KR100513991B1 - 박강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 본질적으로, 질량%로, C : 0.10 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al: 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, B : 0.0003 - 0.0050%, 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한, 14B/(10.8N)이 0.5 이상, 석출물 BN의 평균입자경이 0.1㎛ 이상, 열처리 후의 구(舊) 오스테나이트입자경이 2 - 25㎛인 박강판에 관한 것이다. 본 발명의 박강판에 의해, 경제적인 열처리 방법에 의한 자동차의 구조부품이나 기능부품에 필요한 정도의 고강도화가 도모되고, 더욱이 열처리 후에 우수한 인성(靭性)을 얻을 수 있다.

Description

박강판의 제조방법{METHOD FOR PRODUCTION OF THIN STEEL SHEET}

본 발명은, 자동차의 구조부품이나 기능부품 등에 사용되는 박강판, 특히, 부품성형후의 열처리에 의해 고강도와 우수한 인성이 얻어지는 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

현재, 도어 임펙트빔이나 센터필러 등의 자동차의 구조부품으로서, 경량인 동시에 고내구성의 관점으로부터 980㎫ 이상의 고강도를 가지는 박강판이 사용되고 있다. 또한, 시트 리클라이너나 윈도우 레귤레이터에 사용되는 기어 부품 등의 자동차의 기능부품에도, 내마모성의 관점으로부터 이러한 고강도를 가지는 박강판이 사용되고 있다.

그러나, 이들의 부품에는 엄격한 성형성이 요구되므로, 현 상태의 박강판으로는 갈라짐이나 형상불량 등의 문제가 발생하는 경우가 많다. 또한, 이러한 박강판에서는 소재비용도 높다.

이러한 문제를 배경으로, 최근에는, 440㎫ 수준의 강도를 가지는 박강판을 사용하여 부품으로 성형후, 고주파 열처리 등의 열처리에 의해 고강도화를 도모하는 시도가 이루어지고 있다. 예를 들면, 「마테리아, 제 37권, 제 6호(1998)」에는, 440㎫, 390㎫의 강판을 센터필러 레인포스먼트나 프론트 크로스멤버로 성형하고, 그 후 고주파 열처리를 행하여 고강도화를 도모한 예가 개시되어 있다. 여기에서는, 열처리조건의 변동을 작게 하기 위하여, 로보트에 지지된 가열용 코일을 부품형상에 따라서 정밀하게 이동시켜서 고주파 열처리를 하는 방법이 제안되어 있다.

또한, 일본 특개소60 - 238424호 공보나 일본 특개평7 - 126807호 공보에는, 성형후의 부품에 레이저 등의 고에너지 밀도 빔을 조사(照射)하여 열처리를 하고, 고강도화를 도모하는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 「마테리아, 제 37권, 제 6호(1998)」에 기재된 기술에서는, 열처리조건의 변동을 적게 하기 위하여 특수한 로봇이 필요하며, 막대한 설비비용 증가를 초래한다.

또한, 일본 특개소 60 - 238424호 공보나 일본 특개평 7 - 126807호 공보에 기재된 기술에서는, 고에너지 밀도빔 조사부는 좁고, 부품 전체의 고강도화에 장시간이 필요하며, 생산성을 현저하게 저해함과 동시에, 설비비용 증가를 초래한다. 더욱이 이러한 처리를 한 강판은, 열처리후의 강도가 710㎫ 정도로, 인성도 충분하지 않으므로, 980㎫ 이상의 강도가 필요한 도어 임펙트 빔, 센터필러 등의 구조부품이나 시트 리클라이너, 윈도우 레귤레이터에 사용되는 기어부품 등의 기능부품에는 적용할 수 없다.

도 1은, 고주파 열처리 방법을 나타내는 도이다.

도 2는, 샤르피 충격시험에 사용하는 시험편의 형상을 나타내는 도이다.

도 3은, 샤르피 충격 흡수에너지와 냉각개시시간, 14B/(10.8N)의 관계를 나타내는 도이다.

도 4는, 샤르피 충격 흡수에너지와 냉각개시시간, B - (10.8/14) N*의 관계를 나타내는 도이다.

[발명의 실시형태]

본 발명자들은, 경제적인 열처리방법에 의해 고강도화가 도모되고, 우수한 인성을 얻을 수 있는 박강판에 대하여 검토하여, 이하의 사실을 알았다.

ⅰ) 열처리시의 가열온도가 1000℃이하, 특히 950℃ 이하에서 확실하게 자동차의 구조부품에 필요한 정도의 고강도화를 도모하는 데에는, C, B의 첨가가 필수이다.

