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KR102495090B1 - 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR102495090B1
KR102495090B1 KR1020217002705A KR20217002705A KR102495090B1 KR 102495090 B1 KR102495090 B1 KR 102495090B1 KR 1020217002705 A KR1020217002705 A KR 1020217002705A KR 20217002705 A KR20217002705 A KR 20217002705A KR 102495090 B1 KR102495090 B1 KR 102495090B1
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카즈히코 야마자키
타케시 요코타
스미오 가이호
노리아키 모리야스
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서, 추가로, 우수한 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성과 저온 인성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 특정의 성분 조성과, 합계 면적률로 90％ 이상의 하부 베이 나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 또한, 당해 주상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이고, Fe계 석출물 중의 Fe량이 질량％로 0.70％ 이하인 강 조직을 갖고, 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 2.50㎛ 이하이고, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 고강도 열연 강판으로 한다.

Description

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은, 자동차의 구조 부재, 골격 부재, 서스펜션 등의 자동차 섀시 부재, 트럭 프레임 부재, 건설기계용 부재로서 적합한, 프레스 성형성과 저온 인성이 우수한 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경의 보전의 관점에서, 자동차 배기 가스 규제가 강화되고 있다. 그 때문에, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 그리고, 사용하는 재료의 한층 더 고강도화 및 박육화가 요구되고 있다. 이에 수반하여, 자동차 부품의 소재로서, 고강도 열연 강판이 적극적으로 적용되도록 되어 있다. 이 고강도 열연 강판의 이용은, 자동차의 구조 부재나 골격 부재뿐만 아니라, 섀시 부재나 트럭 프레임 부재, 건설기계용 부재 등에 대해서도 행해지고 있다.
전술과 같이, 소정의 강도를 구비한 고강도 열연 강판은, 자동차 부품의 소재로서 해마다 수요가 높아지고 있다. 특히, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 고강도 열연 강판은, 자동차의 연비를 비약적으로 향상시킬 수 있는 소재로서 크게 기대되고 있다.
그러나, 강판의 고강도화에 수반하여, 일반적으로 신장 플랜지 성형성(stretch flange formability), 굽힘 성형성(bendability)이나 저온 인성 등의 재료 특성이 열화한다. 자동차의 섀시 부재는, 주로 프레스 성형에 의해 성형되고, 소재에는 우수한 신장 플랜지 성형성 및 굽힘 성형성이 요구된다.
또한, 자동차용의 부재는, 프레스 성형 후에 부재로서 자동차에 부착한 후에, 충돌 등에 의한 충격을 받아도 파괴되기 어렵도록 하는 것이 요구된다. 특히, 한랭지에 있어서의 내충격성을 확보하기 위해, 저온 인성도 향상시킬 필요가 있다.
신장 플랜지 성형성은 일본철강연맹 규격 JFST 1001에 준거한 구멍 확장 시험 등에 의해 측정된다. 또한 굽힘 성형성은 JIS Z 2248에 준거한 굽힘 시험 등에 의해 측정된다. 또한 저온 인성은 JIS Z 2242에 준거한 샤르피 충격 시험 등에 의해 측정된다.
이상과 같이, 이들 재료 특성을 열화시키는 일 없이 강판을 고강도화하기 위해, 종래부터 여러 가지의 검토가 이루어지고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 강 조직에 템퍼링 마르텐사이트 분율이 5％ 이상이고, 잔부가 페라이트, 베이나이트로 이루어지고, 잔류 오스테나이트 분율이 2％ 이하, 마르텐사이트가 1％ 미만인 것을 특징으로 하는 신장과 구멍 확장성과 2차 가공 균열성(secondary processing crack resistance)이 우수한 고강도 열연 강판과, 압연 종료 온도를 Ar3 변태점 이상에서 압연을 행하고, 200℃ 이하에서 권취 후, 재차, 다음식에 나타내는 조건으로 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지 성형성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
12000≤(T＋273)×(log(t/60)＋19.8)≤17000
T: 열처리 온도(℃), t: 처리 시간(min)
또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.01％ 이상, 0.35％ 이하, Si: 2.0％ 이하, Mn: 0.1％ 이상, 4.0％ 이하, Al: 0.001％ 이상, 2.0％ 이하, P: 0.2％ 이하, S: 0.0005％ 이상, 0.02％ 이하, N: 0.02％ 이하, O: 0.0003％ 이상, 0.01％ 이하로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한, 상 분율로, 템퍼링 마르텐사이트 분율이 5％ 이상, 잔류 오스테나이트 분율이 2％ 미만, 마르텐사이트 분율이 1％ 미만, 펄라이트 분율이 5％ 미만이고, 잔부가 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 강 조직을 갖고, 상기 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경이 0.5㎛ 이상, 5㎛ 이하의 범위에 있는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지 성형성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 질량％로 C: 0.05％ 이상, 0.20％ 이하, Si: 0.01％ 이상, 0.55％ 이하, Mn: 0.1％ 이상, 2.5％ 이하, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, N: 0.01％ 이하, Nb: 0.005％ 이상, 0.10％ 이하, B: 0.0003％ 이상, 0.0050％ 이하의 성분 조성을 갖고, 조직의 90％ 이상이 마르텐사이트이고, 표층 부근의 구(舊)오스테나이트립의 평균 애스펙트비가 3 이상, 20 이하인 조직을 갖는 고강도 열연 강판이 개시되어 있다. 조압연(rough rolling) 후에 미재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율을 40％ 초과, 80％ 이하로 하는 마무리 압연(finish rolling)을 실시하고, Ar3점 이상에서 마무리 압연을 종료하고, 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 200℃ 이하의 온도역에서 권취함으로써, 굽힘 성형성이 우수한 강판을 제조할 수 있는 것이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 4에서는, 질량％로, C: 0.08％ 이상 0.16％ 미만, Si: 0.01∼1.0％, Mn: 0.8∼2.0％, Al: 0.005∼0.10％, N: 0.002∼0.006％를 포함하고, 추가로 Nb, Ti, Cr, B를 함유하는 조성의 강 소재를, 1100∼1250℃의 온도로 가열하고, RDT: 900∼1100℃로 하는 조압연과, FET: 900∼1100℃, FDT: 800∼900℃, 930℃ 미만의 온도역의 누적 압하율을 20∼90％로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 300℃ 이하의 온도에서 권취한다. 이에 따라, 90면적％ 이상의 마르텐사이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 구 γ립의 평균 입경이, L 단면에서 20㎛ 이하, 애스펙트비가 18 이하이고, YS: 960㎫ 이상의 굽힘 성형성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 5에는, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.01∼0.20％, Si: 2.50％ 이하(0은 포함하지 않음), Mn: 4.00％ 이하(0은 포함하지 않음), P: 0.10％ 이하(0은 포함하지 않음), S: 0.03％ 이하(0은 포함하지 않음), Al: 0.001∼2.00％, N: 0.01％ 이하(0은 포함하지 않음), O: 0.01％ 이하(0은 포함하지 않음), Ti 및 Nb의 1종 또는 2종: 합계로 0.01∼0.30％를 포함하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마이크로 조직이, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 한쪽 또는 양쪽을 체적 분율로 합계 90％ 이상 함유하고, 비커스 경도(Vickers hardness) 분포의 표준 편차 σ가 15 이하인 것을 특징으로 하는 신장 플랜지 성형성과 저온 인성이 우수한 인장 최대 강도 980㎫ 이상인 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 6에는, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.01∼0.2％, Si: 2.50％ 이하(0은 포함하지 않음), Mn: 1.0∼4.00％, P: 0.10％ 이하, S: 0.03％ 이하, Al: 0.001∼2.0％, N: 0.01％ 이하(0은 포함하지 않음), O: 0.01％ 이하(0은 포함하지 않음), Cu: 0∼2.0％, Ni: 0∼2.0％, Mo: 0∼1.0％, V: 0∼0.3％, Cr: 0∼2.0％, Mg: 0∼0.01％, Ca: 0∼0.01％, REM: 0∼0.1％ 및, B: 0∼0.01％를 함유하고, Ti와 Nb의 어느 한쪽 혹은 양쪽을 합계로 0.01∼0.30％ 함유하고, 잔부는 철 및 불순물인 조성과, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트의 체적 분율이 합계로 90％ 이상인 조직을 갖고, 표면으로부터 1/4의 범위의 부분의 평균 유효 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 표면으로부터 50㎛의 범위의 부분의 평균 유효 결정 입경이 6㎛ 이하이고, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 존재하는 철계 탄화물이 1×106(개/㎟) 이상이고, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 유효 결정립의 평균 애스펙트비가 2 이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판이 개시되어 있다.
