높아진다. 강 부재에 있어서는, 인장 강도가 1200㎫ 이상이 되면 특히 수소 취화 감수성이 높아지는 것이 알려져 있고, 자동차 분야에 앞서 고강도화가 진행되어 온 볼트 강에서 수소 취화 갈라짐의 사례가 존재한다. 그 때문에, 인장 강도가 1500㎫ 이상인 고강도 강판에 있어서, 수소 취화의 발본적 해결이 강하게 요구되고 있다.

인장 강도가 1500㎫ 이상인 고강도 강판은, 그 마이크로 조직이, 마르텐사이트나 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 경우가 많지만, 이러한 고강도 강판에 있어서, 강 중에 침입하는 수소가 마르텐사이트의 입계에 편석되어, 입계를 취화시킴(입계 강도를 저하시킴)으로써 갈라짐이 발생한다(수소 취화가 발생함). 수소의 침입은 실온에서도 발생하기 때문에, 수소의 침입을 완벽하게 억제하는 방법은 존재하지 않으며, 발본적 해결을 위해서는 강 내부 조직의 개질이 필수이다.

지금까지, 고강도 강판의 내수소 취성(내수소 취화 특성이라고 하는 경우도 있음)을 개선하는 기술에 대하여 많은 제안이 이루어져 왔다(예를 들어, 특허문헌 1 내지 6, 참조).

특허문헌 1에서는, 내수소 취화 특성 및 가공성이 우수한 초고강도 박강판으로서, 질량％로, C: 0.25 초과 내지 0.60％, Si: 1.0 내지 3.0％, Mn: 1.0 내지 3.5％, P: 0.15％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 1.5％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mo: 1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), Nb: 0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 충족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이며, 가공률 3％의 인장 가공 후의 금속 조직이, 전체 조직에 대한 면적률로, 잔류 오스테나이트 조직: 1％ 이상, 베이니틱 페라이트 및 마르텐사이트: 합계로 80％ 이상, 페라이트 및 펄라이트: 합계로 9％ 이하(0％를 포함함)를 충족함과 함께, 상기 잔류 오스테나이트 결정립의 평균 축비(장축/단축): 5 이상을 충족하고, 인장 강도가 1180㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 내수소 취화 특성이 우수한 초고강도 박강판이 개시되어 있다.

특허문헌 2에서는, 인장 강도가 1500㎫ 이상인 고강도 강판으로서, 강 성분으로 Si+Mn: 1.0％ 이상을 함유하고, 주상 조직은, 페라이트와 탄화물이 층을 이루고 있고, 또한 탄화물의 애스펙트비가 10 이상이며, 또한 상기 층의 간격이 50㎚ 이하인 층상 조직이 조직 전체에 대한 체적률로 65％ 이상이고, 또한 페라이트와 층을 이루는 탄화물 중 애스펙트비가 10 이상 또한 압연 방향에 대하여 25° 이내의 각도를 갖고 있는 탄화물의 분율을 면적률로 75％ 이상으로 함으로써, 압연 방향의 굽힘성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3에서는, 굽힘성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 얇은 초고강도 냉연 강판으로서, 질량％로 C: 0.15 내지 0.30％, Si: 0.01 내지 1.8％, Mn: 1.5 내지 3.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005 내지 0.05％, N: 0.005％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 「강판 표층 연질부의 경도/강판 중심부의 경도≤0.8」의 관계를 충족하는 강판 표층 연질부를 갖고, 판 두께에서 차지하는 강판 표층 연질부의 비율은 0.10 이상 0.30 이하이고, 또한 상기 강판 표층 연질부는 템퍼링 마르텐사이트가 체적률 90％ 이상이고, 상기 강판 중심부의 조직은 템퍼링 마르텐사이트이며, 인장 강도가 1270㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 굽힘성이 우수한 초고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 4에서는, 인장 강도가 1470㎫ 이상이며, 굽힘 가공성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 냉연 강판으로서, 질량％로, C: 0.15 내지 0.20％, Si: 1.0 내지 2.0％, Mn: 1.5 내지 2.5％, P: 0.020％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01 내지 0.05％, N: 0.005％ 이하, Ti: 0.1％ 이하, Nb: 0.1％ 이하, B: 5 내지 30ppm을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한 템퍼링 마르텐사이트상이 체적률로 97％ 이상, 또한 잔류 오스테나이트상이 체적률로 3％ 미만인 금속 조직으로 하는 냉연 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 5에서는, 인장 강도가 1470㎫ 이상인 초고강도 강판에 있어서, 절단 단부에 있어서도 우수한 내지연 파괴 특성을 발휘할 수 있는 초고강도 강판으로서, 질량％로, C: 0.15 내지 0.4％, Mn: 0.5 내지 3.0％, Al: 0.001 내지 0.10％를 각각 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 불가피적 불순물 중, P, S, N이, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하로 각각 제한되는 성분 조성을 갖고, 전체 조직에 대한 면적률로, 마르텐사이트: 90％ 이상, 잔류 오스테나이트: 0.5％ 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 국소의 Mn 농도가, 강판 전체의 Mn 함유량의 1.1배 이상이 되는 영역이, 면적률로 2％ 이상 존재하고, 인장 강도가 1470㎫ 이상인 초고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 6에서는, 내수소 취화 특성이 우수하고, 1300㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 냉연 강판으로서, C: 0.150 내지 0.300％, Si: 0.001 내지 2.0％, Mn: 2.10 내지 4.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.001％ 내지 1.0％, Ti: 0.001％ 내지 0.10％, B: 0.0001％ 내지 0.010％를 포함하고, 고용 B양 solB[mass％] 및 구 오스테나이트 입경 Dγ[㎛]의 값이 solB·Dγ≥0.0010의 관계를 충족하고, 폴리고날 페라이트가 10％ 이하, 베이나이트가 30％ 이하, 잔류 오스테나이트가 6％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트가 60％ 이상이며, 템퍼링 마르텐사이트 중의 Fe 탄화물의 개수 밀도가 1×10⁶/㎟ 이상이고, 강 전체의 평균 전위 밀도가 1.0×10¹⁵ 내지 2.0×10¹⁶/㎡, 결정 입경이 7.0㎛ 이하인 강 조직을 갖는 초고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 제2006-207019호 공보 일본 특허 공개 제2010-138489호 공보 일본 특허 공개 제2011-179030호 공보 일본 특허 공개 제2010-215958호 공보 일본 특허 공개 제2016-153524호 공보 일본 특허 공개 제2016-050343호 공보

상술한 바와 같이, 고강도 강판의 내수소 취화 특성(내수소 취성)을 향상시키는 기술은, 몇 가지가 제안되어 있다. 그러나 특허문헌 1에서는, 1000㎫의 응력을 가했을 때의 내수소 취화 특성이 개시되어 있을 뿐이며, 보다 높은 응력이 부여되었을 때의 내수소 취화 특성에 대해서는 기술적인 해결 지침이 전혀 나타나 있지 않다.

또한, 상술한 바와 같이, 수소 취화는 입계에 수소가 집적되어, 입계의 결합 강도를 저하시킴으로써 일어난다. 그 때문에, 수소 취화를 방지하기 위해서는, 구 오스테나이트 입계보다도, H(수소)와의 인력적 상호 작용이 높은 영역을 강 중에 균일 미세 분산시켜, 구 γ입계 상에의 H의 집적을 방지하는 것이 유효하다. 그러나 특허문헌 1 내지 6에서는, 이러한 관점에서 내수소 취화 특성을 향상시키는 방법에 대하여 검토되어 있지 않다. 근년에는, 내수소 취화 특성의 요구는 더 엄격해지고 있고, 특허문헌 1 내지 6으로는, 그러한 엄격한 요구에는 응할 수 없는 경우가 있다.

즉, 종래, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판에 있어서, 내수소 취화 특성은 개선의 여지가 있었다.

그 때문에, 본 발명은 고강도이며 또한 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.

상술한 바와 같이, 수소 취화란, 강 중의 수소가 입계(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 마이크로 조직의 경우에는 주로 구 오스테나이트 입계)에 편석됨으로써 입계의 결합 강도가 저하되고, 입계가 기점이 되어 발생하는 갈라짐이라고 생각된다.

그래서 본 발명자들은, 구 오스테나이트 입계보다도, H(수소)와의 인력적 상호 작용이 높은 영역을 강 중에 균일 미세 분산시켜, 구 γ입계 상에의 H의 집적을 방지하는 것을 검토하고, Mn의 H와의 인력적 상호 작용을 활용하는 방법에 착안하였다.