ⅱ) 열처리후의 인성은, 석출물의 입자경이나 마이크로 조직의 영향을 크게 받는다. 특히, 석출물 BN과 TiN의 형태는 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 크기를 변화시키므로 열처리후의 인성을 좌우한다. 즉, BN이 미세하게 석출하고 있는 경우는, 열처리가열 중에 BN이 용해하고 오스테나이트 입자를 현저하게 조대화(粗大化)하기 때문에, 또한 TiN이 미세하게 석출하고 있는 경우는, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자를 현저하게 미세화하여 냉각시에 페라이트 입자를 부분적으로 생성시키기 때문에, 인성이 저하한다.

ⅲ) 고주파 가열후의 냉각까지의 시간변동에 대해서는, 14B/(10.8N)의 영향 또는 Ti 첨가의 경우는 B - (10.8/14) N*의 영향이 크고, 이러한 값이 작은 경우는, ⅱ)의 경우와 마찬가지로, 냉각시에 페라이트 입자가 생성하여 인성이 저하한다. 단, N* = N - (14 / 48) Ti이며, N*가 마이너스인 경우는, N* = 0으로 한다.

본 발명은 이러한 사실에 기초하여 이루어진 것으로, 이하에 그 상세를 설명한다.

1) 강성분

본 발명의 박강판은, 본질적으로 이하에 설명하는 원소 및 잔부 Fe로 이루어진다.

C : C는, 열처리후의 강도를 얻기 위하여 중요한 원소이다. 980㎫ 이상의 강도를 얻는 데는 적어도 0.10% 이상이 필요하다. 그러나, 0.37%를 초과하여 첨가하면 인성이 현저하게 감소한다. 그러므로, C 량을 0.10 - 0.37%로 한다. 보다 높은 강도와 보다 우수한 인성을 얻는 데는 0.15 - 0.30%가 바람직하다.

Si : Si는, 열처리성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. 그러나, 1%를 초과하여 첨가하면 열연강판에 편석대(偏析帶)인 밴드조직이 형성되므로 인성이 열화한다. 그러므로, Si 량을 1% 이하로 한다. 보다 우수한 인성을 얻기 위해서는 0.5% 이하로, 매우 우수한 인성을 얻기 위해서는 0.15% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

Mn : Mn은, 열처리성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. 그러나, 2.5%를 초과하여 첨가하면 편석대의 형성이 현저하게 되어 인성이 열화한다. 그러므로, Mn 량을 2.5% 이하로 한다. 또한, 보다 우수한 인성을 얻기 위해서는 1.5% 이하가 바람직하다.

P : P는, 열처리성을 향상시킴과 동시에 고용강화에 의해 강도를 상승시키는 원소이다. 또한 P는, 입계에 편석하여 인성을 저하시키는 원소이다. B 첨가에 의해 입계편석은 억제되지만, 0.1%를 초과하여 첨가하면 입계 취화(脆化)를 초래하여 인성이 열화한다. 그러므로, P 량을 0.1% 이하로 한다. 또한, 보다 우수한 인성을 얻는 데는 0.05% 이하가 바람직하다.

S : S는, 황화물을 형성하여 인성을 저하시키므로, 저감할 필요가 있는 원소이다. 특히, 0.03%를 초과하면 인성이 현저하게 열화한다. 그러므로, S 량을 0.03% 이하로 한다. 또한, 보다 우수한 인성을 얻기 위해서는 0.02% 이하가 바람직하다.

sol.Al : sol.Al은, 탈산제로서 사용되어 강의 청정도를 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.01% 미만이면 청정도가 저하하고, 개재물이 증대하며, 인성을 저하시킨다. 한편, 0.1%를 초과하여 첨가하면 AlN의 생성이 현저하게 되고, 열처리 가열시의 오스테나이트입자가 미세화하여 냉각시에 페라이트입자가 생성하여 인성이 열화한다. 그러므로 sol.Al을 0.01 - 0.1%로 한다. 또한, 보다 우수한 인성을 얻기 위해서는 0.03 - 0.07%가 바람직하다.

N : N은, BN 또는 Ti 첨가의 경우 TiN을 형성하여 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 성장을 억제하여 인성을 향상시키는 중요한 원소이다. 적어도 0.0005% 가 필요하다. 한편, 0.0050%를 초과하여 첨가하면 BN이나 TiN 뿐만 아니라 AlN의 형성도 현저하게 되어, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자가 미세화하여 냉각시에 페라이트입자가 생성하여 인성이 열화한다. 그러므로, N량을 0.0005-0.0050%로한다.