일본공개특허공보 2005-146379호 일본공개특허공보 2013-181208호 일본공개특허공보 2014-227583호 일본공개특허공보 2016-211073호 일본공개특허공보 2015-196891호 일본특허 제6048580호 공보
그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 기술에서는, 우수한 신장 플랜지 성형성을 얻기 위해, 열연 강판을 재가열하는 프로세스가 필요하고, 또한, 1180㎫ 이상의 고강도가 얻어지지 않는다는 문제가 있었다.
특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 1180㎫ 이상의 고강도에서 굽힘 성형성에 대해서 언급하고 있지만, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성에 대해서는 하등 언급되어 있지 않고, 한랭지에서 사용된 경우, 취성 파괴를 일으키는 것이 우려된다.
특허문헌 4에 기재된 기술에서는, 1180㎫ 이상의 고강도에서 굽힘 성형성과 저온 인성에 대해서 언급하고 있지만, 신장 플랜지 성형성에 대해서는 하등 언급되어 있지 않고, 자동차 섀시 부재와 같은 높은 신장 플랜지 성형성이 요구되는 부재에 적용했을 때에 성형 불량을 일으키는 것이 우려된다.
특허문헌 5에 기재된 기술에서는, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성에 대해서 언급하고 있지만, 굽힘 성형성에 대해서는 하등 언급되어 있지 않고, 트럭 프레임 부재나 건설기계 부재 등의 높은 굽힘 성형성이 요구되는 부재에 적용한 경우, 성형 불량을 일으키는 것이 우려되고, 또한, 1180㎫ 이상의 고강도가 얻어지지 않는다는 문제가 있었다.
특허문헌 6에 기재된 기술에서는, 저온 인성에 대해서 언급하고 있지만, 신장 플랜지 성형성과 굽힘 성형성에 대해서는 하등 언급되어 있지 않고, 자동차 섀시 부재와 같은 높은 신장 플랜지 성형성이 요구되는 부재나, 트럭 프레임 부재나 건설기계 부재 등의 높은 굽힘 성형성이 요구되는 부재에 적용한 경우, 성형 불량을 일으키는 것이 우려된다.
이상과 같이, 종래 기술에서는, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서, 한층 더 우수한 신장 플랜지 성형성과 굽힘 성형성, 저온 인성을 갖는 열연 강판의 기술은 확립되어 있지 않다.
그래서, 본 발명에서는, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하고, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서, 추가로, 우수한 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성과 저온 인성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서, 열연 강판의 신장 플랜지 성형성, 굽힘성, 저온 인성을 향상시키도록 예의 연구했다. 그 결과, 강 조직을 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 당해 강 조직의 면적 평균 입경(평균 입경)을 제어함으로써 1180㎫ 이상의 고강도와 우수한 저온 인성이 얻어지고, 또한, Fe계 석출물 중의 Fe량을 제어함으로써 우수한 신장 플랜지 성형성이 얻어지고, 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)를 제어함으로써 높은 굽힘성이 얻어지는 것을 인식했다.
또한, 여기에서 말하는 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상은, 라스(lath) 형상 페라이트의 라스 내 및/또는 라스 간에 Fe계 탄화물을 갖는 조직을 의미한다. 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 라스 내의 Fe계 탄화물의 방위나 결정 구조를 TEM(투과형 전자 현미경)을 이용하여 구별 가능하지만, 본 발명에서는 실질적으로 동일한 특성을 갖고 있기 때문에 구별하지 않는다. 라스 형상 페라이트는, 펄라이트상 중의 라멜라(lamellar) 형상(층 형상) 페라이트나 폴리고널 페라이트와 달리, 형상이 라스 형상이고 또한 내부에 비교적 높은 전위 밀도를 갖기 때문에, 양자는 SEM(주사형 전자 현미경)이나 TEM을 이용하여 구별 가능하다. 상부 베이나이트상은, 라스 형상 페라이트의 라스 간에 잔류 오스테나이트상을 갖는 조직을 의미한다. 펄라이트상은 라멜라 형상의 페라이트와 Fe계 탄화물을 갖는 조직을 의미한다. 라멜라 형상 페라이트는 라스 형상 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 낮기 때문에, 펄라이트상과, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상이나 상부 베이나이트상은, SEM이나 TEM 등으로 용이하게 구별할 수 있다. 프레시 마르텐사이트상과 섬 형상 마르텐사이트상(마르텐사이트-잔류 오스테나이트 혼합상)과 괴(塊) 형상 잔류 오스테나이트상은, 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 Fe계 탄화물을 갖지 않는 조직이고, 템퍼링 마르텐사이트상과는 SEM을 이용하여 구별 가능하다. 프레시 마르텐사이트상과 섬 형상 마르텐사이트상(마르텐사이트-잔류 오스테나이트 혼합상)과 괴 형상 잔류 오스테나이트상은, SEM에서는 동일한 괴 형상과 콘트라스트를 갖기 때문에, 전자선 후방 산란 회절(Electron　Backscatter Diffraction　Patterns: EBSD)법을 이용하여 구별할 수 있다. 또한, 상부 베이나이트상 중의 잔류 오스테나이트상은 라스 형상의 형상을 갖고 있어 괴 형상 잔류 오스테나이트상과는 형상이 상이하기 때문에, 양자의 잔류 오스테나이트상은 용이하게 구별할 수 있다. 또한, 폴리고널 페라이트상은 상부 베이나이트상보다도 고온에서 생성되고, 괴 형상이기 때문에, 라스 형상 페라이트와 SEM이나 TEM 등으로 용이하게 구별할 수 있다.
이상의 인식에 기초하여, 본 발명자들은 한층 더 연구를 행하여, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성과 저온 인성을 향상시키기 위해 필요한 성분 조성, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 면적률과 평균 입경, Fe계 석출물의 Fe량 및, 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)에 대해서 검토했다.
그리고, 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.10％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.8％ 이상 3.0％ 이하, P: 0.100％ 이하(0％를 포함함), S: 0.0100％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.010％ 이상 2.00％ 이하, N: 0.010％ 이하(0％를 포함함), Ti: 0.02％ 이상 0.16％ 미만, B: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 추가로, 강 조직이, 면적률로 90％ 이상인 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 또한, 당해 주상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이고, Fe계 석출물 중의 Fe량을 질량％로 0.70％ 이하로 하고, 또한, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 2.50㎛ 이하로 하는 것이 중요한 것을 발견했다.
본 발명은, 이러한 인식에 기초하여, 한층 더 검토를 더하여 완성한 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
[1] 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.10％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.8％ 이상 3.0％ 이하, P: 0.100％ 이하(0％를 포함함), S: 0.0100％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.010％ 이상 2.00％ 이하, N: 0.010％ 이하(0％를 포함함), Ti: 0.02％ 이상 0.16％ 미만, B: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 합계 면적률로 90％ 이상인 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 또한, 당해 주상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이고, Fe계 석출물 중의 Fe량이 질량％로 0.70％ 이하인 강 조직을 갖고, 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가, 2.50㎛ 이하이고, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 고강도 열연 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 및 Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 고강도 열연 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Nb: 0.001％ 이상 0.060％ 이하 및 V: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 열연 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Sb: 0.0005％ 이상 0.0500％ 이하를 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판.
[5] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 및 REM: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.
[6] 표면에, 도금층을 갖는 [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.
[7] [1]∼[5] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서, 강 소재를 1150℃ 이상으로 가열하고, 당해 가열 후의 강 소재를 조압연하고, 당해 조압연 후에 행하는 마무리 압연 전에, 충돌압이 2.5㎫ 이상의 조건으로 고압수 디스케일링하고, 당해 고압수 디스케일링 후의 강판을, RC 온도를 식 (1)로 정의했을 때, 마무리 압연 종료 온도가 (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하의 조건으로 마무리 압연하고, 당해 마무리 압연 종료 후에 냉각을 개시하고, Ms 온도를 식 (2)로 정의했을 때에 냉각 정지 온도가 200℃ 이상 Ms 온도 이하, 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상, 상기 마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에는 상기 마무리 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간이 2.0s 이내의 조건으로 냉각하고, 상기 냉각 정지 온도에서, 냉각 후의 강판을 권취하고, 당해 권취 후, 강판을 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만, 냉각 정지 온도가 100℃ 이하의 조건으로 냉각하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
RC(℃)＝850＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V　···식 (1)
Ms(℃)＝560－470×C－33×Mn－24×Cr－17×Ni－20×Mo　 ···식 (2)
여기에서, 식 (1) 및 식 (2)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중의 함유량(질량％)이다. 포함하지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소 기호를 0으로하여 계산한다.