그 결과, 이하와 같은 지견을 얻었다.

a) 평균 Mn 함유량보다도 Mn 함유량이 높은 영역을, 소정의 간격으로 분산시킴으로써, 구 오스테나이트 입계에의 H의 집적을 억제할 수 있다.

b) 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 주체의 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판에 있어서, Mn 함유량이 평균보다 높은 영역을 분산시키기 위해서는, 열간 압연 공정의 압연 조건 및 권취 조건의 적정화에 의해 시멘타이트의 분산 상태를 제어한 뒤에, 어닐링 조건, 어닐링 후의 냉각 조건을 제어하는 것이 중요하다.

본 발명은 상기의 지견에 감안하여 이루어졌다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 질량％로, C: 0.150 내지 0.400％, Si: 0.01 내지 2.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.0001 내지 0.0200％, S: 0.0001 내지 0.0200％, Al: 0.001 내지 1.000％, N: 0.0001 내지 0.0200％, O: 0.0001 내지 0.0200％, Co: 0 내지 0.500％, Ni: 0 내지 1.000％, Mo: 0 내지 1.000％, Cr: 0 내지 2.000％, Ti: 0 내지 0.500％, B: 0 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％, Cu: 0 내지 0.500％, W: 0 내지 0.100％, Ta: 0 내지 0.100％, Mg: 0 내지 0.050％, Ca: 0 내지 0.050％, Y: 0 내지 0.050％, Zr: 0 내지 0.050％, La: 0 내지 0.050％, Ce: 0 내지 0.050％, Sn: 0 내지 0.050％, Sb: 0 내지 0.050％, As: 0 내지 0.050％, 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트: 5.0％ 이하, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트: 합계로 90.0％ 초과, 및 잔부: 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 판 두께 방향의 단면에 있어서, 상기 판 두께 방향 전체의 Mn 함유량의 평균을 [Mnave]이라고 했을 때, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이, 개수 밀도가 5.0×10^-4개/㎛² 이상이며, 또한 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하가 되도록 존재하고, 인장 강도가 1500㎫ 이상이다.

[2] [1]에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, Co: 0.01 내지 0.500％, Ni: 0.01 내지 1.000％, Mo: 0.01 내지 1.000％, Cr: 0.001 내지 2.000％, Ti: 0.001 내지 0.500％, B: 0.0001 내지 0.0100％, Nb: 0.001 내지 0.500％, V: 0.001 내지 0.500％, Cu: 0.001 내지 0.500％, W: 0.001 내지 0.100％, Ta: 0.001 내지 0.100％, Mg: 0.0001 내지 0.050％, Ca: 0.001 내지 0.050％, Y: 0.001 내지 0.050％, Zr: 0.001 내지 0.050％, La: 0.001 내지 0.050％, Ce: 0.001 내지 0.050％, Sn: 0.001 내지 0.050％, Sb: 0.001 내지 0.050％, 및 As: 0.001 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

[3] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층을 가져도 된다.

본 발명의 상기 양태에 따르면, 고강도이며 또한 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 내수소 취성에 부여하는 1.1×[Mnave]가 되는 영역의 평균 간격과 1.1×[Mnave]가 되는 영역의 개수 밀도의 영향을 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판(본 실시 형태에 관한 강판)에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트: 5.0％ 이하, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트: 합계로 90.0％ 초과, 및 잔부: 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지고, 판 두께 방향의 단면에 있어서, 상기 판 두께 방향 전체의 Mn 함유량의 평균을 [Mnave]이라고 했을 때, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이, 그 개수 밀도가 5.0×10^-4개/㎛² 이상이며, 또한 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하가 되도록 존재하고, 인장 강도가 1500㎫ 이상이다.

<화학 조성>

먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성을 구성하는 각 원소의 함유량의 범위에 대하여 설명한다. 이하, 원소의 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다. 또한, 「내지」를 사이에 두고 나타내지는 범위는, 양 끝의 값을 하한 또는 상한으로서 포함한다.

C: 0.150 내지 0.400％

C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키기 위하여 유효한 원소이다. C 함유량이 0.150％ 미만이면, 목표로 하는 인장 강도를 얻을 수 없는데다가, 용접부의 피로 특성이 열화된다. 이 때문에 C 함유량을 0.150％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.160％ 이상, 0.180％ 이상 또는 0.200％ 이상이어도 된다.

한편, C 함유량이 0.400％ 초과이면, 내수소 취화 특성이나 용접성이 저하된다. 이 때문에 C 함유량을 0.400％ 이하로 한다. C 함유량은 0.350％ 이하, 0.300％ 이하 또는 0.250％ 이하여도 된다.

Si: 0.01 내지 2.00％

Si는, 탈산제로서 작용하여, 탄화물 및, 열처리 후의 잔류 오스테나이트의 형태에 영향을 미치는 원소이다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 조대한 산화물의 생성을 억제하는 것이 어려워진다. 이 조대한 산화물은, 갈라짐의 기점이 되고, 이 갈라짐이 강재 내에 전파됨으로써 내수소 취화 특성이 열화된다. 이 때문에 Si 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이상 또는 0.30％ 이상이어도 된다.

한편, Si 함유량이 2.00％ 초과이면, 국부 연성이 저하되어 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 Si 함유량을 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 1.80％ 이하, 1.60％ 이하 또는 1.40％ 이하여도 된다.

Mn: 0.8 내지 2.0％

Mn은, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.8％ 미만이면, 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에 Mn 함유량을 0.8％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 1.0％ 이상 또는 1.2％ 이상이어도 된다.

한편, Mn 함유량이 2.0％ 초과이면, Mn이 P, S와의 공편석을 조장할 뿐만 아니라, 내식성이나 내수소 취화 특성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에 Mn 함유량을 2.0％ 이하로 한다. Mn 함유량은 1.9％ 이하, 또는 1.8％ 이하여도 된다.

P: 0.0001 내지 0.0200％

P는, 페라이트 입계에 강하게 편석되어, 입계의 취화를 촉진하는 원소이다. P 함유량이 0.0200％ 초과이면, 입계 취화에 의해 내수소 취화 특성이 현저하게 저하된다. 이 때문에 P 함유량을 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.

P 함유량은 적을수록 바람직하다. 그러나 P 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 경우, 정련을 위하여 요하는 시간이 많아져, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 P 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. P 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다.

S: 0.0001 내지 0.0200％

S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하는 원소이다. S 함유량이 0.0200％ 초과이면, 냉간 가공 시에 갈라짐의 기점이 되는 비금속 개재물의 생성이 현저해진다. 이 경우, 비금속 개재물로부터의 갈라짐이 발생하고, 이 균열이 강재 내에 전파됨으로써, 내수소 취화 특성이 열화된다. 이 때문에 S 함유량을 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.

S 함유량은, 적을수록 바람직하다. 그러나 S 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 경우, 정련을 위하여 요하는 시간이 많아져, 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이 때문에 S 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. S 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다.

Al: 0.001 내지 1.000％

Al은, 강의 탈산제로서 작용하여, 페라이트를 안정화하는 원소이다. Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에 Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량은 0.005％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다.

한편, Al 함유량이 1.000％ 초과이면, 조대한 Al 산화물이 생성된다. 이 조대한 산화물은, 갈라짐의 기점이 된다. 그 때문에, 조대한 Al 산화물이 생성되면, 조대한 산화물에서 갈라짐이 발생하고, 이 갈라짐이 강재 내에 전파됨으로써, 내수소 취화 특성이 열화된다. 이 때문에 Al 함유량을 1.000％ 이하로 한다. Al 함유량은 0.950％ 이하, 0.900％ 이하 또는 0.800％ 이하여도 된다.

N: 0.0001 내지 0.0200％

N은, 강판 중에 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 내수소 취화 특성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 되는 원소이다.

N 함유량이 0.0200％ 초과이면, 내수소 취화 특성이 열화됨과 함께, 블로우 홀의 발생이 현저해진다. 이 때문에 N 함유량을 0.0200％ 이하로 한다. N 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0160％ 이하 또는 0.0120％ 이하여도 된다.

한편, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 경우, 제조 비용이 대폭으로 증가한다. 이 때문에 N 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. N 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다.

O: 0.0001 내지 0.0200％

O는, 산화물을 형성하여, 내수소 취화 특성을 열화시키는 원소이다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많아, 펀칭 단부면, 혹은 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 흠집이나 조대한 딤플을 형성한다는 점에서, 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 되어, 대폭적인 가공성의 열화를 초래한다. O 함유량이 0.0200％ 초과이면, 상기 가공성의 열화의 경향이 현저해진다. 이 때문에 O 함유량을 0.0200％ 이하로 한다. O 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.