B : B는, 열처리성을 높임과 동시에, BN을 형성하여 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하거나, Ti 첨가의 경우는 페라이트 입자의 생성을 억제하여, 인성을 향상시키는 중요한 원소이다. 그러나, 0.0003% 미만이라면 충분한 효과를 얻을 수 없다. 한편, 0.0050%를 초과하여 첨가하면 열간압연의 부하가 높게 되고 조업성이 저하함과 동시에, 강판의 가공성도 저하한다. 그러하기 때문에, B 량을 0.0003 - 0.0050%로 한다. 또한, 보다 우수한 인성을 얻는 데는 0.0010 - 0.0030%가 바람직하다.

더욱이, Ti 첨가의 경우는, 상기의 원소에 부가하여, Ti량을 이하와 같이 한다.

Ti : Ti는, N과 TiN을 형성하고, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 인성을 향상시키는 중요한 원소이다. 그러나, 0.005% 미만이면 충분한 효과를 얻을 수 없다. 한편, 0.05%를 초과하여 첨가하면 TiC의 형성이 현저하게 되고, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 성장을 현저하게 억제하고, 가열후의 냉각시에 페라이트 입자가 생성하여, 인성이 열화한다. 그러므로, Ti량을 0.005 - 0.05%로 한다.

이렇게 한 원소에 덧붙여서, Cr을 첨가하면 가공성을 열화시키지 않고 열처리성을 보다 향상시킬 수 있다. 그 첨가량이 0.05% 미만에서는 열처리성 향상의 효과가 적고, 0.30%를 초과하면 비용증가를 초래하므로, Cr량을 0.05 - 0.30%로 한다.

더욱이, Ni, Mo 중 선택된 적어도 1종의 원소를 첨가하는 것에 의해 우수한 열처리성을 얻을 수 있다. 그러나, 과잉첨가는 비용증가를 초래하므로, 첨가량을 1% 이하로 한다.

또한, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화 억제를 위하여 Nb를 0.1% 이하 또는 V를 0.1%이하, 연성 향상을 위하여 Ca를 0.01% 이하, 내식성 향상을 위하여 Cu를 1% 미만 첨가할 수 있다.

2) 14B/(10.8N)과 B - (10.8/14) N*

상기와 같은 원소의 조절에 덧붙여서, 열처리조건의 변동에 대하여 안정되고 우수한 인성을 확보하는 데에는, 이하에 나타내는 바와 같이, Ti 무첨가의 경우는 14B/(10.8N)을, Ti 첨가의 경우는 B - (10.8/14) N*을 조절할 필요가 있다.

2.1) 14B/(10.8N)

C : 0.16%, Si : 0.01%, Mn : 0.75%, P : 0.015%, S : 0.012%, sol. Al : 0.040%, N : 0.0020 - 0.0028%, B : 0.0003 - 0.0028%, 14B/(10.8N) : 0.19 - 1.30의 성분을 가지는 강을 용제하고, 가열온도: 1200℃, 사상온도: 880℃, 중간온도(런 아웃 테이블 중앙부에 있어서 온도) : 710℃, 권취온도 : 640℃에서 열간압연하고, 산세척후, 압연율 : 50%로 냉간압연하고, 어닐링온도 : 700℃에서 2분간 어닐링하여 판 두께 1.2mm의 냉연강판을 제조하고, 고주파 열처리후의 인성을 측정했다.

고주파 열처리는 도 1에 도시하는 방법으로 하였다. 즉, 폭 35mm ×길이 300mm인 강판에 고주파 코일을 이동시키면서 4초간에 900℃까지 가열후, 냉각개시시간을 통상 행해지고 있는 0.5초와, 1.5초, 3초의 3종으로 바꾸어, 냉각노즐에 의해 수냉했다. 그리고, 도 2에 나타내는 시험편을 사용하여 -50℃에서 샤르피 충격시험을 하고, 흡수 에너지를 구했다. 또한, 흡수에너지는 샤르피 충격시험을 3회 한 때의 평균값이다.

도 3에, 샤르피 충격 흡수에너지와 냉각개시시간, 14B/(10.8N)과의 관계를 나타낸다.

14B/(10.8N)이 0.5 이상에서, 냉각개시시간이 3초에 있어서도 안정되고 높은 샤르피 충격 흡수에너지가 얻어진다. 한편, 14B/(10.8N)이 0.5 미만인 경우는, 열처리 가열시의 고용 B량이 충분히 확보되지 않고, 냉각개시시간이 늦으면 페라이트 입자가 생성하여 인성의 저하를 초래한다. 그러므로, 안정되게 높은 인성을 얻기 위하여, 14B/(10.8N)을 0.5 이상으로 한다.

