KR20240069758A - 강판 - Google Patents

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KR20240069758A
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고요 오가
겐고 다케다
가츠야 나카노
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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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, 인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의, 방위 차가 15deg. 이상인 계면을 구 오스테나이트 입계로 했을 때, 상기 구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도에 따라 결정되는 결합 강도 에너지 EGB가 0.50 이상이고, 인장 강도가 1500㎫ 이상이다.

Description

강판
본 발명은 강판에 관한 것이다.
본원은, 2021년 10월 21일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-172424호에 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 성분에서 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, 입계의 결합 강도를 높일 수 있다면, 수소 취화에 의한 갈라짐을 억제할 수 있다고 생각된다. 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.
또한, 특허문헌 2에서는, 강판이, 펄라이트 조직을 주상으로 하고, 잔부 조직에 있어서의 페라이트상이 조직 전체에 대한 체적률로 20% 이하이며, 펄라이트 조직의 라멜라 간격이 500㎚ 이하인 조직을 갖고, 비커스 경도가 HV200 이상인 강판에 대하여, 압연율: 60% 이상(적합하게는 75% 이상)으로 냉간 압연을 실시함으로써 얻어지고 있다. 그 때문에, 이방성이 강하고, 냉간 프레스에 의한 부재의 성형성이 낮은 것을 용이하게 추정할 수 있다.
또한, 특허문헌 3에서는, 지연 파괴 특성의 개선을 위하여, 노점이 15℃ 이상인 분위기 중에서 650℃ 혹은 700℃에서, 20min 이상의 유지를 부여할 필요가 있어, 생산성이 낮은 과제도 있다.
본 발명은 상기의 과제를 감안하여 이루어졌다. 본 발명은 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판을 전제로 하여, 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 제공하는 것을 과제로 한다
상술한 바와 같이, 수소 취화란, 강 중의 수소가 입계에 편석됨으로써 입계의 결합 강도가 저하되고, 입계가 기점이 되어 발생하는 갈라짐이라고 생각된다. 그 때문에, 본 발명자들은, 입계의 결합 강도에 착안하여, 내수소 취화 특성을 향상시키는 방법에 대하여, 다양한 검토를 행하였다.
그 결과, 본 발명자들은, 입계에 소정의 합금 원소를 편석시킴으로써, 입계의 결합 강도가 향상됨과 함께, 침입한 수소가 입계에 편석되기 어려워져, 수소가 침입했다고 해도, 수소에 의한 입계의 결합 강도의 저하를 억제하는 것이 가능해지는 것을 알아냈다.
본 발명은 상기의 지견을 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: 0.80 내지 2.00%, 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, 인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의, 방위 차가 15deg. 이상인 계면을 구 오스테나이트 입계로 했을 때, 상기 구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도에 따라 결정되는 결합 강도 에너지 EGB가 하기 식 (1)을 충족하고, 인장 강도가 1500㎫ 이상이다.
여기서, 식 중의 [화학 기호]는 상기 구 오스테나이트 입계 상의, 질량%로의 상기 각 합금 원소의 상기 농도를 나타낸다.
[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: 0.001 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, 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 있어서의, 강판의 내수소 취성과, EGB 및 인장 강도의 관계를 도시하는 도면이다.
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,
인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의, 방위 차가 15deg. 이상인 계면을 구 오스테나이트 입계(구 γ입계)로 했을 때, 상기 구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도에 따라 결정되는 결합 강도 에너지 EGB가 0.50 이상이며,
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, 열연 조직에 있어서의 합금 탄화물의 석출이 지연된다. 이 때문에 Si 함유량을 2.00% 이하로 한다. Si 함유량은 1.80% 이하, 1.60% 이하 또는 1.40% 이하여도 된다.
Mn: 0.80 내지 2.00%
Mn은, 강판의 강도 상승에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.80% 미만이면, 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에 Mn 함유량을 0.80% 이상으로 한다. Mn 함유량은 1.00% 이상 또는 1.20% 이상이어도 된다.
한편, Mn 함유량이 2.00% 초과이면, Mn이 P, S와의 공편석을 조장할 뿐만 아니라, 내식성이나 내수소 취화 특성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에 Mn 함유량을 2.00% 이하로 한다. Mn 함유량은 1.90% 이하, 1.85% 이하 또는 1.80% 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 함유량이0.0200% 초과이면, 냉간 가공 시에 갈라짐의 기점이 되는 비금속 개재물의 생성이 현저해진다. 이 경우, 입계를 강화하고 있었다고 해도, 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, 입계를 강화하고 있었다고 해도, 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, As를 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 강도의 증가에 유효한 원소이다. 또한, Co는 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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 강도의 상승에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 또한, Mo는, 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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. 또한, Cr은 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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. 또한, Ti는 입계의 결합 강도의 향상에도 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. 또한, B는 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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 특성은 열화되는 경우가 있다. 이 때문에 B 함유량을0.0100% 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. 또한, Nb는 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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. 또한, V는 입계의 결합 강도의 향상에도 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 함유량을 0.001% 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 형성한다. W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 되므로, W는, 내수소 취화 특성의 향상에 유효한 원소이다. 또한, W는 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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. 또한, Ta는 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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 저하되는 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 함유량을 0.001% 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. 또한, Zr은 입계의 결합 강도의 향상에도 기여하는 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 함유량을 0.001% 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 바람직하며 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 바람직하며 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 성분 중 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.
