KR20140072180A

KR20140072180A - 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140072180A
Application number: KR1020147011951A
Authority: KR
Inventors: 지카라 가미; 가즈히코 야마자키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-11-01
Filing date: 2012-10-31
Publication date: 2014-06-12
Also published as: EP2759615A4; WO2013065346A1; CN103917682B; CN103917682A; CA2851325A1; US9752216B2; CA2851325C; WO2013065298A1; JP5594344B2; EP2759615A1; EP2759615B1; JP2013117068A; US20140251513A1

Abstract

대형 건산기의 구조 부재용으로서 바람직한 고강도 열연 강판을 제공한다. C ： 0.08 ~ 0.25 %, Si ： 0.01 ~ 1.0 %, Mn ： 0.8 ~ 2.1 %, P, S, Al 을 적정 범위로 조정한 조성의 강 소재를 1100 ~ 1250 ℃ 의 온도로 가열하고, 조압연을 실시하여 부분 재결정 γ 역 및 미재결정 γ 역에서의 누적 압하율을 재결정 γ 역에서의 누적 압하율로 나눈 값을 0 ~ 0.2 로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료후, 즉시 냉각을 개시하고, 750 ℃ ~ 500 ℃ 의 온도 범위의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로, 냉각 개시부터 30 s 이내에, Ms 점 ＋ 150 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 그 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 의 온도 범위에서 5 ~ 60 s 유지시키고, 상기 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 범위의 권취 온도로 코일 형상으로 권취한다. 그럼으로써, 템퍼드 마텐자이트상 또는 저온 변태 베이나이트상을 주상으로 하고, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 20 ㎛ 이하이고, 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 15 ㎛ 이하인 조직을 가지고, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도와 고인성, 나아가 우수한 굽힘 특성을 겸비하는 열연 강판이 된다.

Description

굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDING CHARACTERISTICS AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 건설용 기계나 산업용 기계의 구조 부재 (이하, 건산기의 구조 부재라고도 한다) 용으로 바람직한 고강도 열연 강판에 관한 것으로, 특히 굽힘 특성 및 저온 인성의 향상에 관한 것이다. 또한, 여기서 말하는 「강판」이란 강판, 강대를 포함하는 것으로 한다. 또, 여기서 말하는 「고강도 열연 강판」이란 항복 강도 YS ： 960 ~ 1200 ㎫ 급의 고강도를 갖는 열연 강판을 가리킨다.

최근, 건축물의 고층화에 수반하여 건축물의 건설에 사용하는 크레인이나 트럭 등과 같은 건설용 기계도 대형화되고 있다. 또, 산업용 기계도 대형화되는 경향이 있다. 이 때문에, 이들 기계의 자중을 가볍게 할 필요가 있어 이들 대형 건산기의 구조 부재용으로서 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 박 강판이 요망되고 있다.

이러한 요망에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는 질량% 로 C ： 0.05 ~ 0.15 %, Si ： 1.50 % 이하, Mn ： 0.70 ~ 2.50 %, Ni ： 0.25 ~ 1.5 %, Ti ： 0.12 ~ 0.30 %, B ： 0.0005 ~ 0.0015 % 를 함유하고, 또한 P, S, Al, N 을 적정량으로 조정하여 함유하는 강 슬래브를, 1250 ℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 ~ 950 ℃ 로 전체 마무리 압하율 80 % 이상으로 열간 압연하고, 800 ~ 500 ℃ 범위의 냉각 속도를 30 ~ 80 ℃/s 로 냉각시켜 500 ℃ 이하에서 권취하는, 가공성 및 용접성이 좋은 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 항복점 890 ㎫ 이상, 인장 강도 950 ㎫ 이상을 가지고, 굽힘 가공성, 용접성이 우수한 고강도 열연 강판을 적확하게 제조할 수 있다고 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는 질량% 로, C ： 0.05 ~ 0.20 %, Si ： 0.60 % 이하, Mn ： 0.10 ~ 2.50 %, solAl ： 0.004 ~ 0.10 %, Ti ： 0.04 ~ 0.30 %, B ： 0.0005 ~ 0.0015 % 를 함유하는 강 슬래브를, 적어도 1100 ℃ 로부터, TiC 의 용체화 온도 이상 1400 ℃ 이하의 가열 온도까지의 온도 영역을 150 ℃/h 이상의 승온 속도로 가열하고, 가열 온도에서의 보존 시간을 5 ~ 30 min 로 하고, 그 후 열간 압연하는 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는 미량의 Ti 를 석출 경화 원소로 하고, 미량의 고용 B 를 오스테나이트 ( γ ) 안정화 원소로서 이용하고, 냉각시의 변태 온도를 저하시켜, 변태 후의 페라이트 조직을 미세화함으로써, 인장 강도 1020 ㎫ 정도의 고강도와 파면 천이 온도 vTrs ：－70 ℃ 정도의 고인성을 갖는 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는 질량% 로, C ： 0.05 ~ 0.15 %, Si ： 1.50 % 이하, Mn ： 0.70 ~ 2.50 %, Ni ： 0.25 ~ 1.5 %, Ti ： 0.12 ~ 0.30 %, B ： 0.0005 ~ 0.0015 % 를 함유하고, 또한 P, S, Al, N 을 적정량으로 조정하여 함유하는 강 슬래브를, 1250 ℃ 이상으로 가열하고, Ar3 변태점 ~ 950 ℃ 에서 전체 마무리 압하율 80 % 이상으로 열간 압연하고, 800 ~ 200 ℃ 의 범위를 냉각 속도를 20 ℃/s 이상 30 ℃/s 미만으로 냉각시켜 200 ℃ 이하에서 권취하고, 0.2 ~ 5.0 % 의 가공 변형을 부여하고, 100 ~ 400 ℃ 범위의 온도에서 적정 시간 유지하는 가공 열처리를 실시하는, 굽힘 가공성, 용접성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에 의하면, 항복점 890 ㎫ 이상, 인장 강도 950 ㎫ 이상의 고강도 열연 강판을 용이하게 제조할 수 있다고 되어 있다.