2.2) B - (10.8/14) N*

Ti 첨가의 경우는, 유효고용 B가 열처리조건의 변동에 대하여 큰 영향을 미친다. 그래서, C : 0.15%, Si : 0.02%, Mn : 0.90%, P : 0.020%, S : 0.015%, sol. Al : 0.035%, Ti : 0.01%, N : 0.0018 - 0.0030%, B : 0 - 0.0031%, B -(10.8/14) N* : 0 - 0.0017%의 성분을 가지는 강을 용제하고, 가열온도: 1200℃, 사상온도 : 870℃, 중간온도 : 700℃, 권취온도 : 620℃에서 열간압연하고, 산 세척후, 압연율 : 50%로 냉간압연하고, 어닐링온도 : 720℃에서 2분간 어닐링하여 판 두께 1.2mm의 냉연강판을 제조하고, 상기와 마찬가지 방법으로 고주파 열처리후의 인성을 측정했다.

도 4에, 샤르피 충격 흡수에너지와 냉각개시시간, B - (10.8/14) N*의 관계를 나타낸다.

B -(10.8/14) N*이 0.0005% 이상에서, 냉각개시시간이 3초에 있어서도 안정되고 높은 샤르피 충격 흡수에너지가 얻어진다. 한편, B - (10.8/14) N*이 0.0005% 미만인 경우는, 열처리 가열시의 고용 B량이 충분히 확보되지 않고, 냉각개시시간이 늦으면 페라이트 입자가 생성하여 인성의 저하를 초래한다. 그러므로, 안정되고 높은 인성을 얻기 위하여, B - (10.8/14) N*을 0.0005% 이상으로 한다.

3) BN 과 TiN

더욱이, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 크기를 조절하기 위하여, Ti 무첨가강에서는 BN, Ti 첨가강에서는 TiN의 입자경을 조절할 필요가 있다.

3.1) BN

BN의 평균입자경이 0.1㎛ 미만인 경우, 900℃ 이상으로 가열하면 BN은 용해하고, 오스테나이트 입자의 성장을 억제할 수 없으며, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 초래하여, 인성을 열화시킨다. 그러므로, BN의 평균입자경을 0.1㎛ 이상으로 한다. 또한, 인성의 점에서 1㎛ 이하가 바람직하다.

3.2)TiN

TiN의 평균입자경이 0.06㎛ 미만인 경우, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자가 매우 미세하게 되고, 냉각시에 페라이트 입자가 생성하고, 인성을 열화시킨다. 한편, 0.30㎛를 초과하면, BN의 경우와 마찬가지로, 열처리 가열시의 오스테나이트 입자의 성장을 억제할 수 없으며, 인성을 열화시킨다. 그러므로, TiN의 평균입자경을 0.06 - 0.30㎛로 한다.

4) 열처리후의 구 오스테나이트 입자경

Ti 무첨가의 경우, Ti 첨가의 경우도, 열처리후의 구 오스테나이트 입자경, 즉 열처리후에 측정되는 변태전의 구 오스테나이트 입자경은, 인성에 큰 영향을 미친다. 구 오스테나이트 입자경이 2㎛ 미만인 경우, 가열후 냉각시에 일부 페라이트입자가 생성하여, 페라이트 입자와 오스테나이트 입자의 경계면에 응력집중이 일어나고, 인성을 열화시킨다. 한편, 25㎛를 초과하면, 입계 취화가 현저하게 되고 종래 의 규격 JSC980Y 보다 인성이 저하한다. 그러므로, 열처리후의 구 오스테나이트 입자경을 2 -25㎛로 한다.

또한, 구 오스테나이트 입자경은, 강판의 판두께 단면을 연마, 부식후, 광학현미경으로 관찰하고, 마이크로 어널라이저를 사용하여 측정한 평균입자경이다.

5) 강판표면의 거칠기

열처리성의 관점으로부터, 강판표면의 거칠기, Ra(산술평균 거칠기)를 0.40㎛ 이상, Ry(최대높이)를 12.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, Ra와 Ry는 JISB0601에 기초하여 압연방향과 압연 직각방향을 측정하여 평균한 값이다.