O 함유량은 적은 편이 바람직하다. 그러나 O 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에 O 함유량을 0.0001％ 이상으로 한다. O 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성의 기본 성분은 상기한 바와 같다. 즉, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 상기를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다. 한편, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 각종 특성의 향상을 목적으로 하여, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 임의 성분으로서, Co, Ni, Mo, Cr, Ti, B, Nb, V, Cu, W, Ta, Mg, Ca, Y, Zr, La, Ce, Sn, Sb, As 중 1종 이상을 함유하고 있어도 된다.

이들 원소는, 반드시 포함하지는 않아도 되므로, 하한은 0％이다. 또한, 이하의 원소를 불순물로서 포함하고 있었다고 해도, 본 실시 형태에 관한 강판의 효과는 저해되지 않는다.

Co: 0 내지 0.500％

Co는, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도 증가에 유효한 원소이다. 그 때문에, Co를 함유시켜도 된다. 충분한 효과를 얻는 경우, Co 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.020％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다.

한편, Co 함유량이 0.500％ 초과이면, 조대한 Co 탄화물이 석출된다. 이 경우, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 Co 함유량을 0.500％ 이하로 한다. Co 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

Ni: 0 내지 1.000％

Ni는, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, Ni는 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진에도 효과가 있는 원소이다. 그 때문에, Ni를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ni 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.020％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다.

한편, Ni 함유량이 1.000％ 초과이면, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Ni 함유량을 1.000％ 이하로 한다. Ni 함유량은 0.900％ 이하, 0.800％ 이하 또는 0.600％ 이하여도 된다.

Mo: 0 내지 1.000％

Mo는, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, Mo를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우 Mo 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.020％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.080％ 이상이어도 된다.

한편, Mo 함유량이 1.000％ 초과이면, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 포화된다. 이 때문에 Mo 함유량을 1.000％ 이하로 한다. Mo 함유량은 0.900％ 이하, 0.800％ 이하 또는 0.600％ 이하여도 된다.

Cr: 0 내지 2.000％

Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하여, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 그 때문에, Cr을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Cr 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.005％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.050％ 이상이어도 된다.

한편, Cr 함유량이 2.000％ 초과이면, 중심 편석부에 조대한 Cr 탄화물이 형성되어, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Cr 함유량을 2.000％ 이하로 한다. Cr 함유량은 1.800％ 이하, 1.500％ 이하 또는 1.000％ 이하여도 된다.

Ti: 0 내지 0.500％

Ti는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Ti를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ti 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은 0.003％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.050％ 이상이어도 된다.

한편, Ti 함유량이 0.500％ 초과이면, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 Ti 함유량을 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

B: 0 내지 0.0100％

B는, 오스테나이트 온도역으로부터의 냉각 과정에 있어서, 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는 강의 고강도화에 유익한 원소이다. 그 때문에, B를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0003％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다.

한편, B 함유량이 0.0100％ 초과이면, 강 중에 조대한 B 산화물이 생성된다. 이 산화물은, 냉간 가공 시의 보이드의 발생 기점이 되므로, 조대한 B 산화물의 생성에 의해, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 B 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하여도 된다.

Nb: 0 내지 0.500％

Nb는, Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직의 미세화에 의한 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 그 때문에, Nb를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다.

한편, Nb 함유량이 0.500％ 초과이면, 조대한 Nb 탄화물의 생성이 현저해진다. 이 조대한 Nb 탄화물에서는 갈라짐이 발생하기 쉬우므로, 조대한 Nb 탄화물의 생성에 의해, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 Nb 함유량을 0.500％ 이하로 한다. Nb 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

V: 0 내지 0.500％

V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화, 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그 때문에, V를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, V 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다.

한편, V 함유량이 0.500％ 초과이면, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 V 함유량을 0.500％ 이하로 한다. V 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

Cu: 0 내지 0.500％

Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Cu 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 이 때문에 상기 효과를 얻는 경우, Cu 함유량을0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.002％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.030％ 이상이어도 된다.

한편, Cu 함유량이 0.500％ 초과이면, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 또한, Cu 함유량이 많으면, 열간 압연 중에 강재가 취화되어, 열간 압연이 불가능해지는 경우도 있다. 이 때문에 Cu 함유량을 0.500％ 이하로 한다. Cu 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

W: 0 내지 0.100％

W는, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. 또한, W는 석출물이나 정출물을 형성하는 원소이다. W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 되므로, W는, 내수소 취화 특성의 향상에 유효한 원소이다. 그 때문에, W를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, W 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. W 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다.

한편, W 함유량이 0.100％ 초과이면, 조대한 W 석출물 또는 정출물의 생성이 현저해진다. 이 조대한 W의 석출물 또는 정출물에서는 갈라짐이 발생하기 쉽고, 낮은 부하 응력에서 강재 내에 이 균열이 전파된다. 그 때문에, 조대한 W의 석출물, 정출물이 생성되면, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 W 함유량을 0.100％ 이하로 한다. W 함유량은 0.080％ 이하, 0.060％ 이하 또는 0.050％ 이하여도 된다.

Ta: 0 내지 0.100％

Ta는, Nb, V, W와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강판의 강도의 증가에 유효한 원소이다. 그 때문에, Ta를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ta 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ta 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다.

한편, Ta 함유량이 0.100％ 초과이면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 강도 상승에 수반하여, 연성이 저하되거나 내굽힘성이나 내수소 취화 특성이 저하되거나 하는 경우가 있다. 이 때문에 Ta 함유량을 0.100％ 이하로 한다. Ta 함유량은 0.080％ 이하, 0.060％ 이하 또는 0.050％ 이하여도 된다.

Mg: 0 내지 0.050％

Mg는, 미량의 함유량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 그 때문에, Mg를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Mg 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.005％ 이상, 0.010％ 이상 또는 0.020％ 이상이어도 된다.

한편, Mg 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 개재물이 형성되어 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Mg 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Mg 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Ca: 0 내지 0.050％

Ca는, 탈산 원소로서 유용한 것 외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘하는 원소이다. 그 때문에 Ca를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ca 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다.

한편, Ca 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 개재물이 형성되어 내수소 취화 특성이 저하하는 경우가 있다. 이 때문에 Ca 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Ca 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Y: 0 내지 0.050％

Y는, Mg, Ca와 마찬가지로 미량의 함유로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 그 때문에 Y를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Y 함유량을0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Y 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다.

한편, Y 함유량이 0.050％ 초과이면, 조대한 Y 산화물이 생성되어, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Y 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Y 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Zr: 0 내지 0.050％

Zr은, Mg, Ca, Y와 마찬가지로 미량의 함유로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 그 때문에, Zr을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Zr 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다.

한편, Zr 함유량이 0.050％초과이면, 조대한 Zr 산화물이 생성되어, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Zr 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Zr 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

La: 0 내지 0.050％

La는, Mg, Ca, Y, Zr과 마찬가지로 미량의 함유로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 그 때문에 La를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, La 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. La 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다.

한편, La 함유량이 0.050％ 초과이면, La 산화물이 생성되어, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 La 함유량을 0.050％ 이하로 한다. La 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Ce: 0 내지 0.050％

Ce는, La와 마찬가지로 미량의 함유로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. 그 때문에, Ce를 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ce 함유량을0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.002％ 이상, 0.004％ 이상 또는 0.006％ 이상이어도 된다.

한편, Ce 함유량이 0.050％ 초과이면, Ce 산화물이 생성되어, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 Ce 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Ce 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Sn: 0 내지 0.050％

Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이다. Sn 함유량이 많으면, 입계의 취화에 의해 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. Sn 함유량이 0.050％ 초과이면 특히 이 악영향이 현저해진다. 이 때문에 Sn 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Sn 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Sn 함유량은 적을수록 바람직하고 0％여도 되지만, Sn 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 경우, 정련 비용이 증가한다. 이 때문에 Sn 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다. Sn 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다.

Sb: 0 내지 0.050％

Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석되어 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하는 원소이다. Sb 함유량이 0.050％ 초과이면 특히 이 악영향이 현저해진다. 이 때문에 Sb 함유량을 0.050％ 이하로 한다. Sb 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

Sb 함유량은, 적을수록 바람직하며 0％여도 되지만, Sb 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 경우, 정련 비용이 증가한다. 이 때문에 Sb 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다. Sb 함유량은 0.002％ 이상, 0.005％ 이상 또는 0.008％ 이상이어도 된다.

As: 0 내지 0.050％

As는, Sn, Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되고, 입계에 강하게 편석되어 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하는 원소이다. As 함유량이 많으면, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. As 함유량이 0.050％ 초과이면 특히 이 악영향이 현저해진다. 이 때문에 As 함유량을 0.050％ 이하로 한다. As 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

As 함유량은, 적을수록 바람직하고 0％여도 되지만, As 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 경우, 정련 비용이 증가한다. 이 때문에 As 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다. As 함유량은 0.002％ 이상, 0.003％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다.