또, 특허문헌 4 에는 C ： 0.05 ~ 0.20 %, Si ： 0.05 ~ 0.50 %, Mn ： 1.0 ~ 3.5 %, P ： 0.05 % 이하, S ： 0.01 % 이하, Nb ： 0.005 ~ 0.30 %, Ti ： 0.001 ~ 0.100 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, Al ： 0.1 % 이하를 함유하는 조성으로 이루어지고, 또한 Si, P, Cr, Ti, Nb, Mn 이 특정 관계를 만족하도록 함유하는 강 슬래브를 주조 후, 즉시 또는 일단 냉각시키고, 1100 ~ 1300 ℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도 950 ~ 800 ℃ 에서 열간 압연하고, 압연 종료후 0.5 초 이내로 냉각을 개시하여, 30 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각을 실시하고, 500 ~ 300 ℃ 에서 권취하는 가공성이 우수한 초고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 그럼으로써, 금속 조직이 체적 분율로 60 ~ 90 % 미만의 베이나이트를 주상으로 하고, 펄라이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트 중 적어도 1 종을 제 2 상으로 하는 조직을 가지고, 또한 베이나이트상의 평균 입경이 4 ㎛ 미만인, 인장 강도가 980 ㎫ 이상이면서, 신장 플랜지 성형성과 강도 연성 밸런스가 모두 우수하고 또한 저항복비도 구비한, 가공성이 우수한 초고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또, 특허문헌 5 에는 C ： 0.10 ~ 0.25 %, Si ： 1.5 % 이하, Mn ： 1.0 ~ 3.0 %, P ： 0.10 % 이하, S ： 0.005 % 이하, Al ： 0.01 ~ 0.5 %, N ： 0.010 % 이하, V ： 0.10 ~ 1.0 % 를 함유하고, (10 Mn ＋ V) / C 가 50 이상을 만족하도록 함유하는 조성의 강 슬래브를, 1000 ℃ 이상으로 가열 후, 조압연에 의해 시트 바로 하고, 이어서 마무리 압연 출구측 온도 ： 800 ℃ 이상의 조건으로 마무리 압연을 실시한 후, 마무리 압연 완료 후 3 초 이내에, 평균 냉각 속도 ： 20 ℃/s 이상의 냉각 속도로, 400 ~ 600 ℃ 의 온도 범위에서, 또한 11000 － 3000 [%V] ≤ 24 × Ta ≤ 15000 － 1000 [%V] 를 만족하는 Ta ℃ 까지 냉각시켜 권취하는 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 그럼으로써, 템퍼드 마텐자이트상의 체적률이 80 % 이상이며, 입경 ： 20 ㎚ 이하의 V 를 함유하는 탄화물이 1000 개/㎛³ 이상 석출되고, 또한 그 입경 ： 20 ㎚ 이하의 V 를 함유하는 탄화물의 평균 입경이 10 ㎚ 이하인 조직을 가지고, 인장 강도가 980 ㎫ 이상이며, 강도 － 연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

특허문헌 1 : 일본 공개특허공보 평05－230529호 특허문헌 2 : 일본 공개특허공보 평05－345917호 특허문헌 3 : 일본 공개특허공보 평07－138638호 특허문헌 4 : 일본 공개특허공보 2000－282175호 특허문헌 5 : 일본 공개특허공보 2006－183141호

그러나, 특허문헌 1 ~ 5 에 기재된 기술에서는 원하는 형상을 안정적으로 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의, 960 ㎫ 급 ~ 1100 ㎫ 급의 고강도와 또한 샤르피 충격 시험의 시험 온도 ：－40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_－40 ： 40 J 이상의 고인성을 겸비한 열연 강판을 안정적으로 용이하게 제조하기가 어렵다는 문제가 있었다.

본 발명은 상기 종래 기술의 문제를 해결하여 대형 건산기의 구조 부재용으로서 바람직한, 고인성이고 또한 굽힘 특성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서 말하는 「고강도」란 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상인 경우를 말하고, 「고인성」이란 vE_－40 이 30 J 이상, 바람직하게는 40 J 이상의 인성을 갖는 경우를 말하고, 「굽힘 특성이 우수한」이란 굽힘 반경이 (3.0 × 판두께) 이하이고, 또한 180 도 굽힘이 가능한 경우를 말하는 것으로 한다. 또, 본 발명이 목적으로 하는 열연 강판은 판두께가 3 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하인 열연 강판으로 한다.

본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해서, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 열연 강판의 인성, 연성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구했다. 그 결과, 페이나이트 또는 템퍼드 마텐자이트를 주상으로 하고, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의 구 오스테나이트 ( γ ) 입자의 평균 입경이 20 ㎛ 이하이고, 또한 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 15 ㎛ 이하인 조직으로 함으로써, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도를 가지고 있음에도 불구하고, 우수한 인성, 나아가서는 우수한 굽힘 특성을 확보할 수 있음을 알아냈다.

또, 더욱 우수한 굽힘 특성을 유지하기 위해서는 구 γ 입자의, 압연 방향의 평균 길이에 대한 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이의 비 (구 γ 입자의 압연 방향의 평균 길이) / (구 γ 입자의 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 가 10 이하가 되는 조직으로 하는 것이 바람직하다는 것, 또 X 선 면강도｛223｝＜252＞ (｛223｝＜252＞ 방위의 랜덤 시료에 대한 X 선 회절 강도의 비) 가 5.0 이하가 되는 조직으로 하는 것이 바람직하다는 것도 알아냈다.