Ra를 0.40㎛ 이상으로 하면 표면적도 크게 되고, 고주파에 의한 단시간 가열로도 충분히 가열할 수 있어, 열처리성이 보다 향상된다. 그러나, 1.6㎛를 초과하면 인성의 열화를 초래하는 경우가 있으므로, Ra는 1.6㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ry가 12.0㎛를 초과하면, 노치효과로 인성이 열화하는 경우가 있으므로, Ry는 12.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ry가 2.0㎛ 미만에서는 표면거칠기가 작게되어 열처리성의 저하를 초래하는 경우가 있으므로, Ry는 2.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

6) 제조방법

상기한 박강판은, 예를 들면, 상기 성분에 관한 조건을 만족하는 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 온도에서 열간압연하는 공정과, 열간압연 후 500 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법에 의해 제조할 수 있다. 이 때 제조되는 박강판은 열연강판이다. 열간압연은, 균일한 조직으로 하기 위하여, Ar3 변태점 이상의 온도에서 행할 필요가 있다. 권취온도는, 720℃를 초과하면 펄라이트의 라메라간격이 크게 되고, 열처리성이 저하함과 동시에, 열처리시에 세멘타이트가 남아 인성이 저하하므로, 720℃ 이하, 보다 바람직하게는 700℃ 이하로 한다. 한편, 500℃ 미만인 경우는, 매우 미세한 BN이나 TiN이 형성되므로, 열처리 가열시에 BN이 용해하여 오스테나이트 입자가 조대화하거나, 미세한 TiN에 의해 오스테나이트가 매우 미세하게 되어 냉각시에 페라이트가 생성하여, 인성의 열화를 초래하므로, 권취온도는 500℃ 이상, 보다 바람직하게는 580℃ 이상으로 한다.

또한, 열간압연 후의 강판이 권취될 때까지 주행하는 런아웃 테이블의 중앙부에서의 강판온도를 중간온도로 부르나, 상기 중간온도는, 페라이트 생성을 확실하게 억제하기 위하여 750℃ 이하로, 또한 미세한 BN이나 TiN의 형성을 확실하게 억제하기 위하여 560℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간압연 후의 강판을 산 세척후, 어닐링을 하면 세멘타이트가 구상화(球狀化)하고, 보다 우수한 가공성과 열처리성을 가지는 열연강판을 얻을 수 있다. 어닐링의 온도는, 640℃ 미만이면 세멘타이트의 구상화가 불충분하게 되며, Ac1 변태점을 초과하면 부분적으로 오스테나이트화하여 냉각중에 거친 펄라이트가 생성하고, 가공성이나 열처리성이 저하함과 동시에, 열처리시에 세멘타이트가 남아 인성이 저하하므로, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하로 한다.

열간압연 후의 강판을 산 세척후, 30% 이상의 압연율로 냉간압연하고, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링을 하면 우수한 가공성과 열처리성을 가지는 냉연강판을 얻을 수 있다. 압연율은, 30% 미만이면 어닐링 후에 미 재결정부가 남음과 동시에, 세멘타이트의 구상화가 불충분하게 되므로 30% 이상으로 한다. 압연율의 상한은, 특별히 규정하지 않으나, 압연기의 부하가 크게 되지 않도록 80% 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간압연 후의 강판을 산 세척후, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링한 열연강판을, 30% 이상의 압연율로 냉간압연 후, 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링을 하여도, 마찬가지 냉연강판을 얻을 수 있다.

상기 열연강판이나 냉연강판에는, 형상교정 및 표면거칠기를 조정할 목적으로 조질압연을 실시할 수 있다. 이 때 신장율은, 재질 열화를 초래하지 않도록 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기한 강판 표면거칠기의 조정은, 조질압연의 롤 표면거칠기나 신장율로 행할 수 있다.

상기 제조조건으로 본 발명의 박강판을 제조하는 경우, 소재가 되는 강은, 예를 들면 전로(轉爐), 전기로 등에 의해 용제된다. 또한 슬라브의 제조에는, 조괴(造塊) - 분괴(分塊)압연법, 연속주조법, 박 슬라브 주조법, 스트립 주조법 모두 적용할 수 있다.

열간압연은, 슬라브 재가열후 압연하는 방법이나, 연속주조후 단시간의 재가열을 하거나 재가열을 생략하고 즉시 압연하는 직송압연법으로 행할 수 있다. 또한, 열간압연중에, 바히터에 의해 가열을 해도 좋다. 또한, 조직의 균일화를 도모하기 위하여, 열간압연후 1초 이내에 200℃/초 이상의 냉각속도로 냉각할 수 있다.

본 발명의 박강판인 열연강판이나 냉연강판에는, 적절히, 표면처리(화성처리, 용융아연도금, 합금화 용융아연도금)를 실시할 수 있다.

본 발명의 박강판은, 경제적인 열처리법에 의해 980㎫ 이상의 고강도화가 도모되고, 우수한 인성을 얻을 수 있으므로, 성형후에 열처리가 행해지는 자동차용 부품, 특히, 도어 임펙트빔, 센터필러 등의 구조부품이나 시트 리클라이너, 윈도우 레귤레이터에 사용되는 기어부품 등의 기능부품에 알맞다.