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 기본 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 되고, 기본 성분을 함유하고, 임의 성분의 1종 이상을 더 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 일반적인 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, JIS G 1201:2014에 준하여 절분에 대한 ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 이 경우, 화학 조성은, 전체 판 두께에서의 평균 함유량이다. ICP-AES로 측정할 수 없는, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하고, O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다. 여기에서 구한 Mn 함유량은, 후술하는 [Mnave]으로 한다.

강판이 표면에 피막층을 구비하는 경우에는, 기계 연삭 등에 의해 피막층을 제거하고 나서 화학 조성의 분석을 하면 된다. 피막층이 도금층인 경우에는, 강판의 부식을 억제하는 인히비터를 첨가한 산 용액에 도금층을 용해함으로써 제거해도 된다.

<마이크로 조직(금속 조직)>

다음으로, 본 실시 형태에 관한 강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 있어서, 마이크로 조직은, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위(t/4부)의 위치의 마이크로 조직이다. t/4부의 마이크로 조직을 규정하는 것은, 강판의 대표적인 마이크로 조직이며, 강판의 특성과의 상관이 크기 때문이다.

또한, 이하의 각 상의 분율(％)은, 언급이 없는 한, 면적률이다.

페라이트: 5.0％ 이하

페라이트는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주체 조직으로 하는 강의 변형능에 영향을 미친다. 페라이트의 면적률의 증가에 수반하여, 국부 변형능과 내수소 취화 특성이 저하된다. 특히, 페라이트의 면적률이 5.0％ 초과이면, 응력 부하 시의 탄성 변형에 있어서의 파괴에 의해, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에 페라이트의 면적률을 5.0％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은, 4.0％ 이하, 3.0％ 이하 또는 2.0％ 이하여도 된다.

페라이트의 면적률은 0％여도 되지만, 1.0％ 미만으로 하기 위해서는, 제조에 있어서 고도의 제어를 요하여, 수율의 저하를 초래한다. 그 때문에, 페라이트의 면적률을 1.0％ 이상으로 해도 된다.

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트: 합계로 90.0％ 초과

마르텐사이트(소위 프레시 마르텐사이트) 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은, 강의 강도에 영향을 미치고, 면적률이 클수록 인장 강도가 증가한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률이 90.0％ 이하이면, 목표로 하는 인장 강도를 달성할 수 없고, 덧붙여 말하면 응력 부하에 있어서의 탄성 변형 시의 파괴나 내수소 취화 특성의 저하의 원인이 되는 경우가 있다. 이 때문에 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률을 90.0％ 초과로 한다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률은 95.0％ 이상, 97.0％ 이상, 99.0％ 이상, 또는 100.0％여도 된다.

잔부: 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어짐

상기 조직 이외의 조직(잔부 조직)의 면적률은 0％여도 되지만, 잔부 조직이 존재하는 경우에는, 잔부 조직은 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다.

잔부 조직의 면적률이 8.0％ 초과이면, 응력 부하 시의 탄성 변형에 있어서의 파괴를 초래하여, 내수소 취화 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 잔부 조직의 면적률은, 바람직하게는 8.0％ 이하이며, 보다 바람직하게는 7.0％ 이하이다. 이 중, 특히, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트는 강의 국부 연성을 열화시키는 조직이며, 적을수록 바람직하다.

한편, 잔부 조직의 면적률을 0％로 하기 위해서는, 제조에 있어서 고도의 제어를 요하기 때문에, 수율의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에 잔부 조직의 면적률은 1.0％ 이상이어도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판의 마이크로 조직에 있어서의 각 상의 면적률은, 이하의 방법으로 구할 수 있다.

(페라이트의 면적률 평가 방법)

페라이트의 면적률은, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission-Scanning Electron Microscope)을 사용한 전자 채널링 콘트라스트상에 의해, t/4부(표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위)를 관찰함으로써, 구한다. 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립 내의 결정 방위 차를 상의 콘트라스트의 차로서 검출하는 방법이며, 당해 상에 있어서, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 아닌, 페라이트라고 판단되는 조직에 있어서 균일한 콘트라스트로 찍히는 부분이 폴리고날 페라이트이다. 35㎛×25㎛의 전자 채널링 콘트라스트상 8시야를, 화상 해석의 방법으로, 각 시야에서의 폴리고날 페라이트의 면적률을 산출하고, 그 평균값을 페라이트의 면적률로 한다.

(마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률의 평가 방법)

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트도 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 합계의 면적률을 구한다. 이들 조직은 페라이트보다도 에칭되기 어렵기 때문에, 조직 관찰면 상에서는 볼록부로서 존재한다. 템퍼링 마르텐사이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이 복수의 배리언트, 즉, 다른 방향으로 신장된 복수의 철계 탄화물 군에 속하는 것이다. 또한, 잔류 오스테나이트도 조직 관찰면 상에서는 볼록부로 존재한다. 이 때문에, 상기의 수순으로 구한 볼록부의 면적률을, 후술하는 수순으로 측정하는 잔류 오스테나이트의 면적률에서 빼는 것에 의해, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계의 면적률을 정확하게 측정하는 것이 가능해진다.

(베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 면적률의 평가 방법)

잔류 오스테나이트의 면적률은, X선을 사용한 측정에 의해 산출할 수 있다. 즉, 시료의 판면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 그리고, 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, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.

또한, 펄라이트는 전술한 전자 채널링 콘트라스트로 촬영한 화상으로부터 면적률을 구한다. 펄라이트는 판상의 탄화물과 페라이트가 배열된 조직이다.

또한, 베이나이트는, 라스상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하지 않는 것, 또는 내부에 긴 직경 20㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함하고, 그 탄화물이, 단일의 배리언트, 즉, 동일 방향으로 신장된 철계 탄화물 군에 속하는 것이다. 여기서, 동일 방향으로 신장된 철계 탄화물 군이란, 철계 탄화물 군의 신장 방향의 차이가 5° 이내인 것을 말한다.

(Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이, 개수 밀도가 5.0×10^-4개/㎛² 이상이며, 또한 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하로 되도록 존재)

Mn은 H와 인력적 상호 작용을 갖기 때문에, 그 분산 상태를 제어하면, 구 오스테나이트 입계에의 H 집적을 억제할 수 있고, 결과적으로 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 얻는 것이 가능해진다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 구 오스테나이트 입계보다도, H와의 인력적 상호 작용이 높은 영역으로서, 판 두께 방향의 단면에 있어서, 상기 판 두께 방향 전체의 Mn 함유량의 평균을 [Mnave]이라고 했을 때, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 복수의 영역을 분산시킨다.

한편, 이들 복수의 영역끼리의 거리, 즉, 어떤 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 간격이, 평균으로 10.0㎛ 초과이면, 구 오스테나이트 입계에의 H의 편석을 억제하는 효과가 충분히 얻어지지 않기 때문에, 내수소 취성이 저하된다.

그 때문에, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 복수의 영역을, 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하로 되도록 존재(분산)시킨다.

또한, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이 상술한 바와 같이 분산되어 있어도, 그 개수 밀도가 적으면 충분한 효과가 얻어지지 않는다. Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수 밀도를 5.0×10^-4개/㎛² 이상으로 한다.

Mn 함유량이, 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 동정, 및 그들의 개수 밀도, 인접하는 영역과의 평균 간격은, 이하의 방법으로 구한다.

Mn의 분산 상태는, 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA)를 사용하여 측정한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향과 평행한 단면이 측정면이 되도록 시료를 채취하고, 관찰면의 t/4부(표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위)에 있어서, 50㎛×50㎛의 영역을 1시야로 하여, 측정 간격 0.1㎛로 Mn의 원소 농도 매핑을 취득한다. 이것을 10시야에 대하여 행하고, 10시야 분의 원소 맵의 데이터를 수치 데이터로서 채취하고, Mn 농도가 1.1×[Mnave] 이상인 영역과 1.1×[Mnave]보다 작은 영역으로 색구분한 2치화상을 제작한다. 이 2치화한 화상으로부터, 1.1×[Mnave] 이상인 영역이 복수의 픽셀에 걸쳐 연결되어 있는 영역은 하나의 1.1×[Mnave] 이상인 영역으로 간주하여, 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수를 구한다. 구한 개수를 1시야의 면적으로 나눔으로써, 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수 밀도가 구해진다. 또한, 상기 1시야의 면적을 상술한 바와 같이 하여 구한 개수로 나눈 값을 1/2승함으로써 구한 값을, 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 평균 간격으로 한다.