상기한 바와 같은 조직을 얻기 위해서는 소정의 조성을 갖는 강 소재에, 그 강 소재를 가열하는 가열 공정과, 그 가열된 강 소재를 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는 열연 공정과, 냉각 공정과, 권취 공정을 순차적으로 실시하고, 열연 강판으로 하는 경우에 가열 공정을 1100 ~ 1250 ℃ 의 온도로 가열하는 공정으로 하고, 마무리 압연으로서 조압연에 의해 얻어진 시트 바에, 부분 재결정 오스테나이트역 및 미재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율을 재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율로 나눈 값을 0 ~ 0.2 로 하는 압연을 실시하는 열연 공정으로 하고, 냉각 공정을, 마무리 압연 종료후, 즉시 냉각을 개시하고, 750 ℃ ~ 500 ℃ 온도 범위의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로, 냉각 개시부터 30 s 이내에 Ms 점 ＋ 150 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 그 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 의 온도 범위에서 5 ~ 60 s 유지하는 공정으로 하고, 권취 공정을, 권취 온도를 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 범위의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하는 공정을 조합하여 실시하는 것이 중요하다는 것을 알아냈다.

본 발명은 상기 지견에 근거하여 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량% 로, C ： 0.08 ~ 0.25 %, Si ： 0.01 ~ 1.0 %, Mn ： 0.8 ~ 2.1 %, P ： 0.025 % 이하, S ： 0.005 % 이하, Al ： 0.005 ~ 0.10 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과 베이나이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상을 주상으로 하고, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이, 압연 방향으로 평행한 단면에서 20 ㎛ 이하이고, 또한 압연 방향으로 직교하는 단면에서 15 ㎛ 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판.

(2) 상기 구 오스테나이트 입자가, 압연 방향의 평균 길이에 대한 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이의 비 (압연 방향의 평균 길이) / (압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 가 10 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 에 기재된 고강도 열연 강판.

(3) 상기 조직이 X 선 면강도｛223｝＜252＞ 가 5.0 이하인 조직인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2) 에 기재된 고강도 열연 강판.

(4) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, B ： 0.0001 ~ 0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.

(5) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.

(6) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Ca ： 0.0005 ~ 0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.

(7) 강 소재에, 그 강 소재를 가열하는 가열 공정과, 그 가열된 강 소재를 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는 열연 공정과, 냉각 공정과, 권취 공정을 순차적으로 실시하고, 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 강 소재가, 질량% 로, C ： 0.08 ~ 0.25 %, Si ： 0.01 ~ 1.0 %, Mn ： 0.8 ~ 2.1 %, P ： 0.025 % 이하, S ： 0.005 % 이하, Al ： 0.005 ~ 0.10 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재이며, 상기 가열 공정이, 1100 ~ 1250 ℃ 의 온도로 가열하는 공정이고, 상기 열연 공정에 있어서의 상기 조압연이, 상기 가열 공정에서 가열된 상기 강 소재를 시트 바로 하는 압연이며, 상기 열연 공정에 있어서의 상기 마무리 압연이, 상기 시트 바에, 부분 재결정 오스테나이트역 및 미재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율을 재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율로 나눈 값을 0 ~ 0.2 로 하는 압연이며, 상기 냉각 공정이, 상기 마무리 압연 종료후, 즉시 냉각을 개시하고, 750 ℃ ~ 500 ℃ 의 온도역을, 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 냉각을 개시하고 나서 30 s 이내에, (Ms 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 냉각 처리와, 그 냉각 처리를 정지시킨 후, 상기 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 의 온도역에서 5 ~ 60 s 유지하는 유지 처리를 실시하는 공정이고, 상기 권취 공정이, 상기 (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 의 범위의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하는 공정인 것을 특징으로 하는 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(8) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, B ： 0.0001 ~ 0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 (7) 에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(9) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 (7) 또는 (8) 에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(10) 상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Ca ： 0.0005 ~ 0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 (7) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도와 －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험 흡수 에너지가 30 J 이상인 고인성을 겸비하고, 나아가 굽힘 특성이 우수한 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 나타낸다. 또, 본 발명이 되는 열연 강판은 판두께 3 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하 정도의 열연 강판으로, 대형 건설용 기계나 산업용 기계의 구조 부재용으로 바람직하며, 건설용 기계나 산업용 기계의 차체 중량의 경감에 크게 기여할 수 있다는 효과도 있다.

먼저, 본 발명 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 특별한 언급이 없는 한, 질량% 는 간단히 % 로 기재한다.

C ： 0.08 ~ 0.25 %

C 는 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이며, 본 발명에서는 원하는 고강도를 확보하기 위해서 0.08 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.25 % 를 초과하는 과잉 함유는 용접성을 저하시킴과 함께, 모재 인성을 저하시킨다. 이 때문에, C 는 0.08 ~ 0.25 % 의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.10 ~ 0.20 % 이다.