강판이 표면에 피막층을 구비하는 경우에는, 기계 연삭 등에 의해 피막층을 제거하고 나서 화학 조성의 분석을 행하면 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, 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 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 없다. 덧붙여 말하면, 응력 부하에 있어서의 탄성 변형 시의 파괴의 원인이 되는 경우나, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직이 형성되어 마이크로 조직의 불균일성이 증가하는 것에 의한 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 이루어진다
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 면적률의 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 상술한 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 상술한 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, 단일 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.
<결합 강도 에너지>
수소 취화에 의한 갈라짐은, 강 중의 수소가 입계에 편석됨으로써 입계의 결합 강도가 저하되고, 결합 강도가 저하된 입계가 갈라짐의 기점이 되어 발생한다. 이에 비해, 입계에 소정의 합금 원소를 편석시키면, 입계의 결합 강도가 향상된다. 또한, 이미 합금 원소가 편석되어 있음으로써, 침입한 수소가 입계에 편석되기 어려워져, 수소가 침입했다고 해도, 수소에 의한 입계의 결합 강도의 저하를 억제하는 것이 가능해진다.
본 발명자들은, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 마이크로 조직에 있어서, 인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 차가 15deg. 이상인 계면(마르텐사이트/템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트/마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트/템퍼링 마르텐사이트의 계면)인 구 오스테나이트 입계를 주된 입계로 하고, 각 합금 원소에 의한 입계 강도 향상에의 기여도를 조사하였다. 그 결과, 결합 강도 에너지 EGB가 각 합금 원소의 입계 상의 농도를 사용하여 하기 식 (1)과 같이 표현될 수 있는 것, EGB가 0.50 이상인 경우에, 내수소 취화 특성이 명확하게 향상되는 것을 알아냈다.
그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의, 방위 차가 15deg. 이상인 계면을 구 오스테나이트 입계로 했을 때, 상기 구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도에 따라 결정되는 결합 강도 에너지 EGB가 하기 식 (1)을 충족한다.
여기서, 식 중의 [화학 기호]는 구 오스테나이트 입계 상의, 질량%로의 각 합금 원소의 농도를 나타낸다.
방위 차가 15deg. 이상인 계면을 대상으로 한 것은, 15deg. 이상의 구 오스테나이트 입계에 수소가 우선적으로 집적되는 경향이 있기 때문이다.
식 (1)로부터 알 수 있는 바와 같이, 입계에 편석되는 합금 원소의 모두가 결합 강도 에너지를 높이는 것은 아니고, 입계 결합 에너지를 높이는 합금 원소를 많이 편석시킴으로써, 입계 결합 에너지가 높아진다.
여기서, 인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 방위 차가 15deg. 이상인 계면이란, 마르텐사이트와 마르텐사이트의 계면이며 방위 차가 15deg. 이상인 계면, 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 계면이며 방위 차가 15deg. 이상의 계면, 및 템퍼링 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트의 계면이며 방위 차가15deg. 이상인 계면을 가리킨다.
구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도는 TEM(투과형 전자 현미경)의 EDS(에너지 분산형 X선 분광기)를 사용하여, 상술한 SEM 관찰과 마찬가지로, t/4부(표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 판 두께의 1/8 내지 3/8의 범위)를 관찰함으로써, 구한다. 보다 구체적으로는, TEM(투과형 전자 현미경)으로서, 구면 수차 보정 TEM 투과형 전자 현미경(Cs-corrected TEM)을 사용한다.
TEM 관찰에 사용하는 박편 샘플은 이하의 방법으로 얻는다. 강판 샘플로부터 판 두께 1/8 내지 3/8 위치의 범위로부터 합금 원소량 측정용의 샘플을 채취하고, 에머리지를 사용한 습식 연마에 의해 100㎛ 정도의 얇기까지 연마를 행한다.
그 후, 트윈 제트 전해 연마에 의해 TEM 관찰이 가능한 얇기까지 전해 연마를 행한다. 전해 연마의 방법은, 트윈 제트 전해 연마 장치를 사용하여 행한다. 트윈 제트 전해 연마의 적정 조건은 샘플의 모재 성분에 의해 변화하기 때문에, 샘플마다 추출할 필요가 있다. 트윈 제트를 실시한 후에, Ar 이온 밀링을 사용하여 박편 샘플을 균일하게 밀링함으로써, 구 오스테나이트 입계 상의 원소의 정량화 정밀도가 향상된다.
이와 같이 하여 얻어진 박편 샘플을 Cs-corrected TEM으로 관찰한다. 관찰 위치는, 구 오스테나이트 입계 상인데, 구 오스테나이트 입계는 다음과 같이 하여 찾는다. TEM 관찰에 있어서의 명시야상(Bright-Field image)에 있어서, 30000배로 관찰을 행했을 때, 구 오스테나이트 입계, 패킷 경계 및 블록 경계는, 검은 선으로서 나타난다. 이들 검은 선 중, 임의의 구 오스테나이트 입계를 나타내는 검은 선이, TEM의 전자선의 입사 방향과 수평이 되도록 샘플을 경사 및 회전시킨다. 그 상태에서 구 오스테나이트 입계의 바로 위에서 100000배로, EDS를 사용한 원소 분석을 행한다. EDS 분석의 적산 횟수를 사용한 원소 분석은 이하의 방법으로 행한다. 구 오스테나이트 입계의 바로 위에서 점 분석을 3회 행하고, 구 오스테나이트 입계 상의 합금 원소 농도를 정량화한다. 이 분석을 5개의 구 오스테나이트 입계 상에서 행하고, 평균 합금 원소 농도를 산출한다. 이 평균 합금 원소 농도를 구 오스테나이트 입계 상의 합금 원소 농도로 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 2000㎫ 이하로 해도 된다.