실시예 1

표 1에 나타내는 강 No.1-12의 성분을 가지는 강을 용제하고, 계속하여 표 2에 나타내는 조건으로 열간압연 또는 열간압연후 어닐링을 하여, 판 두께 2.4mm의 열연강판을 제조했다. 그리고, 압연방향에 수직한 방향에 따라서 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장시험을 했다. 투과 전자현미경에 의해 BN을 관찰하고, 그 평균입자경을 구했다. 상기와 마찬가지 방법으로 고주파 열처리를 하고, 상기의 방법으로 샤르피 충격 흡수에너지와 구 오스테나이트 입자경을 측정했다. 또, 열처리 후의 인장시험도 상기와 마찬가지 방법으로 했다. 또한, 샤르피 충격 흡수에너지는, 열연강판의 판두께를 1.2mm까지 연삭한 시험편을 사용하여 구하고, 종래의 규격 JSC980Y를 만족하는 0.4㎏m 이상을 합격으로 했다.

결과를 표 3에 나타낸다.

성분, 14B/(10.8N), BN의 평균입자경, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 내인 어떤 강판 No.A,B,C,E,G에서는, 열처리후에 980㎫ 이상의 인장강도가 얻어지고, 또한 냉각개시시간에 관계없이 안정되게 0.4㎏m 이상의 샤르피 충격 흡수에너지, 즉 우수한 인성을 얻을 수 있다. 특히, C, Si, Mn, P, S가 낮고, sol.Al이 0.03 - 0.07 %, B가 0.0010 - 0.0030%인 강판 No. A, B, C에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 0.5㎏m 이상이며, 매우 우수한 인성을 얻을 수 있다.

한편, C가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.H 에서는, 인장강도가 낮다. C가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.I, Si와 P가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.J, Mn과 S가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.K에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮고, 우수한 인성을 얻을 수 없다. 또한, sol.Al과 N이 본 발명범위 보다 높은 강판 No.L에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 냉각개시시간을 늦게 하면,샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. B가 본 발명범위 보다 낮고, 또한 BN의 평균입자경이 본 발명범위 밖인 강판 No.M에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 크고 조대화하여, 인성이 열화한다, 14B/(10.8N)이 본 발명범위 보다 작은 강판 No.N에서는, 냉각개시시간이 늦게 되면, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.D에서는, 열처리시에 세멘타이트가 남아 샤르피 충격흡수 에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.F에서는, BN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작고, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 크고 조대화하여, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다.

표 1

표 2

표 3

실시예 2

표 1에 나타내는 강 No. 1 - 12의 성분을 가지는 강을 사용하고, 계속하여 표 4에 나타내는 조건으로 열간압연 또는 열간압연후 1차 어닐링을 하고, 압연율 50%로 냉간압연후 표 4에 나타내는 조건에서 최종 어닐링을 하여 판 두께 1.2mm인 냉연강판을 제조했다. 또한, 최종 어닐링후에 조질압연을 하고, Ra를 0.8 ±0.1㎛, Ry를 6.4 ±0.1㎛로 했다. 그리고, 실시예 1과 마찬가지 조사를 하였다.

결과를 표 5에 나타낸다.

실시예 1의 열연강판의 경우와 마찬가지로, 성분, 14B/(10.8N), BN의 평균입자경, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 내인 강판 No.a,c,d,e,h에서는, 열처리후에 980㎫ 이상의 인장강도가 얻어지고, 또한 냉각개시시간에 관계없이 안정되게 0.4㎏m 이상의 샤르피 충격 흡수에너지, 즉 우수한 인성을 얻을 수 있다. 특히, C, Si, Mn, P, S가 낮고, sol.Al이 0.03 - 0.07%, B가 0.0010 - 0.0030%인 강판 No.a,c,d에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 0.5㎏m 이상이며, 매우 우수한 인성을 얻을 수 있다.

한편, 권취온도가 낮고 BN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작은 강판 No.b,g에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 크고, 냉각개시시간을 늦게 하면, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮고, 우수한 인성을 얻을 수 없다. C가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.i에서는, 인장강도가 낮다. C가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.j, Si와 P가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.k, Mn과 S가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.l에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 또한, sol.Al과 N이 본 발명범위 보다 높은 강판 No.m에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 냉각개시시간을 늦게 하면, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. B가 본 발명범위 보다 낮고, 또한 BN의 평균입자경이 본 발명범위 밖인 강판 No.n에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 크고 조대화하며 인성이 열화한다. 14B/(10.8N)이 본 발명범위 보다 작은 강판 No.o에서는, 냉각개시시간을 늦게 하면, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.f에서는, 열처리시에 세멘타이트가 남아, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다.