(기계 특성)

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 자동차의 차체 경량화에 기여하는 강도로서, 인장 강도(TS)를 1500㎫ 이상으로 한다.

상한을 한정할 필요는 없지만, 인장 강도가 상승하면, 성형성이 저하되는 경우가 있으므로, 인장 강도를 2500㎫ 이하 또는 2000㎫ 이하로 해도 된다.

(판 두께)

본 실시 형태에 관한 강판은, 판 두께에 대해서는 한정되지 않지만, 1.0㎜ 이상 2.2㎜ 이하가 바람직하다. 판 두께는, 보다 바람직하게는 1.05㎜ 이상 또는 1.1㎜ 이상이다. 또한, 판 두께는, 보다 바람직하게는 2.1㎜ 이하 또는 2.0㎜ 이하이다.

(피막층)

본 실시 형태에 관한 강판은, 한쪽 또는 양쪽의 표면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층을 가져도 된다. 이 피막층은, 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금과 불순물로 이루어져 있어도 된다.

표면에 피막층을 구비함으로써, 내식성이 향상된다. 자동차용 강판은, 부식에 의한 천공의 우려가 있으면, 고강도화해도 어떤 일정 판 두께 이하로 박육화할 수 없는 경우가 있다. 강판의 고강도화의 목적 중 하나는, 박육화에 의한 경량화라는 점에서, 고강도 강판을 개발해도, 내식성이 낮으면 적용 부위가 한정된다. 이들 과제를 해결하는 방법으로서, 표리면에 내식성을 향상시키기 위하여 피막층을 형성하는 것을 생각할 수 있다.

피막층을 형성해도, 본 실시 형태에 관한 강판의 내수소 취화 특성은 손상되지 않는다.

피막층은, 예를 들어 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 전기 아연 도금층, 알루미늄 도금층, Zn-Al 합금 도금층, Al-Mg 합금 도금층, Zn-Al-Mg 합금 도금층이다.

표면에 피막층을 갖는 경우, 상술한 t/4부의 기준이 되는 표면은, 피막층을 제외한, 지철의 표면이다.

<제조 방법>

상술한 본 실시 형태에 관한 강판을 제조할 수 있는 제조 방법(본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법)에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은,

(I) 소정의 화학 조성을 갖는 강편을 가열하는 가열 공정과,

(II) 가열된 상기 강편을 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,

(III) 상기 열연 강판을, 상기 열간 압연 공정의 완료로부터 1.0초 미만에 냉각을 개시하고, 20℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 400℃ 이상 550℃ 미만의 권취 온도까지 냉각하는 열연 후 냉각 공정과,

(IV) 상기 열연 후 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 상기 권취 온도에서 권취하는 권취 공정과,

(V) 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에, 산세 및 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과,

(VI) 상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 실온 내지 700℃까지의 평균 승온 속도가 15℃/초 이상 100℃/초 이하, 700℃로부터 830℃ 이상, 900℃ 미만의 어닐링 온도까지의 평균 승온 속도가 5℃/초 이상 15℃/초 미만이 되도록, 상기 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 25 내지 100초간 유지하여 어닐링하는 어닐링 공정과,

(VII) 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 4 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로, 25 내지 300℃까지 냉각하는 어닐링 후 냉각 공정,

를 구비한다.

이하, 각 공정의 바람직한 조건에 대하여 설명한다.

[가열 공정]

가열 공정에서는, 소정의 화학 조성(제조 단계에서 화학 조성은 실질적으로 변화하지 않으므로 본 실시 형태에 관한 강판과 마찬가지인 화학 조성)을 갖는 슬래브 등의 강편을 열간 압연 공정에 앞서 가열한다.

다음 공정의 압연 온도를 확보할 수 있으면 가열 온도는 한정되지 않는다. 예를 들어, 1000 내지 1300℃이다.

사용하는 강편은, 생산성의 관점에서 연속 주조법에 의해 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다.

연속 주조에 의해 얻어진 강편을, 충분히 높은 온도인 채로 열간 압연 공정에 제공할 수 있는 경우에는, 가열 공정은 생략해도 된다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정에서는, 가열된 상기 강편을 열간 압연하여 열연 강판을 얻는다.

열간 압연 공정은, 조압연 및 마무리 압연을 포함하고, 상기 마무리 압연에서는, 복수 패스의 압하를 행하고, 상기 복수 패스 중, 4 패스 이상을, 압하율이 20％ 이상인 대압하 패스로 하고, 상기 대압하 패스의 각각의 패스 간 시간을 5.0초 이하로 한다. 또한, 압연 개시 온도를 950 내지 1100℃로 하고, 압연 종료 온도를 800 내지 950℃로 한다.

(마무리 압연에 있어서, 압하율이 20％ 이상인 대압하 패스: 4 패스 이상)

(대압하 패스의 패스 간 시간: 5.0초 이내)

마무리 압연에 있어서의 압하율, 압연 횟수 및 패스 간 시간을 제어함으로써 오스테나이트 입자의 형태를 등축으로 또한 미세하게 제어하는 것이 가능해진다. 오스테나이트 입자가 등축, 미세해지면, 계속되는 열연 후 냉각 공정에 있어서 펄라이트 조직이 균일 미세하게 형성된다. 펄라이트 조직에는 시멘타이트가 포함되기 때문에, 결과적으로 시멘타이트가 균일 또한 미세하게 석출(분산 석출)된 조직을 얻는 것이 가능해진다. 20％ 이상의 압하율의 패스(대압하 패스)가 4 패스 미만이면, 미재결정의 오스테나이트가 남기 때문에, 충분한 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에 4 패스 이상에 있어서, 압하율을 20％ 이상으로 한다(20％ 이상의 압하율로 4 패스 이상 압하를 행함). 바람직하게는, 5 패스 이상에 있어서, 압하율을 20％ 이상으로 한다. 한편, 20％ 이상의 압하율의 패스 수의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 10 패스 초과로 하기 위해서는, 압연 스탠드를 다수 설치할 필요가 있어, 설비의 대형화와 제조 비용의 증가를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, 20％ 이상의 압하율의 패스의 수(패스 수)는, 10 패스 이하, 9 패스 이하 또는 7 패스 이하여도 된다.

또한, 마무리 압연에 있어서의 패스 간 시간은, 압연 후의 오스테나이트 입자의 재결정과 입성장에 큰 영향을 미친다. 대압하 패스를 4 패스 이상으로 한 경우에도, 각각의 대압하 패스의 패스 간 시간이 5.0초 초과이면, 입성장이 일어나기 쉬워져, 오스테나이트 입자가 조대화된다. 바람직하게는, 패스 간 시간은, 3.0초 이하 또는 1.0초 이하이다.

한편, 패스 간 시간의 하한을 한정할 필요는 없지만, 대압하 패스의 각각의 패스 간 시간이, 0.2초 미만이면, 오스테나이트의 재결정이 완료되지 않고, 미재결정 오스테나이트의 비율이 증가하는, 충분한 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다. 이 때문에 대압하 패스의 패스 간 시간을 0.2초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 패스 간 시간은, 0.3초 이상 또는 0.5초 이상이어도 된다.

(압연 개시 온도: 950 내지 1100℃)

(압연 종료 온도: 800 내지 950℃)

압연 개시 온도는 오스테나이트의 재결정의 제어에 중요한 인자이다. 압연 개시 온도가, 950℃ 미만이면, 압연 중에 온도가 저하되어, 미재결정 오스테나이트가 잔존함으로써, 신장된 미재결정 오스테나이트 입계를 따라 페라이트 입자가 형성되고, 입내의 미변태 오스테나이트는 펄라이트 조직이 된다. 이 경우, 페라이트 입자의 사이즈가 커져, 펄라이트 조직에 Mn이 농화되었을 때, Mn 농화부의 평균 간격이 10.0㎛ 초과가 된다.

한편, 압연 개시 온도가 1100℃ 초과이면, 압연 도중의 온도가 고온이 됨으로써, 오스테나이트 입계에 페라이트 변태를 억제하는 합금 원소가 농화되기 쉬워진다. 이 경우, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서 페라이트 변태가 지연되고, 펄라이트 조직의 비율이 많아져, 펄라이트 조직 중의 시멘타이트에의 Mn 농화가 불충분해진다. 이 경우, 최종적으로, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역을 충분히 얻을 수 없다.

또한, 압연 종료 온도가 800℃ 미만이면, 미재결정 오스테나이트가 잔존하고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커진다.