(판 두께)
본 실시 형태에 관한 강판은, 판 두께에 대해서는 한정되지 않지만, 1.0 내지 2.2㎜인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 판 두께는 1.05㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 1.1㎜ 이상이다. 또한, 보다 바람직하게는, 판 두께는 2.1㎜ 이하, 더욱 바람직하게는 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>
본 실시 형태에 관한 강판은, 제조 방법에 구애되지 않고, 상기의 특징을 갖고 있다면 그 효과는 얻어지지만, 이하의 공정 (I) 내지 (VII)을 포함하는 제조 방법에 의해 제조 가능하다.
(I) 소정의 화학 조성을 갖는 강편을 가열하는 가열 공정,
(II) 가열된 상기 강편을 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정,
(III) 상기 열연 강판을, 상기 열간 압연 공정의 완료로부터 3.0초 이내에 냉각을 개시하고, 20℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 550 내지 700℃의 권취 온도까지 냉각하는 냉각 공정,
(IV) 상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 상기 권취 온도에서 권취하는 권취 공정,
(V) 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을, 400 내지 550℃의 온도역에 600초 이상 정류시키는 정류 공정,
(VI) 상기 정류 공정 후의 상기 열연 강판에, 산세 및 냉간 압연을 행하여 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정,
(VII) 상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 800℃ 이상, 900℃ 미만의 어닐링 온도에서 유지하여 어닐링하는 어닐링 공정.
이하, 각 공정에서의 바람직한 조건에 대하여 설명한다.
(가열 공정)
가열 공정에서는, 본 실시 형태에 관한 강판과 마찬가지의 화학 조성을 갖는 슬래브 등의 강편을, 열간 압연에 앞서 가열한다.
다음 공정의 압연 온도를 확보할 수 있다면 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]
[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, 합금 원소의 입계 확산이 촉진되고, 입계에 합금 탄화물 또는 질화물의 석출이 촉진된다. 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 패스 간 시간이 5.0초 초과이면, 입성장이 일어나기 쉬워져, 오스테나이트 입자가 조대화된다.
한편, 패스 간 시간의 하한을 한정할 필요는 없지만, 대압하 패스의 각각의 패스 간 시간이 0.2초 미만이면, 오스테나이트의 재결정이 완료되지 않아, 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.
(냉각 공정)
냉각 공정에서는, 열간 압연 공정 후의 열연 강판을, 열간 압연 공정의 완료(마무리 압연의 최종 패스의 완료)로부터 3.0초 이내에 냉각을 개시하고, 20℃/초 이상 50℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 550 내지 700℃의 권취 온도까지 냉각한다.
열간 압연의 완료로부터 압연 개시까지의 시간이 3.0초를 초과하거나, 또는 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만인 경우, 권취까지, 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 발생한다. 이 경우, 석출물의 구동력이 작아져, 후공정에 있어서, 석출물을 균일하고 또한 미세하게 석출시키기 어려워진다.
한편, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 너무 빠른 경우에는, 경화상이 형성되기 쉬워진다. 이 경우, 그 후의 제조성이 현저하게 열화되어, 생산성이 저하된다.
또한, 냉각 정지 온도가 550℃ 미만이면, 석출물의 석출이 지연되어, 제조성의 열화를 초래하여 생산성이 저하된다. 또한, 냉각 정지 온도가 700℃ 초과이면, 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 일어나, 탄화물의 석출의 구동력이 작아져, 후공정에 있어서 석출물을 균일하고 또한 미세하게 석출시키기 어려워지므로 바람직하지 않다. 또한, 냉각 정지 온도가 700℃ 초과이면, 강판 표면에 내부 산화층이 형성되기 쉬워져, 표면에 균열이 발생하기 쉬워지거나, 후공정의 산세에 있어서의 생산성을 현저하게 열화시키거나 하므로, 바람직하지 않다.
열간 압연의 완료로부터 압연 개시까지의 시간의 하한을 한정할 필요는 없고, 설비 제한의 범위에서 가능한 한 단시간에 행해도 된다.
(권취 공정)
(정류 공정)
권취 공정에서는, 냉각 공정 후의 열연 강판을 권취 온도(냉각 정지 온도)에서 권취한다. 또한, 그 후의 정류 공정에서는, 권취된 열연 강판을, 400 내지 550℃의 온도역에 600초 이상 유지한다(정류시킨다). 이 권취 및 정류 조건의 제어에 의해, 강판에, 합금 탄화물 또는 질화물을 석출시킨다.
여기서 석출된 석출물은, 후공정을 제어함으로써, 구 오스테나이트 입계에 편재시킬 수 있다.