Si ： 0.01 ~ 1.0 %

Si 는 고용강화, 퀀칭성의 향상을 거쳐서 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는. 이러한 효과는 0.01 % 이상의 함유로 발휘된다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 Si 의 다량 함유는 C 를 γ 상으로 농화시켜, γ 상의 안정화를 촉진하여 강도를 저하시킬 뿐만 아니라, 용접부에 Si 를 함유하는 산화물을 형성시켜 용접 부 품질을 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 Si 는 0.01 ~ 1.0 % 의 범위로 한정했다. 또한, γ 상의 형성을 억제하는 관점에서, Si 는 0.8 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn ： 0.8 ~ 2.1 %

Mn 은 퀀칭성의 향상을 거쳐서 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또, Mn 은 MnS 를 형성하여 S 를 고정시킴으로써, S 의 입계 편석을 방지하여 슬래브 (강 소재) 균열을 억제한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.8 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.1 % 를 초과하는 함유는 슬래브 주조시의 응고편석을 조장하여 강판에 Mn 농화부를 잔존시켜 세퍼레이션의 발생을 증가시킨다. 이러한 Mn 농화부를 소실시키기 위해서는 1300 ℃ 를 초과하는 온도로 가열할 필요가 있어, 이러한 열처리를 공업적 규모로 실시하는 것은 현실적이지 않다. 이 때문에, Mn 은 0.8 ~ 2.1 % 의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.9 ~ 2.0 % 이다. 또, 지연 파괴 방지의 관점에서는 Mn 은 1.3 % 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

P ： 0.025 % 이하

P 는 강중에 불순물로서 불가피적으로 함유되지만 강의 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 그러나, 0.025 % 를 초과하여 과잉되게 함유하면 용접성이 저하된다. 이 때문에, P 는 0.025 % 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.015 % 이하이다.

S ： 0.005 % 이하

S 는 P 와 마찬가지로, 강중에 불순물로서 불가피적으로 함유되지만, 0.005 % 를 초과하여 과잉되게 함유하면 슬래브 균열을 발생시킴과 함께 열연 강판 에 있어서는 조대한 MnS 를 형성하여 연성 저하를 발생시킨다. 이 때문에, S 는 0.005 % 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.004 % 이하이다.

Al ： 0.005 ~ 0.10 %

Al 은 탈산제로서 작용하는 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10 % 를 초과하는 함유는 용접부의 청정성을 현저하게 손상시킨다. 이 때문에, Al 은 0.005 ~ 0.10 % 로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.05 % 이하이다.

상기 성분이 기본적인 성분이지만, 기본 조성에 더하여 추가로 필요에 따라, 선택 원소로서 B ： 0.0001 ~ 0.0050 %, 및/또는 Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 중 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 Ca ： 0.0005 ~ 0.005 % 를 함유할 수 있다.

B ： 0.0001 ~ 0.0050 %

B 는 γ 입계에 편석되어 소량의 함유로 퀀칭성을 현저하게 향상시키는 작용을 갖는 원소이며, 원하는 고강도를 확보하기 위해서 필요에 따라 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0001 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0050 % 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없어 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 b 는 0.0001 ~ 0.0050 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0005 ~ 0.0030 % 이다.

Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 중 1 종 또는 2 종 이상

Nb, Ti, Mo, Cr, V, Cu, Ni 는 모두, 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Nb ： 0.001 ~ 0.05 %

Nb 는 탄질화물로서 미세 석출됨으로써, 용접성을 손상시키지 않고, 적은 함유량으로 열연 강판을 고강도화하는 작용을 가짐과 함께, 오스테나이트 입자의 조대화, 재결정을 억제하는 작용을 갖는 원소이며, 열간 마무리 압연에 있어서의 오스테나이트 미재결정 온도역 압연을 가능하게 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.05 % 를 초과하는 과잉된 함유는 열간 마무리 압연중의 압연 하중 증대를 초래하여 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Nb 는 0.001 ~ 0.05 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005 ~ 0.04 % 이다.

Ti ： 0.001 ~ 0.05 %

Ti 는 탄화물로서 미세 석출됨으로써, 강판을 고강도화함과 함께, 질화물을 형성하여 N 을 고정하여 슬래브 (강 소재) 균열을 방지하는 작용을 갖는다. 이러한 효과는 0.001 % 이상의 함유로 현저해지지만, 0.05 % 를 초과하는 함유는 석출 강화로 인해 항복점이 현저하게 상승되어 인성이 저하된다. 또, Ti 탄질화물의 용체화에 1250 ℃ 초과라는 고온 가열을 필요로 하고, 구 γ 입자의 조대화를 초래하여 원하는 구 γ 입자의 어스펙트비의 조정이 곤란해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Ti 는 0.001 ~ 0.05 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005 ~ 0.035 % 이다.

Mo ： 0.001 ~ 1.0 %

Mo 는 퀀칭성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 다량의 함유는 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Mo 는 0.001 ~ 1.0 % 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ~ 0.8 % 이다.

Cr ： 0.01 ~ 1.0 %

Cr 은 퀀칭성을 향상시켜 강판강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 과잉된 함유는 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Cr 은 0.01 ~ 1.0 % 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.1 ~ 0.8 % 이다.

V ： 0.001 ~ 0.10 %

V 는 강중에 고용되어 고용강화에 의해, 강판의 강도 증가에 기여함과 함께, 탄화물, 질화물 혹은 탄질화물로서 석출되고, 석출 강화에 의해 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.05 % 를 초과하는 함유는 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 V 는 0.001 ~ 0.05 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Cu ： 0.01 ~ 0.50 %

Cu 는 강중에 고용되어 강도 증가에 기여함과 함께, 내식성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 % 를 초과하는 함유는 강판의 표면 성상을 열화시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Cu 는 0.01 ~ 0.50 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni ： 0.01 ~ 0.50 %

Ni 는 강중에 고용되어 강도 증가에 기여함과 함께, 인성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 % 를 초과하는 다량의 Ni 함유는 재료 비용의 높은 상승을 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Ni 는 0.01 ~ 0.50 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Ca ： 0.0005 ~ 0.005 %

Ca 는 S 를 CaS 로서 고정시키고, 황화물계 개재물을 구상화하여 개재물의 형태를 제어하는 작용을 가지고, 또한 개재물 주위의 매트릭스의 격자 변형을 작게 하고, 수소의 트랩능을 저하시키는 작용을 갖는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0005 % 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, 0.005 % 를 초과하여 함유하면 CaO 의 증가를 초래하여 내식성, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Ca 는 0.0005 ~ 0.005 % 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0005 ~ 0.0030 % 이다.