또한, 압연 종료 온도가 950℃ 초과이면, 페라이트 변태가 과도하게 억제되어, Mn이 농화되는 시멘타이트의 간격이 커지거나, 개수 밀도가 저하되거나 하여, 최종적으로, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 평균 간격이나 개수 밀도가 바람직한 범위로 되지 않는다.

그 때문에, 압연 개시 온도는, 950 내지 1100℃, 압연 종료 온도: 800 내지 950℃로 한다.

[열연 후 냉각 공정]

[권취 공정]

열연 후 냉각 공정에서는, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을, 열간 압연 공정의 완료로부터 1.0초 미만에 냉각을 개시하고, 20℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 400℃ 이상 550℃ 미만의 권취 온도까지 냉각한다. 또한, 권취 공정에서는, 열연 후 냉각 공정 후의 열연 강판을 상기 권취 온도에서 권취한다.

이들 공정을 소정의 조건에서 행함으로써, 냉각 시에 펄라이트 조직이 미세하게 분산되고, 그에 수반하여 펄라이트 조직 중의 시멘타이트에 대해서도 미세하게 분산된다. 또한, 권취 후에 시멘타이트 중에 Mn이 농화된다.

열간 압연의 완료로부터 냉각 개시까지의 시간이 1.0초 이상이거나, 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만이거나, 또는 냉각 정지 온도(권취 온도)가 550℃ 이상인 경우에는, 페라이트 입자의 입성장이 과도하게 일어나 버려, 펄라이트 조직 간의 분산 간격이 커짐으로써, 권취 후에 Mn이 농화된 시멘타이트의 평균 간격이 넓어지므로 바람직하지 않다.

한편, 평균 냉각 속도가 50℃/초 초과이면, 베이나이트, 마르텐사이트 등의 경화상이 형성되기 쉬워져, 펄라이트 조직의 비율이 저하됨으로써, Mn이 농화된 시멘타이트를 충분히 얻을 수 없다.

또한 냉각 정지 온도가 400℃ 미만이면, 펄라이트 조직 중의 시멘타이트에의 Mn의 농화가 충분히 일어나지 않는 경우가 있다.

[냉간 압연 공정]

냉간 압연 공정에서는, 권취 공정 후의 열연 강판을 되감고, 산세 및 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는다.

산세를 행함으로써, 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산세는, 공지된 조건에서 행하면 되며, 1회여도 되고, 복수회로 나누어서 행해도 된다. 냉간 압연의 압하율은, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어 20 내지 80％이다.

[어닐링 공정]

[어닐링 후 냉각 공정]

어닐링 공정에서는, 냉간 압연 공정 후의 냉연 강판을, 실온(예를 들어 25℃) 내지 700℃까지의 평균 승온 속도가 15 내지 100℃/초, 700℃로부터 830℃ 이상 900℃ 미만의 어닐링 온도까지의 평균 승온 속도가 5℃/초 이상 15℃/초 미만이 되도록, 상기 어닐링 온도까지 가열하고, 상기 어닐링 온도에서 25 내지 100초간 유지하여 어닐링한다. 700℃까지의 평균 승온 속도는 바람직하게는, 17℃/초 이상, 보다 바람직하게는, 20℃/초 이상이다. 700℃로부터 830℃ 이상, 900℃ 미만의 어닐링 온도까지의 평균 승온 속도는 바람직하게는, 6℃/초 이상, 14℃/초 이하, 보다 바람직하게는, 7℃/초 이상, 13℃/초 이하이다.

그 후, 어닐링 후 냉각 공정에서는, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 4 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로, 25 내지 300℃까지 냉각한다.

이들 공정에서는, 시멘타이트 중에 농화된 Mn의 분산 상태를 유지한 채, 오스테나이트 단상역까지 가열하여 시멘타이트를 용해시키고, 300℃ 이하까지 냉각함으로써, Mn 농화부가 분산된, 마르텐사이트 주체의 조직을 얻을 수 있다.

어닐링 공정의 승온 과정에 있어서, 실온(예를 들어 25℃)으로부터 700℃까지의 평균 승온 속도가 15℃/초 미만이면, 시멘타이트가 조대화된다. 시멘타이트의 사이즈는, Mn 농화부와 동일하기 때문에, 어닐링 후의 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 평균 간격이 커지는데다가 개수 밀도가 저하되는 경우도 있다. 한편, 평균 승온 속도를100℃/초 초과로 하기 위해서는, 특별한 설비가 필요해져, 실용상의 비용이 증가한다.

또한, 700℃로부터 어닐링 온도(830℃ 이상, 900℃ 미만)까지의 온도역에서는, 재결정을 촉진시켜, 입계 및 전위의 밀도를 저감시킴으로써 Mn의 확산을 억제한다. 이 온도역에서의 평균 승온 속도가, 5℃/초 미만이면, Mn이 확산되어, Mn 농화부의 분산 상태가 해소되는 경우가 있다. 한편, 평균 승온 속도가 15℃/초 이상이면, 재결정이 발생하지 않고, 입계, 전위에 의해 Mn이 확산되어, Mn 농화부의 분산 상태가 해소되는 경우가 있다.

어닐링 온도가 830℃ 미만이면 오스테나이트 역변태가 완료되지 않고, 페라이트 조직의 체적률이 높아져, 강도가 미달이 되는 경우가 있다. 이는, Mn이 농화된 시멘타이트의 열적 안정성이 높기 때문에, 용해되지 않고 잔존하기 쉬우므로, 그에 수반하여 페라이트 조직도 잔존하기 때문이다. 한편, 어닐링 온도가 900℃ 이상이면, Mn이 확산되어, 바람직하게 분산된 Mn 농화부의 분산 상태가 해소된다.

어닐링 시간(유지 시간)이 25초 미만이면, 오스테나이트화가 충분하지 않아, 목적으로 하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 어닐링 시간이 100초 초과이면, Mn이 확산되어, Mn 농화부의 분산 상태가 해소되는 경우가 있다.

어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 4℃/초 미만이면, 페라이트나 베이나이트 등의 조직이 생성되어, 목적으로 하는 조직을 얻을 수 없다. 한편, 평균 냉각 속도를 100℃/초 초과로 하기 위해서는, 특별한 설비가 필요해져, 실용상의 비용이 증가한다.

냉각 정지 온도가 300℃ 초과이면, 베이나이트 조직이 생성되어, 목적으로 하는 조직을 얻을 수 없다. 한편, 냉각 정지 온도를 25℃ 미만으로 하기 위해서는, 특별한 냉매 등을 사용할 필요가 있어, 비용이나 생산성에 문제가 있다.

[템퍼링 공정]

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 또한, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 50℃ 이상, 500℃ 미만으로 승온하고, 5초 이상 1000초 미만 유지하는 템퍼링 공정을 행해도 된다.

상기의 조건에서 템퍼링을 행함으로써, 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 성형성을 향상시킬 수 있다.

템퍼링 온도(유지 온도)가 50℃ 미만, 또는 유지 시간이 5초 미만이면, 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 템퍼링 온도가 500℃ 이상이면, Mn이 확산되어, Mn 농화부의 분산 상태가 해소될 우려가 있다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도의 저하에 의한 강도의 저하가 일어나 인장 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 또한, 유지 시간이 1000초 이상이면, 강도가 저하되는데다가, 생산성이 저하된다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인으로, 다른 설비에서 실시해도 상관없다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 어닐링 후 냉각 공정으로부터 템퍼링 공정 중 어느 것에 있어서, 강판의 표면에 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층을 형성시켜도 된다.

피막층으로서는, 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층이 바람직하다. 피막층은 예를 들어 도금층이다.

피복 방법은 한정되지 않지만, 예를 들어 용융 도금에 의해 아연을 주체로 하는 피막층을 형성하는 경우, 냉연 강판을, 강판 온도가 (도금욕 온도-40)℃ 내지 (도금욕 온도+50)℃로 되도록 조정(가열 또는 냉각하여)한 뒤에, 450 내지 490℃의 도금욕에 침지하여 도금층을 형성하는 조건이 예시된다.

이 조건이 바람직한 이유는, 도금욕 침지 시의 강판 온도가, 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 커, 용융 아연의 일부가 응고되어 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있고, 용융 아연 도금욕 온도+50℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반되는 조업상의 문제를 유발하기 때문이다.

아연을 주체로 하는 도금층을 형성하는 경우, 도금욕의 조성은, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양으로부터 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％이며, 필요에 따라, Mg를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불순물인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.050질량％ 미만이면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.250질량％를 초과하면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되어, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다.