유지 온도가 지나치게 높으면, 석출물이 조대화되어, 균일하게 분산되지 않는다. 또한, 유지 온도가 지나치게 낮으면, 석출물은 미세화되지만, 석출 완료까지 많은 시간을 가져, 제조성 및 생산성이 저하된다. 또한, 유지 시간이 짧으면, 합금 탄화물이 충분히 석출되지 않는다.
상기의 조건에서 체류시키기 위해서는, 예를 들어 커버를 씌우거나, 가열 박스로 피복하는 등의 방법을 행하면 된다.
(냉간 압연 공정)
냉간 압연 공정에서는, 정류 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 압하율(압연율)은, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어 20 내지 80%이다.
(어닐링 공정)
어닐링 공정에서는, 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 800℃ 이상, 900℃ 미만의 어닐링 온도에서 유지하여 어닐링한다.
이 어닐링 공정에서는, 오스테나이트 단상역인 어닐링 온도까지 가열하는 과정에서, 비교적 낮은 온도역에서는, 이들의 석출물은 구 오스테나이트 입계를 피닝하는 역할을 한다. 그 결과로서, 석출물은 구 오스테나이트 입계 상에 편재된다. 더 가열을 행하여, 비교적 높은 온도역에 도달하면, 석출물은 열적으로 불안정화되어 용해된다. 그 결과, 합금 원소를 구 오스테나이트 입계 상에 편석시킨 상태로 할 수 있다.
이 상태에서, 후술하는 어닐링 후 냉각 공정과 같이 급랭을 행함으로써, 오스테나이트가, 마르텐사이트로 변태하여, 구 오스테나이트 입계 상에 합금 원소가 편재된 고강도 강판을 얻을 수 있다.
어닐링 온도가 800℃ 미만이면, 오스테나이트의 생성량이 적고, 또한 탄화물의 용해가 불충분해진다. 그 때문에, 어닐링 온도를 800℃ 이상으로 한다. 어닐링 온도는, 바람직하게는 830℃ 이상이다.
한편, 어닐링 온도가 900℃ 이상이면 입성장이 일어나, 구 오스테나이트 입경이 조대화됨으로써, 입계에의 소정의 합금 원소의 편석이 억제되어, 내수소 취화 특성이 열화되는 경우가 있다.
어닐링 온도에서의 유지 시간은 한정할 필요는 없지만, 유지 시간이 10초 미만이면 어닐링 온도에서의 오스테나이트의 분율이 불충분하거나, 탄화물의 용해가 불충분해지거나 할 우려가 있다. 그 때문에, 유지 시간은, 10초 이상이 바람직하다. 한편, 유지 시간이 길어도, 특성상은 문제 없지만, 연속 어닐링을 상정한 경우, 설비의 라인 길이가 길어지므로, 600초 정도를 실질적 상한으로 해도 된다.
어닐링 온도까지의 평균 승온 속도는, 2 내지 35℃/초인 것이 바람직하다.
(어닐링 후 냉각 공정)
(템퍼링 공정)
어닐링 후 냉각 공정에서는, 어닐링 공정 후, 냉연 강판을, 어닐링 온도로부터, 20 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로, 25℃ 내지 300℃까지 냉각을 행해도 된다.
이 냉각에 의해, 오스테나이트 입계에 합금 원소가 편석된 상태에서, 강판이 급랭되어, 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태한다. 그 결과, 구 오스테나이트 입계에 합금이 편석된, 마르텐사이트를 주체로 하는 조직을 갖는 강판이 얻어진다.
평균 냉각 속도가 20℃/초 미만이면, 충분한 양의 마르텐사이트가 생성되지 않는다. 한편, 평균 냉각 속도가 100℃/초 초과인 경우, 연속 어닐링을 상정하면 설비의 능력이 부족해 설비의 증강이 필요해지는 경우가 있기 때문에, 100℃/초를 실질적인 상한으로 한다.
또한, 냉각 정지 온도가 300℃ 초과이면, 마르텐사이트 변태하지 않은 미변태 오스테나이트가 베이나이트 변태하기 쉬워져, 강도가 저하되는 경우가 있다. 한편, 냉각 정지 온도를 25℃ 미만으로 해도, 효과는 포화되는데다가, 특별한 냉매 등이 필요해지는 등, 제조성이 저하되거나, 비용이 상승하거나 한다.
어닐링 후 냉각 공정 후의 냉연 강판은, 또한, 50 내지 550℃로 가열하고, 10 내지 1000초 유지하는, 템퍼링 공정에 제공해도 된다. 이 템퍼링을 행함으로써, 입계에 전부 편석되지 못하고, 입내에 존재하고 있는 합금 원소를, 구 오스테나이트 입계 상에 편석시킬 수 있다. 또한, 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 성형성을 향상시킬 수 있다.
템퍼링 온도(유지 온도)가 50℃ 미만, 또는 유지 시간이 10초 미만이면, 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 템퍼링 온도가 550℃ 초과이면, 템퍼링 마르텐사이트 중의 전위 밀도의 저하에 의한 강도의 저하가 일어나 인장 강도의 저하를 초래하는 경우가 있다. 또한, 탄화물이 구 오스테나이트 입계 상에 조대 석출되어 버려, 내수소 취화 특성을 열화시키는 경우도 있다. 또한, 유지 시간이 1000초 초과이면, 강도가 저하되는데다가, 생산성이 저하된다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인으로, 다른 설비에서 실시해도 상관없다.