[8] 추가로, 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 [7]에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이고, 또한 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다.
또한, 본 발명의 제조 방법에 의하면, 상기 본 발명의 고강도 열연 강판을 안정되게 제조할 수 있다.
그리고, 본 발명의 고강도 열연 강판을, 자동차의 섀시 부재, 구조 부재, 골격 부재, 트럭 프레임 부재, 건설기계 부재 등에 적용한 경우, 자동차의 안전성을 확보하면서 자동차 차체의 중량을 경감하기 때문에, 환경 부하의 저감에 기여할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 질량％로, C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하, Si: 0.10％ 이상 2.0％ 이하, Mn: 0.8％ 이상 3.0％ 이하, P: 0.100％ 이하(0％를 포함함), S: 0.0100％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.010％ 이상 2.00％ 이하, N: 0.010％ 이하(0％를 포함함), Ti: 0.02％ 이상 0.16％ 미만, B: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다.
우선, 본 발명의 고강도 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급이 없는 한 질량％를 의미하는 것으로 한다.
C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하
C는, 강의 강도를 향상시키고, 퀀칭성(hardenability)을 향상시킴으로써 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성을 촉진하는 원소이다. 본 발명에서는, 1180㎫ 이상의 고강도로 하기 위해 C 함유량을 0.07％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.20％를 초과하면, Fe계 탄화물의 생성이 증가하여, Fe계 석출물 중의 Fe량을 질량％로 0.70％ 이하로 제어할 수 없게 된다. 따라서, C 함유량은 0.07％ 이상 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.08％ 이상 0.19％ 이하이다. 보다 바람직하게는, C 함유량은 0.08％ 이상 0.17％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, C 함유량은 0.09％ 이상 0.15％ 미만이다.
Si: 0.10％ 이상 2.0％ 이하
Si는, 고용 강화에 기여하는 원소로서, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Si는 Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, Fe계 석출물 중의 Fe량을 제어하여, 굽힘 성형성을 향상시키기 위해 필요한 원소의 하나이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si 함유량을 0.10％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si는, 열간 압연 중에 강판 표면에 서브 스케일을 형성하는 원소이다. Si 함유량이 2.0％를 초과하면 서브 스케일이 지나치게 두꺼워져 버려, 디스케일링 후의 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 과대하게 되어, 열연 강판의 굽힘 성형성이 열화한다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.20％ 이상 1.8％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Si 함유량은 0.40％ 이상 1.7％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Si 함유량은 0.50％ 이상 1.5％ 이하이다.
Mn: 0.8％ 이상 3.0％ 이하
Mn은, 고용하여 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성 향상에 의해 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성을 촉진시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 0.8％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.0％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트상이 증가하고, 열연 강판의 저온 인성이 열화한다. 따라서, Mn 함유량을 0.8％ 이상 3.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.0％ 이상 2.8％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Mn 함유량은 1.2％ 이상 2.6％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Mn 함유량은 1.4％ 이상 2.4％ 이하이다.
P: 0.100％ 이하(0％를 포함함)
P는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, P는, 열간 압연 시의 오스테나이트 입계에 편석함으로써, 열간 압연 시의 균열을 발생시키는 원소이기도 하다. 또한, 균열의 발생을 회피할 수 있어도, 입계에 편석하여 저온 인성을 저하시킴과 함께, 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, P 함유량을 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.100％까지의 P의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.050％ 이하이고, 보다 바람직하게는, P 함유량은 0.020％ 이하이다.
S: 0.0100％ 이하(0％를 포함함)
S는, Ti나 Mn과 결합하여 조대한 황화물을 형성하여, 열연 강판의 저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량을 최대한 낮게 하는 것이 바람직하지만, 0.0100％까지의 S의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 저온 인성의 관점에서는, S 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는, S 함유량은 0.0030％ 이하이다.
Al: 0.010％ 이상 2.00％ 이하
Al은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는데 유효한 원소이다. Al이 0.010％ 미만에서는 그 효과가 반드시 충분하지 않기 때문에, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로, 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, Fe계 석출물 중의 Fe량을 제어하여, 신장 플랜지 성형성을 향상시키기 위해 필요한 원소의 하나이다. 한편, Al의 과잉의 첨가는, 산화물계 개재물의 증가를 초래하여, 열연 강판의 인성을 저하시킴과 함께, 결함 발생의 원인이 된다. 따라서, Al 함유량을 0.010％ 이상 2.00％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.015％ 이상 1.80％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Al 함유량은 0.020％ 이상 1.50％ 이하이다.
N: 0.010％ 이하(0％를 포함함)
N은, 질화물 형성 원소와 결합함으로써 질화물로서 석출되어, 결정립 미세화에 기여한다. 그러나, N은, 고온에서 Ti와 결합하여 조대한 질화물이 되기 쉬워, 열연 강판의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, N 함유량을 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.008％ 이하이다. 보다 바람직하게는, N 함유량은 0.006％ 이하이다.
Ti: 0.02％ 이상 0.16％ 미만
Ti는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Ti는, 오스테나이트상 고온역(오스테나이트상에서의 고온의 역과 오스테나이트상보다도 고온의 역(주조의 단계))에서 질화물을 형성한다. 이에 따라, BN의 석출이 억제되어, B가 고용 상태로 됨으로써 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성에 필요한 퀀칭성을 얻을 수 있어, 강도 향상에 기여한다. 또한, Ti는 열간 압연 시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하고, 이에 따라 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 입경 미세화에 기여하여, 저온 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, Ti 함유량을 0.02％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.16％ 이상이 되면, 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 촉진하여, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성이 열화한다. 따라서, Ti 함유량을 0.02％ 이상 0.16％ 미만으로 한다. 바람직하게는, Ti 함유량은 0.02％ 이상 0.15％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Ti 함유량은 0.03％ 이상 0.14％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Ti 함유량은 0.04％ 이상 0.13％ 이하이다.
B: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하
B는, 구오스테나이트 입계에 편석하고, 페라이트의 생성을 억제함으로써, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성을 촉진하여, 강판의 강도 향상과 신장 플랜지 성형성 향상에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, B 함유량을 0.0003％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 상기한 효과가 포화한다. 따라서, B 함유량을 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하의 범위로 한정한다. 바람직하게는, B 함유량은 0.0006％ 이상 0.0050％ 이하이고, 보다 바람직하게는, B 함유량은 0.0007％ 이상 0.0030％ 이하의 범위이다.
이상의 필수 함유 원소에서, 본 발명의 강판은 목적으로 하는 특성이 얻어지는데, 본 발명의 고강도 열연 강판은, 예를 들면 고강도화나 신장 플랜지 성형성이나 굽힘 성형성, 저온 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라서 하기의 임의 원소를 함유할 수 있다.
Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상
Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하
Cr은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, 퀀칭성 향상에 의해 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성을 촉진시키는 원소이다. 또한, Cr은 Fe계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, Fe계 석출물 중의 Fe량을 제어하여, 신장 플랜지 성형성을 향상시키기 위해 필요한 원소의 하나이다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Cr은, Si와 마찬가지로, 열간 압연 중에 강판 표면에 서브 스케일을 형성하는 원소이다. 그 때문에, Cr 함유량이 2.0％를 초과하면 서브 스케일이 지나치게 두꺼워져 버려, 디스케일링 후의 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 과대하게 되어, 열연 강판의 굽힘 성형성이 열화한다. 따라서, Cr을 함유하는 경우는, Cr 함유량을 0.01％ 이상 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cr 함유량은 0.05％ 이상 1.8％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.10％ 이상 1.5％ 이하이다. 또한, 더욱 바람직하게는, Cr 함유량은 0.15％ 이상 1.0％ 이하이다.
Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
Mo는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성 향상에 의해 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 생성을 촉진시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트상이 증가하여, 열연 강판의 저온 인성이 열화한다. 따라서, Mo를 함유하는 경우는, Mo 함유량을 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mo 함유량은 0.05％ 이상 0.40％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Mo 함유량은 0.10％ 이상 0.30％ 이하이다.
Cu: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
Cu는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여한다. 또한, Cu는, 퀀칭성의 향상을 통해 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 그의 함유량이 0.50％를 초과하면 열연 강판의 표면 성상의 저하를 초래하여, 열연 강판의 굽힘 성형성을 열화시킨다. 따라서, Cu를 함유하는 경우는, Cu 함유량을 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cu 함유량은 0.05％ 이상 0.30％ 이하이다.
Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
Ni는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여한다. 또한, Ni는, 퀀칭성의 향상을 통해 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 형성을 촉진하여, 강도 향상에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ni 함유량이 0.50％를 초과하면, 프레시 마르텐사이트상이 증가하여, 열연 강판의 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, Ni를 함유하는 경우는, Ni 함유량을 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ni 함유량은 0.05％ 이상 0.30％ 이하이다.
Nb: 0.001％ 이상 0.060％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종
Nb: 0.001％ 이상 0.060％ 이하
Nb는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Nb는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하고, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 입경 미세화에 기여하여, 저온 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb 함유량이 0.060％를 초과하면, 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 촉진하여, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성이 열화한다. 따라서, Nb를 함유하는 경우는, Nb 함유량을 0.001％ 이상 0.060％ 이하로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량은, 0.005％ 이상 0.050％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Nb 함유량은 0.010％ 이상 0.040％ 이하이다.
V: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, V는, Ti와 마찬가지로, 열간 압연 시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 하고, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 입경 미세화에 기여하여, 저온 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, V 함유량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, V 함유량이 0.50％를 초과하면, 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 촉진하여, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성이 열화한다. 따라서, V를 함유하는 경우는, V 함유량을 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, V 함유량은 0.05％ 이상 0.40％ 이하이다. 보다 바람직하게는, V 함유량은 0.10％ 이상 0.30％ 이하이다.
Sb: 0.0005％ 이상 0.0500％ 이하
Sb는, 슬래브 가열 단계에서 슬래브 표면의 질화를 억제하는 효과를 갖고, 슬래브 표층부의 BN의 석출이 억제된다. 또한, 고용 B가 존재함으로써, 열연 강판 표층부에 있어서도 베이나이트의 생성에 필요한 퀀칭성을 얻을 수 있어, 열연 강판의 강도를 향상시킨다. 이러한 효과의 발현을 위해서는, Sb 함유량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Sb 함유량이 0.0500％를 초과하면, 압연 하중의 증대를 초래하여, 생산성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Sb를 함유하는 경우는, Sb 함유량을 0.0005％ 이상 0.0500％ 이하로 한다. 바람직하게는, Sb 함유량은 0.0008％ 이상 0.0350％ 이하이고, 더욱 바람직하게는, Sb 함유량은 0.0010％ 이상 0.0200％ 이하이다.
Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, REM: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상
Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
Ca는, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 열연 강판의 저온 인성의 향상에 유효하다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ca 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열연 강판의 표면 결함을 일으키는 경우가 있어, 열연 강판의 굽힘 성형성을 열화시킨다. 따라서, Ca를 함유하는 경우, Ca 함유량을 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca 함유량은 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하이다.
Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
Mg는, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 열연 강판의 저온 인성의 향상에 유효하다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, Mg 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Mg 함유량이 0.0100％를 초과하면, 반대로 강의 청정도를 열화시켜, 저온 인성을 열화한다. 따라서, Mg를 함유하는 경우, Mg 함유량을 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mg 함유량은 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하이다.
REM: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하
REM은, Ca와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 열연 강판의 저온 인성의 향상에 유효하다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, REM 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, REM 함유량이 0.0100％를 초과하면, 반대로 강의 청정도를 열화시켜, 저온 인성을 열화한다. 따라서, REM을 함유하는 경우, REM 함유량을 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는, REM 함유량은 0.0010％ 이상 0.0050％ 이하이다.
본 발명에 있어서, 상기 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, Zr, Co, Sn, Zn, W 등을 들 수 있고, 이들의 함유량은, 합계로 0.2％ 이하이면 허용할 수 있다. 또한, 상기 임의 원소를 하한값 미만으로 포함하는 경우, 하한값 미만으로 포함되는 임의 원소는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.
다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 강 조직, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)의 한정 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 열연 강판의 강 조직은, 면적률로 90％ 이상의 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 또한, 당해 주상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이고, Fe계 석출물 중의 Fe량을 질량％로 0.70％ 이하로 하고, 또한, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가, 2.50㎛ 이하인 것을 특징으로 한다. 또한, 잔부는, 프레시 마르텐사이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 괴 형상 잔류 오스테나이트상, 상부 베이나이트상, 펄라이트상, 폴리고널 페라이트상, 의사(degenerate) 펄라이트, 어시큘러-페라이트이지만, 이들 상의 면적률이 합계로 0∼10％ 이하이면 본 발명의 효과는 얻어진다.
본 발명의 고강도 열연 강판의 강 조직은 이하와 같다.
주상: 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상이, 합계 면적률로 90％ 이상, 또한, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하
Fe계 석출물 중의 Fe량: Fe계 석출물 중의 Fe량이, 질량％로 0.70％ 이하
잔부: 프레시 마르텐사이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 괴 형상 잔류 오스테나이트상, 상부 베이나이트상, 펄라이트상, 폴리고널 페라이트상, 의사 펄라이트, 어시큘러-페라이트의 잔부가, 각 면적률의 합계로, 0％ 이상 10％ 이하
본 발명의 고강도 열연 강판은, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 한다. 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상이란, 라스 형상 페라이트의 라스 내 및/또는 라스 간에 Fe계 탄화물을 갖는 조직을 의미한다. 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는 라스 내의 Fe계 탄화물의 방위나 결정 구조를 TEM을 이용하여 구별 가능하지만, 본 발명에서는 실질적으로 동일한 특성을 갖고 있기 때문에 구별하지 않는다. 라스 형상 페라이트는, 펄라이트상 중의 라멜라 형상 페라이트나 폴리고널 페라이트와 달리, 형상이 라스 형상이고 또한 내부에 비교적 높은 전위 밀도를 갖기 때문에, 양자는 SEM이나 TEM을 이용하여 구별 가능하다. 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상의 강도를 실현하고, 신장 플랜지 성형성과 저온 인성을 높이기 위해서는, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 할 필요가 있다. 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 합계 면적률이 90％ 이상이고, 또한, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이면, 1180㎫ 이상의 인장 강도 TS와 우수한 신장 플랜지 성형성과 저온 인성을 겸비할 수 있다. 따라서, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 합계 면적률을 90％ 이상으로 한다. 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 합계 면적률은, 바람직하게는 95％ 이상, 보다 바람직하게는 97％ 초과이다. 상한은 특별히 한정되지 않고 100％라도 좋다. 또한, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경은, 바람직하게는 9.0㎛ 이하, 보다 바람직하게는 8.0㎛ 이하이다. 더욱 바람직하게는 7.0㎛ 이하이다. 또한, 상기 평균 입경은 작을수록 바람직하지만, 본 발명에서는 3.0㎛ 이상이 되는 경우가 많다.
상기와 같이, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별할 필요는 없고, 한쪽밖에 포함하지 않아도 본 발명의 효과는 얻어진다. 또한, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 하나가 극단적으로 많을 필요도 없기 때문에, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트의 면적률비(하부 베이나이트/템퍼링 마르텐사이트)는 1/5∼5/1이라도 좋다.
또한, 본 발명에서는, Fe계 석출물 중의 Fe량을 질량％로 0.70％ 이하로 한다. Fe계 석출물의 Fe량이 질량％로 0.70％를 초과하여 다량으로 석출되면, 신장 플랜지 성형 시에 Fe계 석출물을 기점으로 한 보이드가 연결되기 쉬워져, 국부 연성이 저하하고, 신장 플랜지 성형성이 저하한다. 이 때문에, Fe계 석출물 중의 Fe량을 질량％로 0.70％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는, Fe계 석출물 중의 Fe량은 질량％로 0.60％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Fe계 석출물 중의 Fe량은 질량％로 0.50％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Fe계 석출물 중의 Fe량은 질량％로 0.30％ 이하이다. 또한, Fe계 석출물로서는, 시멘타이트(θ 탄화물) 외에, η탄화물, ε 탄화물을 들 수 있다.