표 4

표 5

실시예 3

표 6에 나타내는 강 No.1 - 13의 성분을 가지는 강을 용제하고, 계속하여 표 7에 나타내는 조건으로 열간압연 또는 열간압연 후 어닐링을 하고, 판 두께 2.4mm인 열연강판을 제조했다. 그리고, 실시예 1과 마찬가지 조사를 했다. 단, 어떠한 강판도 Ti가 첨가되어 있으므로, 투과 전자현미경으로 관찰할 수 있는 것은 TiN이다.

결과를 표 8에 나타낸다.

성분, B - (10.8/14) N*, TiN의 평균입자경, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 내인 강판 No.A, B, C, E, G 에서는, 열처리 후에 980㎫ 이상의 인장강도가 얻어지고, 또한 냉각개시시간에 관계없이 안정되게 0.4㎏m 이상의 샤르피 충격 흡수에너지, 즉 우수한 인성을 얻을 수 있다. 특히, C, Si, Mn, P, S가 낮고, sol.Al이 0.03 - 0.07 %, B가 0.0005 - 0.0020%인 강판 No.A, B, C에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 0.5㎏m 이상이며, 매우 우수한 인성을 얻을 수 있다.

한편, C가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.H에서는, 인장강도가 낮다. C가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.I, Si와 P가 본 발명 범위 보다 높은 강판 No.J, Mn과 S가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.K에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮고, 우수한 인성을 얻을 수 없다. 또한, sol.Al과 N이 본 발명범위 보다 높은 강판 No.L에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 냉각개시시간을 늦게 하면, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. B가 본 발명범위 보다 낮고, 또한 B - (10.8/14) N*가 본 발명범위 밖인 강판 No.M에서는, 냉각개시시간을 늦게 하면, 페라이트 입자가 생성하고, 인성이 열화한다. Ti가 본 발명범위 보다 낮고, TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작고, 또한 B - (10.8/14) N*가 본 발명범위 밖인 강판 No.N에서는, 구 오스테나이트 입자가 조대화하고, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. Ti가 본 발명범위 보다 높고 TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 큰 No.O에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.D에서는, 열처리시에 세멘타이트가 남아, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.F에서는, TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작고, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작기 때문에, 냉각개시시간을 늦게 하면 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다.

표 6

표 7

표 8

실시예 4

표 6에 나타내는 강 No.1-13의 성분을 가지는 강을 사용하고, 계속하여 표 9에 나타내는 조건으로 열간압연 또는 열간압연후 1차 어닐링을 하고, 압연율 50%로 냉간압연후 표 9에 나타내는 조건에서 최종 어닐링을 하고, 판 두께 1.2mm인 냉연강판을 제조했다. 또한, 최종 어닐링후에 조질압연을 하고, Ra를 0.8 ±0.1㎛로, Ry를 6.4 ±0.1㎛로 했다. 그리고, 실시예 3과 마찬가지의 조사를 했다.

결과를 표 10에 나타낸다.

실시예 3의 열연강판의 경우와 마찬가지로, 성분, B - (10.8/14) N*, TiN의 평균입자경, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 내인 강판 No.a,c,d,e,h에서는, 열처리후에 980㎫ 이상의 인장강도가 얻어지고, 또한 냉각개시시간에 관계없이 안정되게 0.4㎏m 이상의 샤르피 충격 흡수에너지, 즉 우수한 인성을 얻을 수 있다. 특히, C, Si, Mn, P, S가 낮고, sol.Al이 0.03 - 0.07%, B가 0.005 - 0.0020%인 강판 No.a,c,d에서는, 샤르피 충격흡수 에너지가 0.5㎏m 이상이며, 매우 우수한 인성을 얻을 수 있다.

한편, 권취온도가 낮고 TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작은 강판 No. b,g에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 냉각개시시간을 늦게 하면 샤르피 충격 흡수에너지가 낮고, 우수한 인성을 얻을 수 없다. C가 본 발명범위 보다 낮은 강판 No.i에서는, 인장강도가 낮다. C가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.j, Si와 P가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.k, Mn과 S가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.l에서는, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 또한, sol.Al과 N가 본 발명범위 보다 높은 강판 No.m에서는, 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 냉각개시시간을 늦게 하면 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. B가 본 발명범위 보다 낮고, 또한 B - (10.8/14) N*이 본 발명범위 밖인 강판 No.n에서는, 냉각개시시간을 늦게 하면, 페라이트 입자가 생성하고, 인성이 열화한다. Ti가 본 발명범위 보다 낮고 TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 작으며, 또한 B - (10.8/14) N*이 본 발명범위 밖인 강판 No.o에서는, 구 오스테나이트 입자가 조대화하고, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. Ti가 본 발명범위 보다 높고 TiN의 평균입자경이 본 발명범위 보다 큰 No.p에서는 구 오스테나이트 입자경이 본 발명범위 보다 작고, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다. 권취온도가 본 발명범위 보다 높은 No.f에서는, 열처리시에 세멘타이트가 남아, 샤르피 충격 흡수에너지가 낮게 된다.