상기의 어닐링 후 냉각 공정에서는, 냉각 도중에, 350 내지 650℃의 온도역(제2 온도역: Ms점보다 높다고 생각되는 온도역)에서, 10 내지 200초 유지를 행해도 된다. 이 경우, 유지를 제외한, 제2 온도역까지의 냉각 속도와, 유지 온도로부터 25 내지 300℃(냉각 정지 온도)까지의 평균 냉각 속도를, 각각, 20 내지 100℃/초로 하면 된다.
즉, 이 경우, 어닐링 공정 후, 어닐링 온도로부터, 20 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로, 350 내지 650℃의 제2 온도역까지 냉각을 행하고, 제2 온도역에서 10 내지 200초의 유지를 행하고, 제2 온도역으로부터 20 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로, 25 내지 300℃까지 냉각을 행하면 된다.
350 내지 650℃에서 유지를 행함으로써, 입계에 전부 편석되지 못하고, 입내에 존재하고 있는 합금 원소를, 구 오스테나이트 입계 상에 편석시켜, 내수소 취화 특성을 향상시킬 수 있다. 단, 유지 온도가 350℃ 미만이면, 베이나이트 변태가 발생하기 쉬워져, 강도가 저하될 우려가 있다. 유지 시간이 20초 미만이면, 입내에 존재하고 있는 원소를 구 오스테나이트 입계 상에 편석시키는 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 유지 온도가 650℃ 초과이면, 오스테나이트로부터의 페라이트 변태가 일어나기 쉬워져, 인장 강도의 저하를 초래한다. 또한, 유지 시간이 200초 초과이면 오스테나이트로부터의 베이나이트 변태나 페라이트 변태가 일어나기 쉬워진다. 유지 온도의 범위는 바람직하게는, 370℃ 이상, 630℃ 이하, 보다 바람직하게는, 390℃ 이상, 610℃ 이하이다. 또한 유지 시간의 범위는, 바람직하게는 30초 이상, 180초 이하, 보다 바람직하게는 50초 이상, 160초 이하이다.
어닐링 후 냉각 공정의 도중의 유지, 및 템퍼링 공정은, 모두 구 오스테나이트 입계 상으로의 합금 원소의 편석을 보다 촉진한다. 그 때문에, 어느 한쪽의 공정을 행해도 되고, 양쪽의 공정을 행해도 된다. 어느 공정도 행하지 않아도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 강판의 표면(한쪽 또는 양쪽)에 피막층을 형성하는 피막층 형성 공정을 구비해도 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 도금 욕 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 따라서, 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.
상기의 피막층의 형성은, 상술한 어닐링 후 냉각 공정 후에 행해도 되고, 어닐링 후 냉각 공정 중, 또는 템퍼링 공정 중에 행해도 된다. 즉, 어닐링 후 냉각 공정 중의 350 내지 650℃에서의 유지의 일부로서, 또는 템퍼링 공정의 50 내지 550℃의 유지의 일부로서 행해도 된다.
피막층으로서, 아연을 주체로 하는 도금층을 형성한 경우, 합금화 처리를 더 행해도 된다. 이 경우, 도금층이 형성된 강판을, 480 내지 550℃에서 1 내지 30초 유지하는 조건이 예시된다.
합금화 공정도, 상술한 어닐링 후 냉각 공정 중, 또는 템퍼링 공정 중에 행해도 된다. 즉, 어닐링 후 냉각 공정 중의 350 내지 650℃에서의 유지의 일부로서, 또는 템퍼링 공정의 50 내지 550℃의 유지의 일부로서 행해도 된다.
피막층의 표면에, 도장성, 용접성을 개선할 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
실시예
이하에 본 발명의 실시예를 나타낸다. 이하에 나타내는 실시예는 본 발명의 일례이며, 본 발명은 이하에 설명하는 실시예에 제한되는 것은 아니다.
<실시예 1>
표 1-1 내지 표 1-4에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 주조하였다.
이 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지한 후에 대기 중에 취출하고, 열간 압연하여 판 두께 2.8㎜의 강판(열연 강판)을 얻었다. 열간 압연에서는, 7개의 스탠드를 갖는 압연기를 사용하여, 연속적으로(패스 간 시간이 일정해지도록) 총 7회의 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 1060℃, 종료 온도는 870℃였다.
이 열연 강판에 대하여, 열간 압연 종료 후, 2.2초 경과 후에 수랭으로 냉각을 개시하고, 38.0℃/초의 평균 냉각 속도로 580℃까지 냉각하여 권취한 후, 530℃의 노에 장입하여 1800초간 유지하였다.
계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 제거하고, 압하율 50.0%의 냉간 압연을 실시하여, 판 두께가 1.4㎜인 냉연 강판을 얻었다.
이 냉연 강판을 880℃까지 12.0℃/초의 평균 승온 속도로 가열하고, 880℃에서 120초간 유지한 후에, 42.0℃/초의 평균 냉각 속도로 150℃까지 냉각하였다.