상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 불가피적 불순물로서는 N ： 0.005 % 이하, O ： 0.005 % 이하, Mg ： 0.003 % 이하, Sn ： 0.005 % 이하를 허용할 수 있다.

N 은 강중에 불가피적으로 함유되지만, 과잉된 함유는 강 소재 (슬래브) 주조시의 균열을 다발시킨다. 이 때문에, n 은 0.005 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.004 % 이하이다.

또, O 는 강중에서는 각종 산화물로서 존재하고, 열간 가공성, 내식성, 인성 등을 저하시키는 원인이 된다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005 % 까지는 허용할 수 있다. 또한, 극단적인 저감은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에 O 는 0.005 % 이하로 저감하는 것이 바람직하다.

Mg 는 Ca 와 마찬가지로 산화물, 황화물을 형성하고, 조대한 MnS 의 형성을 억제하는 작용을 갖지만, 0.003 % 를 초과하는 함유는 Mg 산화물, Mg 황화물의 클러스터를 다발시켜 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Mg 는 0.003 % 이하로 저감하는 것이 바람직하다.

Sn 은 제강 원료로서 사용되는 스크랩 등으로부터 혼입된다. Sn 은 입계 등에 편석되기 쉬운 원소이며, 0.005 % 를 초과하여 다량으로 함유하면 입계 강도가 저하되어 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Sn 은 0.005 % 이하로 저감하는 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명 열연 강판은 상기 조성을 가지고, 나아가 베이나이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상, 혹은 베이나이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 혼합상을 주상으로 한다. 또한, 여기서 말하는 「베이나이트」는 저온 변태 베이나이트를 가리킨다. 또, 여기서 말하는 「주상」이란, 당해 상이 체적률로 90 % 이상 바람직하게는 95 % 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 이들을 주상으로 함으로써, 원하는 고강도를 확보할 수 있다. 또한, 주상 이외의 제 2 상은 페라이트상 또는 펄라이트상이다. 제 2 상의 조직분율이 높아지면 강도가 저하되어 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제 2 상은 체적률로 10 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 제 2 상 이외에 주상이 아닌 베이나이트상, 템퍼드 마텐자이트상이 혼합된 조직으로 되는 경우도 있음은 물론이다.

또, 본 발명 열연 강판은 베이나이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상을 주상으로 하고, 혹은 그들이 혼합된 조직으로, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 20 ㎛ 이하이고, 또한 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 15 ㎛ 이하인 조직을 갖는다. 이러한 조직으로 함으로써, 샤르피 충격 시험의 시험 온도 ：－40 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_－40 이 30 J 이상을 확보할 수 있어, 고인성이면서 굽힘 특성이 우수한 열연 강판이 된다. 구 γ 입자가 평균 입경으로 L 방향 단면에서 20 ㎛ 를, C 방향 단면에서 15 ㎛ 를 초과하여 조대화되면 상기 인성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 구 γ 입자의 평균 입경은 바람직하게는 L 방향 단면에서 18 ㎛ 이하, C 방향 단면에서 13 ㎛ 이하이다.

또한, 본 발명 열연 강판은 구 γ 입자의 압연 방향의 평균 길이에 대한 구 γ 입자의 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이의 비 (구 γ 입자의 압연 방향의 평균 길이) / (구 γ 입자의 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 를 10 이하로 하는 조직으로 하는 것이 바람직하다. 그럼으로써, 굽힘 특성이 더욱 향상된다. (구 γ 입자의 압연 방향의 평균 길이) / (구 γ 입자의 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 가 10 을 초과하여 이방성이 강해지면 굽힘 특성이 저하된다. 또한, 바람직하게는 7 이하이다.

또한, 구 γ 입자의 평균 길이는, 구 γ 입자를 발현시켜 촬상한 조직 사진을 이용하고, 화상 처리에 의해, 구 γ 입자의 압연 방향의 길이, 및 압연 방향으로 직교하는 방향의 길이를 각각 측정하고, 산술 평균하여 각각의 평균 길이를 구하는 것으로 한다.

또, 나아가 본 발명 열연 강판은 X 선 면강도｛223｝＜252＞ (｛223｝＜252＞ 방위의 랜덤 시료에 대한 X 선 회절 강도의 비) 를 5.0 이하로 하는 것이 바람직하다. ｛223｝＜252＞ 의 면강도가 5.0 을 초과하여 높아지면 강도의 이방성이 강해져 굽힘 특성이 저하된다. 이 때문에, 강판의｛223｝＜252＞ 의 면강도를 5.0 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 4.5 이하이다. 강판의｛223｝＜252＞ 의 X 선 면강도는 판두께 표면으로부터 1/4 층의 위치에서, X 선에 의한 집합 조직 해석 (ODF) 을 실시하여 구하는 것으로 한다.

또한, 여기서 말하는 「｛223｝＜252＞」는 X 선에 의한 집합 조직 해석을 BUNGE 표시하고, φ2 = 45 도 단면 표시로, (φ1, Φ, φ2) = (30.5, 43.3, 45.0) 로 나타나는｛223｝＜252＞ 를 가리킨다. 또한,｛223｝＜252＞ 에 등가인 방위로서는｛322｝＜225＞, ｛232｝＜522＞ 가 있고, 등가인 방위를 고려하여｛223｝＜252＞ 로 기재할 수도 있다. 이러한 점에서, 본 발명에서는｛223｝＜252＞ 에는 등가인 방위를 포함하는 것으로 한다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

상기 조성을 갖는 강 소재에, 그 강 소재를 가열하는 가열 공정과 그 가열된 강 소재를 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는 열연 공정과 냉각 공정과 권취 공정을 순차적으로 실시하여 열연판 (강판) 으로 한다.