또한, 주상인 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상 이외의 조직은, 프레시 마르텐사이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 괴 형상 잔류 오스테나이트상, 상부 베이나이트상, 펄라이트상, 폴리고널 페라이트상(단, 각 상을 갖지 않는 경우도 포함함)이다. 또한, 의사 펄라이트, 어시큘러-페라이트가 포함되는 경우도 있다.
프레시 마르텐사이트상은 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 Fe계 탄화물을 갖지 않는 조직이고, 양자는 SEM이나 TEM을 이용하여 구별 가능하다. 프레시 마르텐사이트상은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 저온 인성이 뒤떨어진다.
섬 형상 마르텐사이트(마르텐사이트-잔류 오스테나이트 혼합상)는 냉각 정지 온도(권취 온도)가 고온이 되면 생성되기 쉽고, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상, 상부 베이나이트상, 폴리고널 페라이트상 등의 상에 둘러싸여 존재한다. 섬 형상 마르텐사이트상은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상, 상부 베이나이트상, 폴리고널 페라이트상과 비교하여 SEM상의 콘트라스트가 밝기 때문에, SEM을 이용하여 구별 가능하다. 섬 형상 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트상과 마찬가지로, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 저온 인성이 뒤떨어진다. 또한, 섬 형상 마르텐사이트는 주위의 상으로부터 C가 분배되어 C 농화가 높고, 강도가 높다. 일반적으로, 강판 내에 저강도상과 고강도상이 존재하면 구멍 확장 시험 시에 저강도상과 고강도상의 계면에 보이드가 발생한다. 발생한 보이드끼리가 연결됨으로써, 구멍 확장 시험의 조기에 있어서 판두께를 관통하는 균열에 이르기 때문에, 신장 플랜지 성형성이 저하한다. 따라서, 고강도상인 섬 형상 마르텐사이트상의 면적률이 높아지면 신장 플랜지 성형성이 열화한다.
괴 형상 잔류 오스테나이트상은 섬 형상 마르텐사이트상과 마찬가지로 주위의 상으로부터 C가 분배되어 고 C농도로 생성된다. 신장 플랜지 성형 시에 C농도가 높고, 고강도인 프레시 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 괴 형상 잔류 오스테나이트상의 면적률이 높아지면 신장 플랜지 성형성이 열화한다.
상부 베이나이트상이란, 라스 형상 페라이트의 라스 간에 잔류 오스테나이트상을 갖는 조직을 의미한다. 상부 베이나이트상은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 고온에서 생성되기 때문에, 강도가 낮다. 따라서 상부 베이나이트상의 면적률이 높아지면 1180㎫ 이상의 고강도를 얻을 수 없다.
펄라이트상은 라멜라 형상의 페라이트와 Fe계 탄화물을 갖는 조직을 의미한다. 라멜라 형상 페라이트는 라스 형상 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 낮기 때문에, 펄라이트상과 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상이나 상부 베이나이트상과는 SEM이나 TEM 등으로 용이하게 구별할 수 있다. 펄라이트상은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상과 비교하여 저온 인성이 뒤떨어진다.
폴리고널 페라이트상은 상부 베이나이트상보다도 고온에서 생성되고, 괴 형상이기 때문에, 라스 형상 페라이트와 SEM이나 TEM 등으로 용이하게 구별할 수 있다. 폴리고널 페라이트상은 강도가 낮기 때문에, 폴리고널 페라이트상의 면적률이 높아지면 1180㎫ 이상의 고강도를 얻을 수 없다.
강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 2.50㎛ 이하
강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 크면, 굽힘 성형 시에, 굽힘 정점부에서 국소적인 응력 집중이 발생하여, 균열이 발생해 버리는 경우가 있다. 따라서, 고강도 열연 강판에서 양호한 굽힘 성형성을 확보하기 위해서는, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)를 2.50㎛ 이하로 한다. 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가 작을수록 굽힘 성형성은 향상하기 때문에, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)는 바람직하게는 2.20㎛ 이하이다. 보다 바람직하게는, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)는 2.00㎛ 이하이다. 더욱 바람직하게는, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)는 1.80㎛ 이하이다.
강판의 표면 처리(적합 조건)
상기한 조직 등을 갖는 강판의 표면에는, 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 구비한 표면 처리 강판으로 해도 좋다. 도금층으로서는, 예를 들면 전기 아연 도금층 등을 들 수 있다. 도금 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래와 동일해도 좋다.
또한, 전술의 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상, 프레시 마르텐사이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 괴 형상 잔류 오스테나이트상, 상부 베이 나이트상, 펄라이트상, 폴리고널 페라이트상, 의사 펄라이트, 어시큘러-페라이트의 각 면적률, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경, Fe계 석출물 중의 Fe량, 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
이어서, 본 발명의 고강도 열연 강판의 특성에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 고강도이다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 인장 강도(TS)가 1180㎫ 이상이다. 또한, 본 발명에 있어서, 인장 강도는 1500㎫ 이하가 되는 경우가 많다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 우수한 신장 플랜지 성형성을 갖는다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 구멍 확장 비율 λ가 50％ 이상이다. 또한, 본 발명에 있어서, 구멍 확장 비율 λ는 90％ 이하가 되는 경우가 많다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 우수한 굽힘 성형성을 갖는다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 R/t가 3.0 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, R/t는 0.5 이상이 되는 경우가 많다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 우수한 저온 인성을 갖는다. 구체적으로는, 실시예에 기재된 방법으로 측정한 vTrs가 －40℃ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서 vTrs는 －100℃ 이상이 되는 경우가 많다.
다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」표시는, 강판 표면 혹은 강 소재의 표면에 있어서의 온도를 나타내는 것으로 한다.
본 발명에 따른 제조 방법에서는, 상기한 성분 조성의 강 소재를 1150℃ 이상으로 가열하고, 당해 가열 후의 강 소재를 조압연하고, 당해 조압연 후에 행하는 마무리 압연 전에, 충돌압이 2.5㎫ 이상의 조건으로 고압수 디스케일링하고, 당해 고압수 디스케일링 후의 강판을, RC 온도를 식 (1)로 정의했을 때, 마무리 압연 종료 온도가 (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하의 조건으로 마무리 압연하고, 당해 마무리 압연 종료 후에 냉각을 개시하고, Ms 온도를 식 (2)로 정의했을 때에 냉각 정지 온도가 200℃ 이상 Ms 온도 이하, 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상, 마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에는 마무리 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간이 2.0s 이내의 조건으로 냉각하고, 상기 냉각 정지 온도에서, 냉각 후의 강판을 권취하고, 당해 권취 후, 강판을 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만, 냉각 정지 온도가 100℃ 이하의 조건으로 냉각한다. 본 발명에 관한 제조 방법에 있어서, 추가로, 도금 처리를 실시해도 좋다. 또한, 식 (1) 및 식 (2)는 후술하는 바와 같다.
이하, 상세하게 설명한다.
본 발명에 있어서, 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로 등의 공지의 방법으로 용제하고, 연속 주조 등의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용의 방법을 모두 적용할 수 있다. 또한, 조괴-분괴 압연 방법 등, 공지 주조 방법을 이용해도 좋다. 또한, 원료로서 스크랩을 사용해도 상관없다.
주조 후 슬래브: 주조 후의 슬래브를 직송 압연, 또는, 온편이나 냉편이 된 슬래브(강 소재)를 1150℃ 이상으로 가열
저온까지 냉각된 후의 슬래브 등의 강 소재 중에서는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 대부분이, 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 이 조대하고 불균일한 석출물의 존재는, 열연 강판의 제(諸)특성(예를 들면, 강도, 저온 인성 등)의 열화를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연 전의 강 소재를 주조 후 고온인 채로 직접 열간 압연(직송 압연)하거나, 또는, 열간 압연 전의 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용한다. 슬래브를 가열하는 경우, 조대한 석출물을 열간 압연 전에 충분히 고용시키기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높아지면 슬래브 결함의 발생이나, 스케일 오프에 의한 수율 저하를 초래한다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 강 소재의 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1180℃ 이상 1300℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1200℃ 이상 1280℃ 이하이다.