그 후, 냉연 강판을, 230℃로 재가열하여 180초간 유지하는 템퍼링을 실시하였다. 도금 처리는 실시하지 않았다.
얻어진 강판으로부터 채취한 시료에 의해 화학 조성을 분석하였다. 그 결과, 표 1-1 내지 표 1-4에 나타내는 강의 화학 조성과 동등하였다.
또한, 얻어진 냉연 강판에 대하여 t/4부의 마이크로 조직에 있어서의 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트, 잔부(베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상)의 면적률을, 상술한 방법으로 구하였다.
결과를 표 2에 나타낸다.
또한, 상술한 방법으로, 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도를 측정하여, EGB를 구하였다.
또한, 얻어진 냉연 강판의 인장 강도, 전연신율, 내수소 취성(내수소 취화 특성)을 이하의 방법으로 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 행하고, 인장 강도(TS) 및 전연신율(El)을 측정하였다.
(내수소 취성의 평가 방법)
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 사용하여 제조한 용융 아연 도금 강판에 대해서, 하기의 방법으로 내수소 취성을 평가하였다. 구체적으로는, 강판을 클리어런스 15%로 전단 후, 8R로 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 A의 경우, 부여한 응력=1515㎫×0.8=1212㎫). 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 시험편에 1.00㎜를 초과하는 길이의 갈라짐이 확인된 경우를 NG, 1.00㎜를 초과하는 길이의 갈라짐이 확인되지 않은 경우를 OK로 평가하고, 평가가 OK인 경우를 합격으로 하고, NG인 경우를 불합격으로 하였다.
인장 강도가 1500㎫ 이상이고, 내수소 취성의 평가가 OK인 경우를 고강도이며 또한 내수소 취성이 우수한 강판으로서 평가하였다.
[표 1-1]
[표 1-2]
[표 1-3]
[표 1-4]
[표 2]
표 1-1 내지 표 2를 참조하면, 제조 No.P는 C 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1500㎫ 미만이었다.
제조 No.Q는 C 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.R은 Si 함유량이 높았기 때문에, 열연 공정에 있어서의 합금 탄화물의 석출이 억제됨으로써, 어닐링 공정에 있어서의 입계 강화 원소의 구 오스테나이트 입계로의 편석이 억제됨으로써 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.S는 Mn 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 1500㎫ 미만이었다.
제조 No.T는 Mn의 함유량이 많아 EGB가 저하되었기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.U는 P 함유량이 높았기 때문에, EGB가 저하되어 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.V는 S 함유량이 높았기 때문에 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.W는 N 함유량이 높았기 때문에, 조대한 질화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.X는 Al 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Al 산화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.Y는 B 함유량이 높았기 때문에, 조대한 B 산화물이 생성되어 버려, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.Z는 Ti 함유량이 높았기 때문에, 조대한 탄질화물이 형성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 또한, 조대한 탄질화물이 형성됨으로써, 입계에 편석되는 Ti가 감소하여, EGB가 저하되었다. 덧붙여, 강도 향상에 유효한 C의 양이 저하되었기 때문에, 인장 강도가 1500㎫ 이하였다.
제조 No.AA는 Nb 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Nb 탄화물이 형성되어, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AB는 V 함유량이 높았기 때문에, 조대한 V 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AC는 O 함유량이 높았기 때문에, 산화물이 형성되어 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AD는 Mo 함유량이 높았기 때문에, 탄질화물의 석출이 많아져 내수소 취성이 저하되었다. 또한, 조대한 탄질화물이 형성됨으로써, 입계에 편석되는 Mo가 감소하여, EGB가 저하되었다.
제조 No.AE는 Cr 함유량이 높았기 때문에, 강 중의 중심 편석 위치에 조대한 Cr 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 또한, 조대한 탄질화물이 형성됨으로써, 입계에 편석되는 Cr이 감소하여, EGB가 저하되었다.
제조 No.AF는 Co 함유량이 높았기 때문에, 조대한 Co 탄화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 또한, 조대한 탄질화물이 형성됨으로써, 입계에 편석되는 Co가 감소하여, EGB가 저하되었다.
제조 No.AG는 Ni 함유량이 높았기 때문에, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AH는 Cu 함유량이 높았기 때문에, EGB가 0.50 미만까지 저하됨으로써 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AI는 W 함유량이 높았기 때문에, 조대한 W 석출물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다. 또한, 입계의 강화에 유효한 W양이 저하되어 EGB가 0.50 미만이 됨으로써 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AJ는 Ta 함유량이 높았기 때문에, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AK는 Sn 함유량이 높았기 때문에, 입계의 취화에 의해 EGB가 0.50을 하회했기 때문에 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AL 및 AM은 각각 Sb 및 As 함유량이 높았기 때문에, 입계 편석에 의해 EGB가 0.50을 하회하여, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AN 및 AO는 각각 Mg 및 Ca 함유량이 높았기 때문에, 조대한 개재물의 형성에 의해 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.AP 내지 AS는 각각 Y, Zr, La 및 Ce 함유량이 높았기 때문에, 조대한 산화물이 생성되어, 내수소 취성이 저하되었다.