또한, 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기 조성의 용강을 전로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.

먼저, 얻어진 강 소재에 가열 공정을 실시한다.

가열 공정에서는 강 소재를 1100 ~ 1250 ℃ 의 온도로 가열한다. 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는 변형 저항이 높아 압연 부하가 증대되어 압연기에 대한 부하가 지나치게 과대해지기 쉽다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 결정립이 조대화되어 저온 인성이 저하될 뿐만 아니라, 스케일 생성량이 증대되어 수율이 저하된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1100 ~ 1250 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1240 ℃ 이하이다.

이어서, 가열된 강 소재를 조압연하여 시트 바로 하고, 나아가 그 시트 바에 마무리 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 공정을 실시한다.

조압연은 강 소재를 원하는 치수 형상의 시트 바로 할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정하지 않는다. 또한, 시트 바 두께는 마무리 압연기 내의 온도 저하량에 영향을 미치기 때문에, 마무리 압연기 내의 온도 저하량이나, 마무리 압연 개시 온도와 마무리 압연 종료 온도의 차이를 고려하여 시트 바 두께를 선택하는 것이 바람직하다. 본 발명이 대상으로 하고 있는 판두께 3 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하 정도의 열연 강판에서는 시트 바 두께는 30 ~ 45 ㎜ 로 하는 것이 바람직하다.

조압연에 이어지는 마무리 압연에서는 시트 바에, 부분 재결정 오스테나이트역 및 미재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율을 재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율로 나눈 값 (이하, 누적 압하율비라고도 한다) 이 0.2 이하 (0 을 포함함) 가 되는 압연을 실시한다.

누적 압하율비가 0.2 를 초과하면 구 γ 입자가 압연 방향으로 신장되어, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 20 ㎛ 이하이고, 또한 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 구 γ 입자의 평균 입경이 15 ㎛ 이하가 되는 조직을 확보할 수 없게 된다. 또 (구 γ 입자의 압연 방향의 평균 길이) / (구 오스테나이트 입자의 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 가 10 초과, 또한 판두께 표면으로부터 1/4 층에 있어서의 부위의 X 선 면강도｛223｝＜252＞ 가 5 초과가 되어 굽힘 특성 및 인성이 저하된다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 부분 재결정·미재결정역 누적 압하율비를 0.2 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.15 이하이다.

또한, 상기 마무리 압연의 압하 상태를 달성하기 위해서는 본 발명에서 사용하는 강 소재의 조성 범위에서는 마무리 압연 입구측 (개시) 온도는 900 ~ 1050 ℃ 범위의 온도로 하고, 마무리 압연 출구측 (종료) 온도는 800 ~ 950 ℃ 범위의 온도로 하여 마무리 압연의 입구측 (개시) 온도와 출구측 (종료) 온도의 차 △T 를 200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. △T 가 200 ℃ 를 초과하여 커지면 마무리 압연 종료 온도가 저하되기 때문에, 원하는 구 γ 입경을 확보할 수 없게 된다. 또한, 마무리 압연에 있어서의 온도는 표면 온도를 사용하는 것으로 한다.

열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연은 통상, 탠덤 압연이며 패스간 시간이 짧고, 부분 재결정 γ 역을 포함하는 미재결정 γ 역이 고온측으로 시프트되고, 또한 제품 판두께가 얇은 경우에는 마무리 압연기 내의 온도 강하량이 커지기 쉽다. 이 때문에, 상기 마무리 압연 조건을 균형있게 만족시키기 위해서는 적정한 시트 바 두께를 선택하고, 마무리 압연의 판두께 스케줄 관리 (압하 스케줄) 를 적정화함과 함께, 스케일 브레이커, 스트립 쿨란트 등을 이용하여 마무리 압연기 내의 온도 강하량을 조정하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료후, 즉시 핫 런 테이블 위에 설치된 냉각 장치로 냉각 공정을 실시한다. 마무리 압연 종료후, 마무리 압연 스탠드를 나오고 나서 즉시, 바람직하게는 5 s 이내로 냉각을 개시한다. 냉각 개시까지의 체류 시간이 길어지면, 마텐자이트 생성 임계 시간을 초과할 우려가 있음과 함께 γ 입자의 입자 성장이 진행되어, 템퍼드 마텐자이트상, 베이나이트상의 블록 사이즈가 불균일해진다.

냉각 공정에서는 판두께 중심부에서, 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로, 냉각 개시부터 30 s 이내에 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 냉각 처리를 실시한다. 또한, 냉각 속도는 750 ~ 500 ℃ 온도 범위의 평균 냉각 속도를 사용하는 것으로 한다. Ms 점은 다음 식을 이용하여 산출한 값을 사용하는 것으로 한다. 식 중에 나타내는 원소 가운데, 함유하지 않는 것은 영으로 하여 계산하는 것으로 한다.

Ms (℃) = 486 － 470C － 8Si － 33Mn － 24Cr － 17Ni － 15Mo

(여기서, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo ： 각 원소의 함유량 (질량%))

또한, 냉각 처리의 개시는 판두께 중심부의 온도가 750 ℃ 이상일 동안에 실시하는 것이 바람직하다. 판두께 중심부의 온도가 750 ℃ 미만이 되면 고온에서 변태되는 페라이트 (폴리고날페라이트) 또는 펄라이트가 형성되어 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다.

또, 냉각 속도가 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 미만에서는 템퍼드 마텐자이트상 또는 베이나이트상 (저온 변태 베이나이트상) 을 주상으로 하는, 또는 그들의 혼합된 원하는 조직을 확보할 수 없게 된다. 또한, 냉각 속도의 상한은 사용하는 냉각 장치의 능력에 따라 결정되지만, 휨 등의 강판 형상의 악화를 수반하지 않는 냉각 속도로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 냉각 속도는 25 ℃／s 이상이다. 또한, 본 발명에서 사용하는 강 소재의 조성 범위에서는 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도는 대체로 22 ℃／s 정도이다.