또한, 강 소재는, 1150℃ 이상의 가열 온도로 가열하여 소정 시간 유지하지만, 유지 시간이 10000s를 초과하면, 스케일 발생량이 증대한다. 그 결과, 연속하는 열간 압연에 있어서 스케일 물림(scales being caught)등이 발생하기 쉬워져, 열연 강판의 표면 거질기가 열화하고, 굽힘 성형성이 열화하는 경향이 있다. 따라서, 1150℃ 이상의 온도역에 있어서의 강 소재의 유지 시간은, 10000s 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 1150℃ 이상의 온도역에 있어서의 강 소재의 유지 시간은, 8000s 이하이다. 유지 시간의 하한은 특별히 정하지 않지만, 슬래브 가열의 균일성의 관점에서, 1150℃ 이상의 온도역에 있어서의 강 소재의 유지 시간은 1800s 이상이 바람직하다.
열간 압연: 조압연 후, 마무리 압연 전에, 충돌압을 2.5㎫ 이상으로 하는 고압수 디스케일링을 행하고, 마무리 압연에 있어서의, RC 온도를 식 (1)로 정의했을 때, 마무리 압연 종료 온도를 (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하로 한다.
RC(℃)＝850＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V　… 식 (1)
여기에서, 식 (1)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중의 함유량(질량％)이다. 포함하지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소 기호를 0으로서 계산한다.
본 발명에서는, 강 소재의 가열에 이어서, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한다. 조압연에서는, 소망하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 좋고, 그 조건은 특별히 한정할 필요는 없다. 조압연 후, 마무리 압연 전에, 마무리 압연기의 입측(入側)에서 고압수를 사용한 디스케일링을 행한다.
고압수 디스케일링의 충돌압: 2.5㎫ 이상
마무리 압연 전까지 발생한 1차 스케일을 제거하기 위해, 고압수 분사에 의한 디스케일링 처리를 실시한다. 고강도 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)를 2.50㎛ 이하로 제어하기 위해서는, 고압수 디스케일링의 충돌압을 2.5㎫ 이상으로 할 필요가 있다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 충돌압 15.0㎫ 이하이다. 또한, 마무리 압연의 스탠드 간의 압연 도중에, 디스케일링을 행해도 상관없다. 또한, 필요에 따라서 스탠드 간에서 강판을 냉각해도 좋다.
또한, 상기에 있어서, 충돌압이란, 고압수가 강재 표면에 충돌하는 단위 면적당의 힘이다.
마무리 압연 종료 온도: (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하
마무리 압연 종료 온도가 (RC－200℃) 미만인 경우, 압연이 페라이트＋오스테나이트의 2상역 온도에서 행해지는 경우가 있기 때문에, 소망하는 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 면적률이 충분히 얻어지지 않고, 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상과 우수한 신장 플랜지 성형성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 마무리 압연 종료 온도가 (RC＋50℃) 초과이면, 오스테나이트립의 입 성장(grain growth)이 현저하게 발생해 버려, 오스테나이트립이 조대화하고, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경이 커져, 본 발명의 목적으로 하는 우수한 저온 인성을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도를 (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하로 한다. 바람직하게는 (RC－150℃) 이상 (RC＋30℃) 이하로 한다. 보다 바람직하게는 (RC－100℃) 이상 RC 이하이다. 또한, 여기에서의 마무리 압연 종료 온도는, 강판의 표면 온도를 나타내는 것으로 한다.
냉각 개시 시간: 마무리 압연 종료 후 2.0s 이내(마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우)
마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에는, 마무리 압연이 종료한 후, 2.0s 이내로 강제 냉각(간단히 냉각이라고 하는 경우가 있음)을 개시하고, 냉각 정지 온도(권취 온도)에서 냉각을 정지하고, 코일 형상으로 권취한다. 마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에 마무리 압연 종료에서 강제 냉각을 개시할 때까지의 시간이, 2.0s를 초과하여 길어지면, 오스테나이트립의 입 성장이 발생해 버려, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경이 커져, 본 발명의 목적으로 하는 양호한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에는, 강제 냉각 개시 시간을 마무리 압연 종료 후 2.0s 이내로 한다. 또한, 마무리 압연 종료 온도가 RC 온도 미만인 경우, 강제 냉각 개시 시간의 상한은, 특별히 정하지 않아도 좋다. 단, 오스테나이트립에 도입한 변형이 회복해 버리기 때문에, 저온 인성의 관점에서, 강제 냉각 개시 시간은 2.0s 이내가 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도에 관계없이, 보다 바람직하게는, 강제 냉각 개시 시간은, 마무리 압연 종료 후 1.5s 이내이다. 더욱 바람직하게는, 강제 냉각 개시 시간은, 마무리 압연 종료 후 1.0s 이내이다.
마무리 압연 종료 온도에서 냉각 정지 온도(권취 온도)까지의 평균 냉각 속도: 20℃/s 이상
강제 냉각에 있어서, 마무리 압연 종료 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가, 20℃/s 미만이면, 하부 베이나이트 변태 또는 마르텐사이트 변태의 전에 페라이트 변태나 상부 베이나이트 변태가 일어나, 소망하는 면적률의 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상이 얻어지지 않는다. 따라서, 평균 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 한다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 25℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 30℃/s 이상이다. 또한, 여기에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 냉각 정지 온도의 관리가 곤란해져, 소망하는 마이크로 조직을 얻는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 평균 냉각 속도를 500℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 평균 냉각 속도는, 강판의 표면에 있어서의 평균 냉각 속도에 기초하여 규정된다.
냉각 정지 온도(권취 온도): 200℃ 이상 Ms 온도 이하
냉각 정지 온도(권취 온도)가, 200℃ 미만이 되면 프레시 마르텐사이트상이 생성하여, 소망하는 우수한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서 냉각 정지 온도(권취 온도)를 200℃ 이상으로 한다. 냉각 정지 온도(권취 온도)가, Ms 온도를 식 (2)로 정의했을 때, Ms 온도를 초과하면 괴 형상 잔류 오스테나이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 상부 베이나이트상, 펄라이트상, 페라이트상 중 1상 또는 2상 이상이 생성하여, 소망하는 1180㎫ 이상의 고강도나 우수한 신장 플랜지 성형성이나 우수한 저온 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 정지 온도(권취 온도)는, 200℃ 이상 Ms 온도 이하로 한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는, 250℃ 이상 (Ms－10℃) 이하이다. 보다 바람직하게는, 300℃ 이상 (Ms－20℃) 이하이다.
Ms(℃)＝560－470×C－33×Mn－24×Cr－17×Ni－20×Mo　… 식 (2)
여기에서, 식 (2)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중의 함유량(질량％)이다. 포함하지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소 기호를 0으로하여 계산한다.
권취 후, 열연 강판을 냉각 정지 온도 100℃ 이하, 평균 냉각 속도 20℃/s 미만으로 냉각
권취 후의 열연 강판의 평균 냉각 속도는, 마르텐사이트상의 템퍼링 거동에 영향을 미친다. 권취 후의 열연 강판을 100℃까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상이 되면 마르텐사이트상의 템퍼링이 불충분해지고, 프레시 마르텐사이트상이 증대하여 소망하는 우수한 저온 인성을 얻을 수 없다. 따라서 권취 후의 강판의 평균 냉각 속도를 20℃/s 미만으로 한다. 바람직하게는, 권취 후의 강판의 평균 냉각 속도는 2℃/s 이하이다. 보다 바람직하게는, 권취 후의 강판의 평균 냉각 속도는 0.02℃/s 이하이다. 상기 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0001℃/s 이상이 바람직하다. 또한, 이 냉각에 있어서, 냉각 정지 온도는 100℃ 미만이라도 좋고, 통상, 10∼30℃ 정도의 실온까지 냉각한다.
이상의 공정에 의해, 본 발명의 고강도 열연 강판이 제조된다.
또한, 본 발명에 있어서는, 연속 주조 시의 강의 성분 편석 저감을 위해, 전자 교반(EMS), 경압하 주조(IBSR) 등의 편석 저감 처리를 적용할 수 있다. 전자 교반 처리를 행함으로써, 판두께 중심부에 등축정을 형성시켜, 편석을 저감시킬 수 있다. 또한, 경압하 주조를 실시한 경우는, 연속 주조 슬래브의 미응고부의 용강의 유동을 방지함으로써, 판두께 중심부의 편석을 저감시킬 수 있다. 이들 편석 저감 처리의 적어도 1개의 적용에 의해, 후술하는 프레스 성형성, 저온 인성을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.