표 9

표 10

본 발명은 경제적인 열처리 방법에 의해 자동차의 구조부품이나 기능부품에 필요한 정도의 고강도화가 도모되고, 또한 열처리후의 인성이 우수한 박강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적은, 본질적으로 질량%로, C : 0.10 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, B : 0.0003 - 0.0050% 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 14B/(10.8N)이 0.5 이상, 석출물 BN의 평균입자경이 0.1㎛ 이상, 열처리후의 구 오스테나이트 입자경이 2 - 25㎛인 박강판에 의해 달성된다.

또한, 다시 Ti를 첨가한, 본질적으로, 질량%로, C : 0.10 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S :0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, Ti : 0.005 -0.05%, B : 0.0003 - 0.0050% 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 B - (10.8/14) N* ≥0.0005%, 석출물 TiN의 평균입자경이 0.06 - 0.30㎛, 열처리후의 구 오스테나이트 입자경이 2 - 25㎛인 박강판에 의해서도, 상기 목적을 달성할 수 있다. 단, N* = N - (14 / 48) Ti 이며, N*가 마이너스인 경우는, N* = 0으로 한다.

이들의 박강판은, 본질적으로, 질량%로, C : 0.10 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S :0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, B : 0.0003 - 0.0050% 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 14B/(10.8N)이 0.5 이상의 강 슬라브나, 본질적으로, 질량%로, C : 0.10 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S :0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, Ti : 0.005 -0.05%, B : 0.0003 - 0.0050% 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 B - (10.8/14) N* ≥0.0005%를 만족하는 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상의 온도에서 열간압연하는 공정과, 열간압연후 500 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정을 가지는 박강판의 제조방법에 의해 제조할 수 있다.

Claims (24)

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9. 질량%로, C : 0.15 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, B : 0.0003 - 0.0050%, 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 14B/(10.8N)이 0.5 이상인 강 슬라브를, Ar3 변태점 이상의 온도에서 열간압연하는 공정과,

   열간압연후, 610 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정과,

   를 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
10. 질량%로, C : 0.15 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, B : 0.0003 - 0.0050%, Cr : 0.05 - 0.30%, 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 14B/(10.8N)이 0.5 이상인 강 슬라브를, Ar3 변태점 이상의 온도에서 열간압연하는 공정과,

    열간압연후, 610 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정과,

    를 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
11. 질량%로, C : 0.15 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, Ti : 0.005 - 0.05%, B : 0.0003 - 0.0050%, 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 B - (10.8/14) N* ≥0.0005%를 만족하는 강 슬라브를, Ar3 변태점 이상의 온도에서 열간압연하는 공정과,

    열간압연 후, 610 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정과,

    를 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법;

    단, N* = N -(14/48)Ti로서, N*가 마이너스인 경우는, N* = 0으로 한다.
12. 질량%로, C : 0.15 - 0.37%, Si : 1% 이하, Mn : 2.5% 이하, P : 0.1% 이하, S : 0.03% 이하, sol. Al : 0.01 - 0.1%, N : 0.0005 - 0.0050%, Ti : 0.005 - 0.05%, B : 0.0003 - 0.0050%, Cr : 0.05 - 0.30%, 및 잔부 Fe로 이루어지며, 또한 B - (10.8/14) N* ≥0.0005%를 만족하는 강 슬라브를, Ar3 변태점이상의 온도에서 열간압연하는 공정과,

    열간압연 후, 610 - 720℃의 온도에서 권취하는 공정과,

    를 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법;

    단, N* = N -(14/48)Ti로서, N*가 마이너스인 경우는, N* = 0으로 한다.
13. 제 9항에 있어서,

    산세척후, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
14. 제 10항에 있어서,

    산세척후, 640℃ 이상 Ac1 변태점이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 또 다시 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
15. 제 11항에 있어서,

    산세척후, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
16. 제 12항에 있어서,

    산세척후, 640℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
17. 제 9항에 있어서,

    산세척후, 압연율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정과, 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
18. 제 10항에 있어서,

    산 세척후, 압연율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정과, 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
19. 제 11항에 있어서,

    산 세척후, 압연율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정과, 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
20. 제 12항에 있어서,

    산 세척후, 압연율 30% 이상으로 냉간압연하는 공정과, 600℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 온도에서 어닐링하는 공정을 더 가지는 것을 특징으로 하는 박강판의 제조방법.
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