이와는 대조적으로, 제조 No.A 내지 O에서는, 강판의 화학 조성 및 조직 그리고 구 오스테나이트 입계의 입계 강도 EGB를 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 내수소 취성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
<실시예 2>
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위하여, 실시예 1에 있어서 우수한 특성이 확인된 강종(강 No.A 내지 O)을 대상으로 하여, 실시예 1과 마찬가지의 설비에 있어서, 강편을 1250 내지 1100℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지한 후에 대기 중에 취출하고, 표 3-1 내지 표 3-2에 기재하는 제조 조건으로, 판 두께 2.3㎜의 열연 강판을 제작하였다. 또한, 권취 이후의 조건을 표 3-1 내지 표 3-4에 기재하는 바와 같이 하여, 냉연 강판을 얻었다. 냉연 강판의 일부는 도금층을 형성한 도금 강판으로 하였다. 여기서, 도금 처리의 부호 GI 및 GA는 아연 도금 처리의 방법을 나타내고 있으며, GI는 460℃의 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지하여 강판의 표면에 아연 도금층을 형성한 강판이고, GA는 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 485℃로 강판을 승온시켜 강판의 표면에 철과 아연의 합금층을 형성한 강판이다. 도금은, 제2 온도역에서 도중 유지를 행한 경우에는 도중 유지 후 그대로(일단 실온까지 냉각하지 않고) 실시하였다. 제2 온도역에서 도중 유지를 행하지 않은 경우에는, 25 내지 300℃의 냉각 도중에 행하였다. 또한, 표 3-3 내지 표 3-4에 있어서, 템퍼링을 「-」라고 기재하는 실시예는, 템퍼링을 부여하지 않은 실시예이다. 또한, 표 중의 패스 간 시간은, 압하율이 20% 이상인 패스의 각각의 패스 간 시간이다(탠덤 압연기에서 압연을 행하였기 때문에, 각 패스 간 시간은 동등하였다). 또한, 표 3-3, 3-4에 있어서, 어닐링 후 냉각 공정의 유지 시간은, 제2 온도역까지 냉각을 행한 경우에는, 제2 온도역에서의 유지 시간이지만, 냉각 정지 온도가 제2 온도역 외인 경우에는, 그 온도 부근에서의 유지 시간이다.
얻어진 냉연 강판(도금 강판을 포함함)에 대하여, 실시예 1과 마찬가지로, 마이크로 조직에 있어서의 페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트, 잔부(베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상)의 면적률을 구하고, 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도를 측정하여, EGB를 구하였다.
또한, 얻어진 냉연 강판의 인장 강도, 전연신율을 실시예 1과 마찬가지의 방법으로 평가하였다.
또한, 내수소 취성에 대해서는, 이하의 방법으로 평가하였다.
(내수소 취성의 평가 방법)
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법을 사용하여 제조한 용융 아연 도금 강판에 대해서, 하기의 방법으로 내수소 취성을 평가하였다. 구체적으로는, 강판을 클리어런스 15%로 전단 후, 8R로 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 부여했다(예를 들어, 표 4의 A-1의 경우, 부여한 응력=1540㎫×0.8=1232㎫). 이것은, 성형 시에 도입되는 잔류 응력이 강판의 인장 강도와 대응된다고 생각되기 때문이다.
얻어진 U 굽힘 시험편을, 액온 25℃이고 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 경우에는, 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, 균열이 확인되지 않은 경우 및 균열 길이가 1.00㎜ 이하인 경미한 갈라짐이 확인된 경우를 OK, OK 중에서도 균열이 확인되지 않은 경우 및 균열 길이가 0.70㎜ 이하인 갈라짐인 경우를 Ex로 평가하였다. OK 및 Ex의 평가의 경우를 합격으로 하고 NG의 경우를 불합격으로 하였다.
결과를 표 4에 나타낸다.
[표 3-1]
[표 3-2]
[표 3-3]
[표 3-4]
[표 4]
표 4를 참조하면, 제조 No.A-2는 마무리 압연의 종료 후, 냉각 개시까지의 시간이 길었다. 그 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 억제되어 펄라이트 조직의 조대화를 초래하여, 합금 탄화물의 석출이 지연됨으로써, 결과적으로 입계 강도의 향상에 기여하는 합금 원소가 입계에 전부 편석되지 못하여, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.B-2는, 열간 압연의 압연 개시 온도가 낮았기 때문에, 미재결정 오스테나이트가 잔존하여, 합금 탄화물의 석출이 지연되어, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.C-2는, 열간 압연의 압연 개시 온도가 높았기 때문에, 재결정 오스테나이트의 결정립이 조대화되어, 합금 탄화물의 석출이 지연되어, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.D-2는 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 미재결정 오스테나이트가 잔존하여, 합금 탄화물의 석출이 지연되어, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.E-2에서는, 압연 종료 온도가 높았기 때문에, 재결정 오스테나이트의 결정립이 조대화되어, 합금 탄화물의 석출이 지연되어, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.F-2에서는, 권취 온도가 낮았기 때문에, 합금 원소의 확산이 지연되어, 합금 탄화물의 석출이 억제됨으로써, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.G-2는 권취 온도가 높았기 때문에, 열연 강판의 표층에 내부 산화층이 형성되어 버려, 그 후의 처리에 있어서 강판 표면에 균열이 발생하였다. 따라서, 조직의 분석 및 기계 특성의 평가는 행하지 않았다.