실시예

[실시예 1]

표 1-1 내지 표 1-2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 주조하였다. 이 강편을 1200℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판을 얻었다. 열간 압연에서는, 7개의 스탠드를 갖는 압연기를 사용하여, 연속적으로(패스 간 시간이 일정해지도록) 총 7 패스의 마무리 압연을 실시하고, 그 중, 압하율이 20％를 초과하는 압연 패스를 4회 부여하였다. 또한, 마무리 압연에서 20％ 이상의 압하율을 부여하는 각 압연 패스와 당해 각 압연 패스의 1개 전의 압연 패스의 패스 간 시간을 0.6초로 하였다. 마무리 압연의 개시 온도는 1070℃, 종료 온도는 850℃이고, 마무리 압연의 종료 후 0.8초 경과 후에 수랭으로 냉각을 부여하고, 29.0℃/초의 평균 냉각 속도로 530℃까지 냉각하여, 권취를 행하였다. 단, AH-0에 대해서는, 열간 압연 시에 강판이 취화되어 갈라져 버려, 이 이후의 공정을 행하지 않았다.

계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 50.0％의 냉간 압연을 실시하여, 판 두께를 1.4㎜로 마무리하였다.

또한, 이 냉연 강판을 실온으로부터 700℃까지 35.0℃/초의 평균 승온 속도로 가열하고, 700℃로부터 860℃까지 10℃/초의 평균 승온 속도로 가열하였다. 860℃에서 80초간 유지한 후에, 38.0℃/초의 평균 냉각 속도로 190℃까지 냉각하였다.

계속해서, 230℃로 재가열하여 180초간 유지하는 템퍼링을 행하였다. 도금 처리는 실시하지 않았다.

얻어진 냉연 강판에 대하여 상술한 요령으로, 마이크로 조직 관찰을 행하고, t/4부에 있어서의 각 상의 면적률을 구하였다. 또한, t/4부에 있어서, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수 밀도 및, 가장 가까운 다른 영역과의 평균 간격을 측정하였다.

결과를 표 2에 나타낸다.

또한, 제조한 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1-1 내지 표 1-2에 나타내는 강의 화학 조성과 동등하였다.

또한, 얻어진 냉연 강판에 대하여 이하의 요령으로, 인장 특성과 내수소 취성(내수소 취화 특성)을 평가하였다.

(인장 특성의 평가 방법)

인장 시험은 JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 시험편의 길이 방향이 강대의 압연 직각 방향과 평행해지는 방향으로부터 JIS 5호 시험편을 채취하여 행하여, 인장 강도(TS) 및 전연신율(El)을 측정하였다.

(내수소 취성의 평가 방법)

본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 사용하여 제조한 강판에 대하여, 하기의 방법으로 내수소 취화 특성을 평가하였다. 구체적으로는, 강판을 클리어런스 10％로 전단 후, 10R로 U 굽힘 시험을 행하였다. 얻어진 시험편의 중앙에 변형 게이지를 붙이고, 시험편 양단을 볼트로 체결함으로써 응력을 부여하였다. 부여한 응력은, 모니터링한 변형 게이지의 변형에 의해 산출하였다. 부하 응력은, 인장 강도(TS)의 80％에 대응하는 응력을 부여하였다(예를 들어, 표 2의 A-0의 경우, 부여한 응력=2213㎫×0.8=1770㎫). 이것은, 성형 시에 도입되는 잔류 응력이 강판의 인장 강도와 대응된다고 생각되기 때문이다.

얻어진 U 굽힘 시험편을, 액온 25℃이며 pH2인 HCl 수용액에 침지하고, 48hr 유지하여, 갈라짐의 유무를 조사하였다. HCl 수용액의 pH가 낮을수록, 및 침지 시간이 길수록 강판 중에 침입하는 수소량이 많아지기 때문에, 수소 취화 환경은 가혹한 조건이 된다.

침지 후, U 굽힘 시험편에 1.00㎜를 초과하는 길이의 갈라짐이 확인된 경우를 NG, 1.00㎜를 초과하는 길이의 갈라짐이 확인되지 않은 경우를 OK로 평가하였다.

인장 강도가 1500㎫ 이상이고, 내수소 취성의 평가가 OK인 경우를 고강도 이며 또한 내수소 취성이 우수한 강판으로서 평가하였다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2]

표 1-1 내지 2로부터 알 수 있는 바와 같이, No.A-0 내지 O-0는, 화학 조성, 마이크로 조직의 면적률, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수 밀도, 및 가장 가까운 다른 영역과의 평균 간격이 본 발명 범위 내에 있어, 인장 강도 및 내수소 취성이 우수하였다.

이에 비해, No.P-0 내지 AN-0는, 화학 조성이 본 발명 범위 외였기 때문에, 인장 강도, 내수소 취성 중 1개 이상이 떨어졌다.

P-0는 C 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1500㎫ 미만이었다.

Q-0는 C 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다.

R-0는 Si 함유량이 높았기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다.

S-0는 Mn 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1500㎫ 미만이었다.

T-0는, Mn 함유량이 높았기 때문에, 내수소 취성이 열화되었다.

U-0는 P 함유량이 높았기 때문에, 입계 취화에 의해 내수소 취성이 저하되었다.

V-0는 S 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다.

W-0는 Al 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Al 산화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.

X-0는 N 함유량이 높았기 때문에, 조대한 질화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.

Y-0는 O 함유량이 높았기 때문에, 산화물이 형성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.

Z-0는 Co 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Co 탄화물이 석출되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AA-0는 Ni 함유량이 높았기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다.

AB-0는 Mo 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Mo 탄화물이 정출되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AC-0는 Cr 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Cr 탄화물이 석출되었기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다.

AD-0는 Ti 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져, 내수소 취성이 저하되었다.

AE-0는 B 함유량이 높았기 때문에, 강 중에 조대한 B 산화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AF-0는 Nb 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Nb 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AG-0는 V 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져, 내수소 취성이 저하되었다.

AH-0는 Cu 함유량이 높았기 때문에, 열간 압연 시에 강판이 취화되어 갈라져 버려, 그 이후의 평가를 실시하지 않았다.

AI-0는 W 함유량이 높았기 때문에, 조대한 W 석출물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AJ-0 및 AK-0는 Mg 함유량 및 Ca 함유량이 높았기 때문에, 조대한 개재물이 형성되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AL-0는 Zr 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Zr 산화물이 형성되어, 내수소 취성이 저하되었다.

AM-0 및 AN-0는 각각 Sn 및 Sb 함유량이 높았기 때문에, 입계 편석에 의해 내수소 취성이 저하되었다.

[실시예 2]

또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위하여, 표 2에 있어서 우수한 특성이 확인된 강종 A 내지 O를 대상으로 하여, 실시예 1과 마찬가지의 설비에 있어서, 표 3-1에 기재하는 제조 조건으로, 판 두께 2.3㎜의 열연 강판을 제작하고, 이 열연 강판에 압하율 55％의 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 한 후, 표 3-2 내지 표 3-3에 기재하는 조건으로, 어닐링, 어닐링 후 냉각을 행하고, 필요에 따라서 템퍼링을 행하였다. 또한, 일부의 냉연 강판에는, 도금을 행하여, 표면에 아연 도금층을 형성하였다. 여기서, 표 3-3의 도금종의 부호 GI 및 GA는 아연 도금 처리의 방법을 나타내고 있으며, GI는 465℃의 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지하여 강판의 표면에 아연 도금층을 형성한 강판이고, GA는 465℃의 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 490℃로 강판을 승온시켜 강판의 표면에 철과 아연의 합금층을 형성한 강판이다. 또한, 표 3-3에 있어서, 템퍼링을 「-」로 기재하는 실시예는, 템퍼링을 행하지 않은 실시예이다.

얻어진 냉연 강판에 대하여 실시예 1과 동일한 요령으로, 마이크로 조직 관찰을 행하여, t/4부의 마이크로 조직에 있어서의 각 상의 면적률을 구하였다. 또한, t/4부에 있어서, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역의 개수 밀도 및, 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 평균 간격을 측정하였다.

또한, 얻어진 냉연 강판에 대하여 실시예 1과 동일한 요령으로, 인장 특성을 평가하였다.

또한, 내수소 취성(내수소 취화 특성)에 대해서는, 이하의 방법으로 평가하였다.

(내수소 취성의 평가 방법)

강판을 클리어런스 10％로 전단 후, 10R로 U 굽힘 시험을 행하였다. 얻어진 시험편의 중앙에 변형 게이지를 붙이고, 시험편 양단을 볼트로 체결함으로써 응력을 부여하였다. 부여한 응력은, 모니터링한 변형 게이지의 변형에 의해 산출하였다. 부하 응력은, 인장 강도(TS)의 80％에 대응하는 응력을 부여하였다(예를 들어, 표 4의 A-1의 경우, 부여한 응력=2101㎫×0.8=1681㎫). 이것은, 성형 시에 도입되는 잔류 응력이 강판의 인장 강도와 대응된다고 생각되기 때문이다.