권취 후는, 상법에 따라, 조질 압연을 실시해도 좋고, 또한, 산 세정을 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다. 또한, 산 세정 처리 후 혹은 조질 압연 후에, 추가로, 상용의 아연 도금 라인을 이용하여, 도금 처리나 화성 처리를 실시해도 좋다. 예를 들면, 도금 처리로서, 강판을 전기 아연 도금 라인에 통과시키고, 강판의 표면에 아연 도금층을 형성하는 처리를 실시해도 좋다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 강 슬래브(강 소재)를 제조했다. 이어서, 이들 강 소재를, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 제조 조건으로 가열하여, 조압연을 실시하고, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건으로 강판 표면의 디스케일링을 실시하여, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 실시했다. 마무리 압연 종료 후, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건의 냉각 개시 시간(마무리 압연 종료 후에서 냉각(강제 냉각)을 개시할 때까지의 시간), 평균 냉각 속도(마무리 압연 종료 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도) 및, 냉각 정지 온도에서 강판을 냉각하여 권취하고, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 권취 후의 강판을 냉각하여, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 판두께의 열연 강판으로 했다. 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을 스킨 패스 압연하고, 그 후 산 세정(염산 농도: 질량％로 10％, 온도 85℃)을 행하고, 일부에 대해서는 전기 아연 도금 처리를 실시했다.
이상에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 열연 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)의 측정, 조직 관찰, Fe계 석출물 중의 Fe량의 측정, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험 및, 샤르피 충격 시험을 실시했다. 조직 관찰 방법 및 각종 시험 방법은 이하와 같다. 또한, 도금 강판의 경우는, 도금 후의 강판에서 시험 및 평가를 행했다.
(i) 열연 강판 표면의 산술 평균 거칠기(Ra)의 측정
얻어진 열연 강판으로부터 강판 표면의 산술 평균 거칠기 측정용 시험편(크기: t(판두께: ㎜)×100㎜(폭)×100㎜(길이))을 채취하고, JIS B0601에 준거하여, 산술 평균 거칠기(Ra)의 측정을 행했다. 또한, 산술 평균 거칠기(Ra)의 측정은, 압연 방향과 직각 방향으로 각각 5㎜ 피치로 25회 행하고, 그의 평균값을 산출하여 평가했다. 또한, 도금판에 대해서는, 도금 후의 강판의 Ra를, 열연 강판에 대해서는 산 세정하여 스케일을 제거한 후의 강판의 Ra를 구했다.
(ⅱ) 조직 관찰
각 조직의 면적률, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경
얻어진 열연 강판으로부터 SEM용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 부식액(3질량％ 나이탈 용액)으로 조직을 출현시켰다. 판두께 1/4 위치에서 SEM을 이용하여, 5000배의 배율로 10시야를 촬영하여 화상 처리에 의해 각 상(하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상, 상부 베이나이트상, 펄라이트상, 폴리고널 페라이트상)의 면적률(％)을 정량화했다. 프레시 마르텐사이트상, 섬 형상 마르텐사이트상, 괴 형상 잔류 오스테나이트상은 SEM에서는 구별이 곤란하기 때문에, EBSD법을 이용하여, 구별할 수 없었던 각 결정립을 측정했다. EBSD법에 의한 측정의 결과, 결정립 내에 잔류 오스테나이트가 동정되지 않는 것을 프레시 마르텐사이트상, 결정립 내에 면적률로 80％ 미만의 오스테나이트상이 동정된 것을 섬 형상 마르텐사이트상, 결정립 내에 면적률로 80％ 이상의 오스테나이트상이 동정된 것을 괴 형상 잔류 오스테나이트상으로 구별했다.
하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경의 측정을 위해, 얻어진 열연 강판으로부터, SEM을 사용한 EBSD법에 의한 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 입경 측정용의 시험편을 채취했다. 압연 방향으로 평행한 면을 관찰면으로 하여, 콜로이달 실리카 용액을 이용하여 마무리 연마를 행했다. 그 후, EBSD 측정 장치에 의해, 전자선의 가속 전압 20keV, 측정 간격 0.1㎛ 스텝으로, 100㎛×100㎛의 면적을, 판두께 1/4 위치에서 10개소 측정했다. 일반적으로 결정 입계로서 인식되고 있는 대(大)경각 입계의 문턱값을 15°로 정의하고, 결정 방위차가 15° 이상의 입계를 가시화하여 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 평균 입경을 산출했다. 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상의 면적 평균(Area fraction average)의 입경은, TSL사 제조 OIM Analysis 소프트를 사용하여 산출한다. 이 때, 결정립의 정의로서, Grain Tolerance Angle을 15°로 함으로써 면적 평균 입경(평균 입경이라고 칭함)을 구할 수 있다.
Fe계 석출물 중에 있어서의 Fe량의 측정
얻어진 열연 강판으로부터 채취한 시험편을 양극으로서 10％ AA계 전해액 중에서 정전류 전해를 행하여, 이 시험편의 일정량을 용해했다. 그 후, 전해에 의해 얻어진 추출 잔사를 공경 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과하여, Fe계 석출물을 회수했다. 이어서, 얻어진 Fe계 석출물을 혼산으로 용해한 후, ICP 발광 분광 분석법에 의해 Fe를 정량하고, 그의 측정값으로부터 Fe 석출물 중의 Fe량을 산출했다. 또한, Fe계 석출물은 응집하고 있기 때문에, 공경 0.2㎛의 필터를 이용하여 여과를 행함으로써, 입경 0.2㎛ 미만의 Fe계 석출물도 회수하는 것이 가능하다.
(ⅲ) 인장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS5호 시험편(GL: 50㎜)을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(항복점, YP), 인장 강도(TS), 항복비(YR) 및, 전체 신장(El)을 구했다. 시험은 각 열연 강판에 대해서 2회 행하고, 각각의 평균값을 그의 강판의 기계 특성값으로 했다.
(ⅳ) 구멍 확장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 구멍 확장 시험용 시험편(크기: t(판두께: ㎜)×100㎜(폭)×100㎜(길이))을 채취하고, 일본철강연맹 규격 JFST 1001에 준거하여, 시험편 중앙에 10㎜φ 펀치로, 클리어런스: 12％±1％로, 펀치 구멍을 펀칭한 후, 당해 펀치 구멍에 60°원추 펀치를 펀칭 방향으로부터 밀어 올리도록 삽입하고, 균열이 판두께를 관통한 시점에서의 공경 d(㎜)를 구하여, 다음식
λ(％)＝｛(d－10)/10｝×100
으로 나타나는 구멍 확장률 λ(％)를 산출했다. 또한, 클리어런스는, 판두께에 대한 다이스와 펀치의 간극의 비율(％)이다. 본 발명에서는, 구멍 확장 시험에서 얻어진 λ가 50％ 이상인 경우를, 신장 플랜지 성형성이 양호라고 평가했다.
(ⅴ) 굽힘 시험
얻어진 열연 강판에 전단 가공을 실시하고, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 35㎜(폭)×100㎜(길이)의 굽힘 시험편을 채취했다. 전단 단면을 갖는 이들 시험편을 이용하여, JIS Z 2248에 규정된 압곡법에 준거하여, V 블록 90° 굽힘 시험을 행했다. 이 때, 각 강판에 대해서, 3개의 시험편을 이용하여 시험을 행하고, 어느 시험편에도 균열이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경 R(㎜)로 하여, R을 열연 강판의 판두께 t(㎜)로 나눈 R/t값을 구하여, 열연 강판의 굽힘 성형성을 평가했다. 또한, 본 발명에서는, R/t의 값이 3.5 이하인 경우를, 굽힘 성형성이 우수하다고 평가했다. R/t의 값은 보다 바람직하게는 3.0 이하, 더욱 바람직하게는 2.5 이하이다.
(ⅵ) 샤르피 충격 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록, 두께 2.5㎜의 서브 사이즈 시험편(V 노치)을 채취하고, JIS Z 2242의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하고, 취성 연성 파면 전이 온도(vTrs)를 측정하여, 인성을 평가했다. 여기에서, 판두께가 2.5㎜를 초과하는 열연 강판에 대해서는 양면 연삭으로 판두께를 2.5㎜로 하여 시험편을 제작하고, 판두께가 2.5㎜ 이하인 열연 강판에 대해서는 원두께로 시험편을 제작하여, 샤르피 충격 시험에 제공했다. 본 발명에서는, 측정된 vTrs가 －40℃ 이하인 경우를, 저온 인성이 양호하다고 평가했다.