또, 냉각 정지 온도가 (Ms 점 ＋ 150 ℃) 를 초과하는 온도에서는 베이나이트상 (저온 변태 베이나이트상) 또는 템퍼드 마텐자이트상을 주상으로 하는, 또는 그들의 혼합된 원하는 조직을 확보할 수 없게 된다. 또한, 바람직한 냉각 정지 온도는 (Ms 점 － 200 ℃) ~ (Ms 점 ＋ 100 ℃) 이다. 또, 냉각 개시부터 냉각 정지 온도까지의 냉각 시간이 30 s 를 초과하여 길어지면 마텐자이트상 및 베이나이트상 (저온 변태 베이나이트상) 이외의 제 2 상 (페라이트, 펄라이트) 의 조직분율이 높아져, 저온에서의 변태인 마텐자이트 변태, 베이나이트 변태를 충분히 진행시킬 수 없어, 원하는 조직을 확보할 수 없게 되는 경우가 있다.

또, 냉각 공정에서는 상기 냉각 처리를 정지한 후, (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 의 온도 범위에서 5 ~ 60 s 동안 유지하는 유지 처리를 실시한다. 이러한 유지 처리를 실시함으로써, 생성된 마텐자이트상, 베이나이트상 (저온 변태 베이나이트상) 이 템퍼링되고, 라스 내에 미세한 시멘타이트가 석출된다. 그럼으로써, 강도 (항복 강도) 가 상승하고 또한 인성이 향상된다. 또 나아가 수소의 트랩 사이트가 되는 조대한 시멘타이트의 생성을 방지하여 지연 파괴를 방지할 수 있게 된다. 또한, 유지 온도가 (냉각 정지 온도 － 100 ℃) 미만에서는 원하는 템퍼링 효과를 기대할 수 없는 경우가 있다. 한편, 유지 온도가 (냉각 정지 온도 ＋ 100 ℃) 를 초과하면 템퍼링 효과가 지나치게 과잉되어 시멘타이트가 조대화되어 원하는 인성, 내지연 파괴성을 확보할 수 없게 되는 경우가 있다.

또, 유지 처리의 유지 시간이 5 s 미만에서는 충분한 유지 처리 효과, 즉 원하는 템퍼링 효과를 기대할 수 없다. 한편, 60 s 를 초과하여 길어지면, 권취 공정에 있어서의 템퍼링 효과가 감소됨과 함께 생산성이 저하된다.

또한, 유지 처리의 구체적인 수단으로서는 유도 가열 등의 수단을 사용할 수도 있다. 또, (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 의 온도 범위에서의 유지는 핫 런 테이블 위에서의 마텐자이트 변태 발열을 이용하고, 핫 런 테이블 위에 복수 지점 설치한 표면 온도계를 참조하여 수랭 뱅크의 수량 내지 수압을 조정함으로써 실시할 수도 있다.

냉각 공정을 종료한 후, 이어서 (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 범위의 권취 온도로 코일 형상으로 권취하는 권취 공정을 실시한다.

권취 공정에서는 코일 형상으로 권취되고, 열연 강판은 소정의 템퍼링을 받는다. 권취 온도가 (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 의 범위를 벗어나면 권취 공정에서의 원하는 템퍼링 효과를 확보할 수 없게 된다.

이하, 실시예에 기초하여 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 슬래브 (강 소재) (두께 ： 230 ㎜) 를 이용하여 표 2 에 나타내는 가열 공정, 열연 공정을 실시하고, 열간 압연 종료후, 표 2 에 나타내는 조건의 냉각 처리와, 표 2 에 나타내는 유지 처리를 실시하는 냉각 공정과, 나아가 표 2 에 나타내는 권취 온도로 권취하는 권취 공정을 순차적으로 실시하고, 표 2 에 나타내는 판두께의 열연 강판 (강대) 으로 했다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 단면 (L 방향 단면) 및 압연 방향으로 직교하는 단면 (C 방향 단면) 을 연마하고, 구 γ 입계가 발현하도록 부식시켜 광학 현미경 (배율 ： 500배) 으로 조직을 관찰했다. 관찰 위치는 판두께 방향 1/4t 의 위치로 했다. 또, 각 관찰 위치에서 각 2 시야 이상 관찰하고, 촬상하고, 화상 해석 장치를 이용하여 압연 방향으로 평행한 단면 및 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 각 구 오스테나이트 입자의 입경을 측정하고, 산술 평균하여, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 DL 및 압연 방향으로 직교하는 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 DC 를 산출했다.

또, 각 구 오스테나이트 입자의, 압연 방향의 길이 및 압연 방향으로 직교하는 방향의 길이를 측정하고, 각각 산술 평균한 후, 그 비 R (= (구 오스테나이트 입자의 압연 방향의 평균 길이) / (압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이)) 를 산출했다.

또한, 조직 관찰용 시험편의 C 방향 단면을 연마하고, 나이탈 부식시켜, 판두께 방향으로, 표면으로부터 판두께의 1/4 위치의 영역의 3 지점 이상에서, 주사형 전자현미경 (배율 ： 2000 배) 을 이용하여 조직을 관찰하고, 촬상하고, 화상 해석 장치를 이용하여 조직의 종류, 각 상의 조직분율 (체적률) 을 측정했다.