제조 No.H-2는, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 작았기 때문에, 페라이트 및 펄라이트 변태가 일어나 합금 탄화물의 석출이 억제되어, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.K-2는 마무리 압연에 있어서의 압하율 20% 이상의 패스의 패스 간 시간이 길었기 때문에, 열연 공정에서의 합금 탄화물의 석출이 지연되었다. 그 결과, EGB가 0.50을 하회하여, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.L-2는, 열간 압연 공정 후의 유지 온도가 낮고, 400 내지 550℃에서의 정류 시간이 600초를 하회하여, 합금 탄화물의 석출이 충분히 일어나지 않음으로써, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 열화되었다.
제조 No.M-2는 열간 압연 공정 후의 유지 온도가 높고, 400 내지 550℃에서의 정류 시간이, 600초에 미치지 못했기 때문에, 합금 탄화물의 석출이 충분히 일어나지 않음으로써, EGB가 0.50을 하회하였다. 그 결과, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.A-3은 어닐링 온도가 낮았기 때문에, 유지 중에 페라이트 변태가 진행되어, 인장 강도가 1500㎫를 하회하였다.
제조 No.B-3은 어닐링 온도가 높았기 때문에, 입계에 편석되는 합금 원소 농도가 저하되었다. 그 결과, EGB가 0.50을 하회하여, 내수소 취성이 저하되었다.
제조 No.C-3은 어닐링 온도로부터의 평균 냉각 속도가 작았기 때문에, 냉각 과정에서 페라이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.F-3은, 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 베이나이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.H-3은 템퍼링 온도가 높았기 때문에, 마르텐사이트의 연화가 일어나 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.J-3은 템퍼링 시간이 길었기 때문에, 마르텐사이트의 연화가 과잉으로 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.K-3은 어닐링 후 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도 및 도중 유지 온도가 낮았기(제2 온도역 외였기) 때문에, 베이나이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.L-3은 어닐링 후 냉각 공정에서의 냉각 정지 온도 및 도중 유지 온도가 높았기(제2 온도역 외였기) 때문에, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.M-3은 제2 냉각 정지 온도에서의 유지 시간이 길었기 때문에, 유지 중에 베이나이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
제조 No.N-3은 제2 냉각 정지 온도로부터의 냉각 속도가 작았기 때문에, 냉각 과정에서 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 일어나, 인장 강도가 1500㎫에 도달하지 못하였다.
이와는 대조적으로, 본 발명에 관한 모든 실시예에 있어서, 열간 압연, 권취 및 어닐링 등을 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 내수소 취성이 우수한 강판을 얻을 수 있었다.
도 1은 실시예 1 및 실시예 2에 있어서의 강판의 내수소 취성에 부여하는 EGB 및 인장 강도의 관계를 도시하는 도면이다. 도 1의 ▲은, 내수소 취성이 목표를 달성하지 못한 예이고, ○는, 내수소 취성이 목표를 달성한 예이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, EGB를 0.50 이상으로 함으로써, 1500㎫ 이상의 고강도재여도 우수한 내수소 취성을 얻는 것이 가능해진다.
본 발명에 따르면, 내수소 취화 특성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이 강판은, 자동차용 강판 등에 적용한 경우, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키는 것에 기여한다.

Claims (3)

  1. 질량%로,
    C: 0.150 내지 0.400%,
    Si: 0.01 내지 2.00%,
    Mn: 0.80 내지 2.00%,
    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,
    인접하는 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의, 방위 차가 15deg. 이상인 계면을 구 오스테나이트 입계로 했을 때, 상기 구 오스테나이트 입계 상의 각 합금 원소의 농도에 따라 결정되는 결합 강도 에너지 EGB가 하기 식 (1)을 충족하고,
    인장 강도가 1500㎫ 이상인
    것을 특징으로 하는 강판.

    여기서, 식 중의 [화학 기호]는 상기 구 오스테나이트 입계 상의 질량%로의 상기 각 합금 원소의 상기 농도를 나타낸다.
  2. 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: 0.001 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.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘 또는 그들의 합금을 포함하는 피막층을 갖는
    것을 특징으로 하는, 강판.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006207019A (ja) 2004-12-28 2006-08-10 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板
JP2010138489A (ja) 2008-11-17 2010-06-24 Jfe Steel Corp 引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法
JP2010215958A (ja) 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011179030A (ja) 2010-02-26 2011-09-15 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2016050343A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2016153524A (ja) 2015-02-13 2016-08-25 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2021007334A (es) * 2018-12-21 2021-09-30 Jfe Steel Corp Chapa de acero, miembro y metodos para producirlos.
US11970752B2 (en) * 2019-03-29 2024-04-30 Nippon Steel Corporation Steel sheet
JP7311807B2 (ja) * 2019-09-03 2023-07-20 日本製鉄株式会社 鋼板
JP2021172424A (ja) 2020-04-30 2021-11-01 株式会社吉野工業所 注出容器

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006207019A (ja) 2004-12-28 2006-08-10 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板
JP2010138489A (ja) 2008-11-17 2010-06-24 Jfe Steel Corp 引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法
JP2010215958A (ja) 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011179030A (ja) 2010-02-26 2011-09-15 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP2016050343A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2016153524A (ja) 2015-02-13 2016-08-25 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板

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