이상의 시험 및 평가에 의해 얻어진 결과를 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸다.
(표 1)
Figure 112021010593566-pct00001
(표 2-1)
Figure 112021010593566-pct00002
(표 2-2)
Figure 112021010593566-pct00003
(표 3-1)
Figure 112021010593566-pct00004
(표 3-2)
Figure 112021010593566-pct00005
표 3-1 및 표 3-2에서, 본 발명예에서는, 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성, 저온 인성이 우수한 인장 강도 TS가 1180㎫ 이상인 고강도 열연 강판이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 강도, 신장 플랜지 성형성, 굽힘 성형성, 저온 인성 중 어느 1개 이상이, 전술의 목표 성능을 만족할 수 없다.

Claims (8)

  1. 질량％로,
    C: 0.07％ 이상 0.20％ 이하,
    Si: 0.24％ 이상 2.0％ 이하,
    Mn: 0.8％ 이상 3.0％ 이하,
    P: 0.100％ 이하(0％를 포함함),
    S: 0.0100％ 이하(0％를 포함함),
    Al: 0.010％ 이상 2.00％ 이하,
    N: 0.010％ 이하(0％를 포함함),
    Ti: 0.02％ 이상 0.16％ 미만,
    B: 0.0003％ 이상 0.0100％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    합계 면적률로 90％ 이상의 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트상을 주상으로 하고, 또한, 당해 주상의 평균 입경이 10.0㎛ 이하이고, Fe계 석출물 중의 Fe량이 질량％로 0.70％ 이하인 강 조직을 갖고,
    표면의 산술 평균 거칠기(Ra)가, 2.50㎛ 이하이고,
    인장 강도 TS가 1180㎫ 이상이고, 구멍 확장률 λ가 50% 이상, 균열이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경 R(㎜)로 하여, R을 열연 강판의 판두께 t(㎜)로 나눈 R/t값이 3.5이하, 취성 연성 파면 전이 온도 vTrs가 -40℃ 이하인 고강도 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, 이하의 (A) 내지 (D) 중 적어도 하나를 함유하는 고강도 열연 강판.
    (A) Cr: 0.01％ 이상 2.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 및 Ni: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상
    (B) Nb: 0.001％ 이상 0.060％ 이하 및 V: 0.01％ 이상 0.50％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종
    (C) Sb: 0.0005％ 이상 0.0500％ 이하
    (D) Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 및 REM: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상
  3. 제1항에 있어서,
    표면에, 도금층을 갖는 고강도 열연 강판.
  4. 제2항에 있어서,
    표면에, 도금층을 갖는 고강도 열연 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서,
    강 소재를 1150℃ 이상으로 가열하고,
    당해 가열 후의 강 소재를 조압연하고,
    당해 조압연 후에 행하는 마무리 압연 전에, 충돌압이 2.5㎫ 이상의 조건으로 고압수 디스케일링하고,
    당해 고압수 디스케일링 후의 강판을, RC 온도를 식 (1)로 정의했을 때, 마무리 압연 종료 온도가 (RC－200℃) 이상 (RC＋50℃) 이하의 조건으로 마무리 압연하고,
    당해 마무리 압연 종료 후에 냉각을 개시하고, Ms 온도를 식 (2)로 정의했을 때에 냉각 정지 온도가 200℃ 이상 Ms 온도 이하, 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상 49℃/s 이하, 상기 마무리 압연 종료 온도가 RC 이상인 경우에는 상기 마무리 압연 종료에서 냉각 개시까지의 시간이 2.0s 이내의 조건으로 냉각하고,
    상기 냉각 정지 온도에서, 냉각 후의 강판을 권취하고,
    당해 권취 후, 강판을 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만, 냉각 정지 온도가 100℃ 이하의 조건으로 냉각하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    RC(℃)＝850＋100×C＋100×N＋10×Mn＋700×Ti＋5000×B＋10×Cr＋50×Mo＋2000×Nb＋150×V　···식 (1)
    Ms(℃)＝560－470×C－33×Mn－24×Cr－17×Ni－20×Mo　 ···식 (2)
    여기에서, 식 (1) 및 식 (2)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중의 함유량(질량％)이다. 포함하지 않는 원소의 경우는, 식 중의 원소 기호를 0으로하여 계산한다.
  6. 제5항에 있어서,
    추가로, 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  7. 삭제
  8. 삭제
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Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3584337B1 (en) * 2017-02-17 2020-12-23 JFE Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR102495090B1 (ko) 2018-07-31 2023-02-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
JP6819840B1 (ja) * 2019-06-14 2021-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2022011055A (es) * 2020-03-11 2022-09-19 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
JP7192818B2 (ja) * 2020-03-17 2022-12-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP4123041A4 (en) * 2020-03-17 2025-01-29 Jfe Steel Corp HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
CN114107785B (zh) * 2020-08-27 2022-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
JP7667466B2 (ja) 2021-01-15 2025-04-23 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN115896608B (zh) * 2021-09-30 2024-07-12 宝山钢铁股份有限公司 一种贝氏体钢及其制备方法
CN115011884A (zh) * 2022-06-16 2022-09-06 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种断裂为韧性断裂高强度热轧钢板
CN117327972A (zh) * 2022-06-24 2024-01-02 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法
WO2025127748A1 (ko) * 2023-12-15 2025-06-19 주식회사 포스코 강판 및 그 제조방법
WO2025127600A1 (ko) * 2023-12-15 2025-06-19 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
WO2025135739A1 (ko) * 2023-12-18 2025-06-26 주식회사 포스코 열연강판 및 이의 제조방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017150051A (ja) * 2016-02-26 2017-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6048580B2 (ja) 1978-03-31 1985-10-28 工業技術院長 水素貯蔵用合金
EP1201780B1 (en) * 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
JP4062961B2 (ja) 2001-06-07 2008-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐型かじり性および耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4109609B2 (ja) 2003-11-18 2008-07-02 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性と２次加工割れ性に優れた高強度熱延鋼板
EP1559798B1 (en) * 2004-01-28 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP4476846B2 (ja) * 2005-03-03 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
US7846275B2 (en) 2006-05-24 2010-12-07 Kobe Steel, Ltd. High strength hot rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and its production method
US8157933B2 (en) 2007-03-27 2012-04-17 Nippon Steel Corporation High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excellent in surface properties and burring properties, and method for manufacturing the same
JP5463715B2 (ja) * 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
JP5720208B2 (ja) * 2009-11-30 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5761080B2 (ja) 2012-03-01 2015-08-12 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR102104706B1 (ko) 2013-03-19 2020-04-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판
EP2987886B1 (en) 2013-04-15 2018-06-06 JFE Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet and method for producing same
KR20160041850A (ko) * 2013-04-15 2016-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
JP6132017B2 (ja) 2013-05-14 2017-05-24 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR101766567B1 (ko) 2013-05-21 2017-08-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6212956B2 (ja) 2013-05-24 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6354268B2 (ja) 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
US10563281B2 (en) * 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
JP6596905B2 (ja) * 2015-04-24 2019-10-30 日本製鉄株式会社 加工性と熱処理性に優れた高炭素鋼帯の製造方法
JP6327282B2 (ja) 2015-05-12 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6179584B2 (ja) 2015-12-22 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
MX2018009736A (es) * 2016-02-10 2019-01-24 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
WO2018030501A1 (ja) * 2016-08-10 2018-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
KR102209592B1 (ko) 2016-12-23 2021-01-29 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102495090B1 (ko) 2018-07-31 2023-02-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017150051A (ja) * 2016-02-26 2017-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020026593A1 (ja) 2020-08-06
CN112534077A (zh) 2021-03-19
EP3831972B1 (en) 2023-04-05
KR20210024135A (ko) 2021-03-04
JP6874857B2 (ja) 2021-05-19
US20210140007A1 (en) 2021-05-13
EP3831972A4 (en) 2021-06-09
US12065711B2 (en) 2024-08-20
WO2020026593A1 (ja) 2020-02-06
EP3831972A1 (en) 2021-06-09
CN112534077B (zh) 2022-06-14

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