얻어진 U 굽힘 시험편을, 액온 25℃이며 pH2인 HCl 수용액에 침지하고, 96hr 유지하여, 갈라짐의 유무를 조사하였다. HCl 수용액의 pH가 낮을수록, 및 침지 시간이 길수록 강판 중에 침입하는 수소량이 많아지기 때문에, 수소 취화 환경은 가혹한 조건이 된다. 침지 후, U 굽힘 시험편의 균열의 총 길이를 측정(균열이 복수 확인되는 경우는, 개별로 측정한 값의 총합으로 함)하였다.

균열의 총 길이가 작을수록 내수소 취화 특성이 우수한 것을 나타내지만, 특히 균열 길이가 1.00㎜를 초과하는 갈라짐이 확인된 경우를 NG, 갈라짐이 확인되지 않거나 또는 균열 길이가 1.00㎜ 이하인 경미한 갈라짐이 확인된 경우를 OK로 평가하였다. OK의 평가인 경우를 합격으로 하고, NG의 경우를 불합격으로 하였다. 균열 길이가 0.50㎜ 이하인 경우, 내수소 취성이 특히 우수하다고 판단할 수 있다.

얻어진 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 3-3]

[표 4]

표 3-1 내지 표 3-3, 표 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 관한 모든 실시예에 있어서, 특히 열간 압연, 권취 및 어닐링, 어닐링 후 냉각의 조건을 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 내수소 취성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.

한편, A-2는 열간 압연 개시 온도가 낮았기 때문에, 압연 중에 온도가 저하되어, 미재결정 오스테나이트가 많이 잔존했기 때문에, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

B-2는 열간 압연 개시 온도가 높았기 때문에, 압연 중에 오스테나이트 입계에 합금 원소가 편석되고, 페라이트 변태가 지연되었기 때문에, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 적어져, 내수소 취성이 열화되었다.

C-2는 열간 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 미재결정 오스테나이트가 형성되고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

D-2는 열간 압연 종료 온도가 높았기 때문에, 페라이트 변태가 과도하게 억제되어, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 작아져, 내수소 취성이 열화되었다.

E-2는 열연의 패스 간 시간이 길었기 때문에, 미재결정 오스테나이트가 많이 잔존하고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

F-2는 20％ 이상의 압하율에서의 패스 수가 적었기 때문에, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

H-2는 마무리 압연 후, 냉각 개시까지의 시간이 길었기 때문에, 페라이트 변태가 과도하게 일어나, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

I-2는 열연 종료 후의 냉각 속도가 작았기 때문에, 페라이트 변태가 과도하게 일어나, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

J-2는 마무리 압연의 종료 후에 있어서의 냉각 속도가 컸기 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 많이 형성되고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 적어져, 내수소 취성이 열화되었다.

K-2는, 권취 온도가 낮았기 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 형성되고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 적어져, 내수소 취성이 열화되었다.

L-2는 권취 온도가 높았기 때문에, 페라이트 조직의 비율이 많아지고, 결과적으로 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커져, 내수소 취성이 열화되었다.

M-2, N-3은 700℃까지의 평균 승온 속도가 느렸기 때문에, 승온 과정에 있어서 시멘타이트가 조대화되어, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커졌다. N-3에서는 또한, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 적어졌다. 그 결과, 내수소 취성이 열화되었다.

O-2, N-4는 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도(어닐링 온도)까지의 승온 속도가 느렸기 때문에, Mn의 확산이 일어나, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도가 적어져, 내수소 취성이 열화되었다.

A-3, N-5는 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도까지의 승온 속도가 빨랐기 때문에, 재결정이 완료되지 않고, 전위나 입계에 의해 Mn 농화부가 해소되고, 결과적으로 1.1×[Mnave]을 충족하는 영역의 개수 밀도가 감소하였다. 또한, N-5에서는 또한, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격이 커졌다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.

B-3은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮았기 때문에, 페라이트 조직의 비율이 5％를 상회하고, 결과적으로 내수소 취성이 열화되었다. 또한, 페라이트 조직의 비율이 높았기 때문에, 인장 강도가 1500㎫를 하회하고, 내수소 취성도 열화되었다.

C-3은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 지나치게 높았기 때문에, Mn의 농화부가 해소되고, 결과적으로 1.1×[Mnave]을 충족하는 영역이 감소하여, 내수소 취성이 저하되었다.

D-3은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도에서의 유지 시간이 짧았기 때문에, 마르텐사이트의 조직 비율이 90％를 하회하여, 인장 강도가 1500㎫를 하회하였다.

E-3은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도에서의 유지 시간이 길었기 때문에, Mn이 확산되어, Mn 농화부의 분산 상태가 해소되고, 1.1×[Mnave]을 충족하는 영역이 감소하여, 내수소 취성이 저하되었다.

F-3은 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터의 냉각 속도가 지나치게 느렸기 때문에, 페라이트 및 베이나이트 변태가 일어나, 결과적으로 인장 강도가 1500㎫를 하회하였다.

I-3은 템퍼링 온도가 높았기 때문에, 마르텐사이트 조직 중의 전위 밀도가 저하되고, 결과적으로 인장 강도가 1500㎫를 하회하였다.

K-3은 냉각 정지 온도가 지나치게 높았기 때문에, 베이나이트 변태가 일어나, 결과적으로 인장 강도가 1500㎫를 하회하였다.

도 1은 실시예 1 및 실시예 2의 강판에 대하여, 내수소 취성에 부여하는 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격과 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 개수 밀도의 영향을 나타낸 그래프이다. 도면 중의 ○는 내수소 취성이 우수한 강판을 나타내고, 도면 중의 ×는 내수소 취성이 떨어지는 예를 나타내고 있다. 도 1로부터 명백한 바와 같이, 1.1×[Mnave]이 되는 영역의 평균 간격을 10.0㎛ 이하, 또한 1.1×[Mnave]의 영역의 개수 밀도를 5.0×10^-4개/㎛² 이상으로 제어함으로써, 내수소 취성이 우수한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.

본 발명에 따르면, 고강도이며 또한 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 이 강판은, 자동차용 강판 등에 적용한 경우, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키는 것에 기여한다.

Claims

질량％로,
C: 0.150 내지 0.400％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.8 내지 2.0％,
P: 0.0001 내지 0.0200％,
S: 0.0001 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 1.000％,
N: 0.0001 내지 0.0200％,
O: 0.0001 내지 0.0200％,
Co: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 1.000％,
Mo: 0 내지 1.000％,
Cr: 0 내지 2.000％,
Ti: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.500％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.100％,
Ta: 0 내지 0.100％,
Mg: 0 내지 0.050％,
Ca: 0 내지 0.050％,
Y: 0 내지 0.050％,
Zr: 0 내지 0.050％,
La: 0 내지 0.050％,
Ce: 0 내지 0.050％,
Sn: 0 내지 0.050％,
Sb: 0 내지 0.050％,
As: 0 내지 0.050％, 및
잔부: Fe 및 불순물
로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
마이크로 조직이, 면적률로,
페라이트: 5.0％ 이하,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트: 합계로 90.0％ 초과, 및
잔부: 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상
으로 이루어지고,
판 두께 방향의 단면에 있어서, 상기 판 두께 방향 전체의 Mn 함유량의 평균을 [Mnave]이라고 했을 때, Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역이, 개수 밀도가 5.0×10^-4개/㎛² 이상이며, 또한 가장 가까운 다른 Mn 함유량이 1.1×[Mnave] 이상인 영역과의 간격이 평균으로 10.0㎛ 이하가 되도록 존재하고,
인장 강도가 1500㎫ 이상인
것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성이,
Co: 0.01 내지 0.500％,
Ni: 0.01 내지 1.000％,
Mo: 0.01 내지 1.000％,
Cr: 0.001 내지 2.000％,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.001 내지 0.500％,
W: 0.001 내지 0.100％,
Ta: 0.001 내지 0.100％,
Mg: 0.0001 내지 0.050％,
Ca: 0.001 내지 0.050％,
Y: 0.001 내지 0.050％,
Zr: 0.001 내지 0.050％,
La: 0.001 내지 0.050％,
Ce: 0.001 내지 0.050％,
Sn: 0.001 내지 0.050％,
Sb: 0.001 내지 0.050％, 및
As: 0.001 내지 0.050％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층을 갖는
것을 특징으로 하는, 강판.