또, 얻어진 열연 강판의 ND 방향, 판두께 표면으로부터 1/4 층의 위치까지를 연삭하여 X 선 측정용 시험편을 채취했다. 얻어진 X 선 측정용 시험편에 화학 연마를 실시하여 가공 변형을 제거한 후, X 선에 의한 집합 조직 해석 (ODF) 을 실시했다. 얻어진 집합 조직 해석 결과를 BUNGE 표시하고, φ2 = 45 도 단면 표시로, (φ1, Φ, φ2) = (30.5, 43.3, 45.0) 로 나타내는 방위｛223｝＜252＞ 의 X 선 강도를 구했다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판의 소정의 위치 (코일 길이 방향 단부, 폭방향 1/4 의 위치) 로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향 (C방향) 이 길이 방향이 되도록 판상의 시험편 (평행부 폭 ： 25 ㎜, 표점간 거리 ： 50 ㎜) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하고, 항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 전체 신장 El 을 구했다.

(3) 충격 시험

얻어진 열연 강판의 소정의 위치 (코일 길이 방향 단부, 폭방향 1/4 의 위치) 의 판두께 중심부로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, 시험 온도 ：－40 ℃ 에서의 흡수 에너지 vE_－40 (J) 를 구했다. 또한, 시험편은 3 개로 하고, 얻어진 흡수 에너지값의 산술 평균을 구하여 그 강판의 흡수 에너지값 vE_－40 (J) 으로 했다. 또한, 판두께가 10 ㎜ 미만인 강판에 대해서는 서브 사이즈에서의 측정치를 기재했다.

(4) 굽힘 시험

얻어진 열연 강판의 소정 위치로부터 굽힘 시험편 (장변측이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 300 ㎜, 단변측이 판두께의 5 배 이상이 되도록 한 가늘고 긴 직사각 형상의 시험편) 을 채취하고, 180 도 굽힘 시험을 실시하여 균열이 발생하지 않는 최소의 내측 굽힘 반경 (㎜) 을 최소 굼힘 반경으로서 구하고, 최소 굽힘 반경 / 판두께를 산출했다. 최소 굽힘 반경 / 판두께가 3.0 이하인 경우를 「굽힘 특성이 우수한」이라고 평가했다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 항복 강도 YS ： 960 ㎫ 이상의 고강도와 vE_－40 이 30 J 이상인 고인성을 가지고, 또한 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경이 (3.0 × 판두께) 이하인 우수한 굽힘 특성을 갖는 고강도 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 항복 강도 YS 가 960 ㎫ 미만이거나, vE_－40 이 30 J 미만이거나, 균열을 발생시키지 않는 최소 굽힘 반경이 (3.0 × 판두께) 를 초과하거나, 원하는 고강도 및 고인성, 나아가서는 원하는 우수한 굽힘 특성을 만족시키지 못하는 열연 강판으로 되어 있다.

Claims

질량% 로,
C ： 0.08 ~ 0.25 %, Si ： 0.01 ~ 1.0 %,
Mn ： 0.8 ~ 2.1 %, P ： 0.025 % 이하,
S ： 0.005 % 이하, Al ： 0.005 ~ 0.10 %
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과 베이나이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상을 주상으로 하고, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이, 압연 방향으로 평행한 단면에서 20 ㎛ 이하이고, 또한 압연 방향으로 직교하는 단면에서 15 ㎛ 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 구 오스테나이트 입자가, 압연 방향의 평균 길이에 대한 압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이의 비 (압연 방향의 평균 길이) / (압연 방향으로 직교하는 방향의 평균 길이) 가 10 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조직이 X 선 면강도｛223｝＜252＞ 가 5.0 이하인 조직인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, B ： 0.0001 ~ 0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Ca ： 0.0005 ~ 0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
강 소재에, 그 강 소재를 가열하는 가열 공정과, 그 가열된 강 소재를 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하는 열연 공정과, 냉각 공정과, 권취 공정을 순차적으로 실시하고, 열연 강판으로 함에 있어서,
상기 강 소재가, 질량% 로,
C ： 0.08 ~ 0.25 %, Si ： 0.01 ~ 1.0 %,
Mn ： 0.8 ~ 2.1 %, P ： 0.025 % 이하,
S ： 0.005 % 이하, Al ： 0.005 ~ 0.10 %
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재이며,
상기 가열 공정이, 1100 ~ 1250 ℃ 의 온도로 가열하는 공정이고,
상기 열연 공정에 있어서의 상기 조압연이, 상기 가열 공정에서 가열된 상기 강 소재를 시트 바로 하는 압연이며, 상기 열연 공정에 있어서의 상기 마무리 압연이, 상기 시트 바에, 부분 재결정 오스테나이트역 및 미재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율을 재결정 오스테나이트역에서의 누적 압하율로 나눈 값을 0 ~ 0.2 로 하는 압연이며,
상기 냉각 공정이, 상기 마무리 압연 종료후, 즉시 냉각을 개시하고, 750 ℃ ~ 500 ℃ 의 온도역을, 마텐자이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 그 냉각을 개시하고 나서 30 s 이내에, (Ms 변태점 ＋ 150 ℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 냉각 처리와, 그 냉각 처리를 정지시킨 후, 상기 냉각 정지 온도 ± 100 ℃ 의 온도역에서 5 ~ 60 s 유지하는 유지 처리를 실시하는 공정이고,
상기 권취 공정이, 상기 (냉각 정지 온도 ± 100 ℃) 의 범위의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하는 공정인 것을 특징으로 하는 굽힘 특성과 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, B ： 0.0001 ~ 0.0050 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Nb ： 0.001 ~ 0.05 %, Ti ： 0.001 ~ 0.05 %, Mo ： 0.001 ~ 1.0 %, Cr ： 0.01 ~ 1.0 %, V ： 0.001 ~ 0.10 %, Cu ： 0.01 ~ 0.50 %, Ni ： 0.01 ~ 0.50 % 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량% 로, Ca ： 0.0005 ~ 0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.