KR100778264B1 - 신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 우수한 고장력열연강판과 그 제조방법 - Google Patents

신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 우수한 고장력열연강판과 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

TS 가 780 MPa 이상 또는 나아가서는 980 MPa 이상으로, TS × EL ≥ 20000 MPa% 를 만족하고, 또한 TS × λ ≥ 82000 MPa% 를 만족하는 고장력 열연강판과 그 제조방법을 제공한다. 구체적 해결수단은 다음과 같다. C 를 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하, Si 를 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하, Mn 을 3.0 질량% 이하, Al 을 0.2 질량% 이하, S 를 0.007 질량% 이하, Ti 를 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 또한 상기 C, 상기 Si 및 상기 Ti 의 함유량이 (〔%C〕/ 12 -〔%Ti〕/ 48) / (〔%Si〕/ 28) ≤ 0.4 를 만족하는 조성과, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 페라이트의 분율이 조직 전체에 대해 40 % 이상이면서, 상기 페라이트의 평균입경이 5 ㎛ 이하이고, 상기 베이나이트의 분율이 조직 전체에 대해 20 % 내지 48 % 이며, 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 조직 전체에 대해 2 % 내지 7 % 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판으로 한다.

Description

신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 우수한 고장력 열연강판과 그 제조방법 {HIGH TENSILE HOT ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN ELONGATION PROPERTY AND ELONGATION FLANGING PROPERTY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 우수한 신장 특성을 갖는 동시에, 우수한 신장 플랜지 특성도 구비한 고장력 열연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 열연강판 중 차체의 구조부재, 서스펜션부재 (예컨대, 휠, 림, 섀시 등) 나 강도부재 (예컨대, 범퍼, 도어가드바 등) 에는, 인장강도가 780 MPa 급 내지 980 MPa 급인 고장력 열연강판이 사용된다. 그 중에서도, 차체에 사용되는 열연강판은 자동차의 저연비화와 충돌안전성 향상을 달성하기 위해, 고강도와 고가공성을 만족하도록 요구되고 있다.
이러한 관점에서 개발된 열연강판으로는, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 조직을 갖는 복합조직강 (소위, DP 강) 이나, 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 조직을 갖는 잔류 오스테나이트강이 알려져 있다.
최근 안전성 및 환경을 고려한 장비가 장착되어 차체 중량이 증가되는 경향이 있다. 그래서, 얇으면서 인장강도가 780 MPa 이상인 고장력 열연강판을 적 극적으로 이용하여 차체의 경량화를 도모하는 것이 시도되고 있다.
예컨대, 특허문헌 1 에는, C, Si, Mn 을 기본 성분으로 하는 강을, 압하율 80 % 이상, 압연온도 780 ℃ 내지 900 ℃ 에서 열간 마무리압연하고, 압연이 종료된 후, 40 ℃/초 미만의 냉각속도로 냉각을 개시하여 소정의 온도에서 냉각을 종료하고, 그 다음에 40 ℃/초 이상의 냉각속도로 냉각시켜 350 ℃ 내지 500 ℃ 에서 권취함으로써, 폴리고널페라이트의 점적율 61 % 이하, 폴리고널페라이트의 점적율과 입경의 비가 18 이상인 데다가, 베이나이트와 잔류 오스테나이트로 이루어지는 제 2 상(相)을 갖고, 또한 이 제 2 상 중 잔류 오스테나이트가 5 % 이상인 조직을 갖는 열연강판의 제조방법이 개시되어 있다.
이 기술에서는 인장강도 TS (MPa) 와 신장 EL (%) 로 산출되는 TS × EL 값이 20000 MPa% 를 달성할 수 있어, 신장 특성이 우수한 열연강판이 얻어진다. 그러나, 자동차용 고장력 강판에 요구되는 중요한 특성인 신장 플랜지 특성은 전혀 고려되어 있지 않다. 신장 플랜지 특성이란, 일반적으로 구멍확장시험에서 얻어지는 구멍확장율을 이용하여 나타나는 강판의 가공성을 평가하는 지표이다. 신장 플랜지 특성과 신장 특성 사이에는 아무런 관계가 없다. 따라서, 특허문헌 1 에 개시된 기술을 사용한다 해도, 우수한 신장 플랜지 특성과 우수한 신장 특성을 구비하는 고장력 열연강판을 제조하는 것은 곤란하다.
또, 특허문헌 2 에는, 신장 플랜지 특성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다. 이것은, C, Si, Mn, B 를 기본 성분으로 하고, S 함유량을 0.02 % 이하로 한정하고, 폴리고널페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 3 상으로 이루어지 는 조직으로 하는 것을 특징으로 하고 있다.
이 기술에서는, 인장강도 66 kgf/㎟ (= 647 MPa) 인 열연강판으로 구멍확장율 λ150 % (즉, TS × λ= 97050 MPa%) 의 구멍확장율을 달성하고 있다. 그러나, 신장 특성은 24 % (즉, TS × EL = 15528 MPa%) 에 지나지 않아, 신장 특성이 많이 요구되는 서스펜션부재에 대한 적용은 한정된다는 문제가 있었다. 게다가, 특허문헌 2 에서는, 인장강도 780 MPa 이상인 고장력 열연강판 (소위, TS 780 MPa 급 열연강판) 에 관해서는 기재되어 있지 않아, 인장강도 780 MPa 급인 고장력 열연강판에 적용하는 것은 곤란했다.
또, 특허문헌 3 에는, 신장 플랜지 특성이 우수한 고강도 열연강판이 개시되어 있다. 이것은, C, Si, Mn, Ti, Nb 를 기본 성분으로 하고, 평균입경 25 ㎛ 이하인 페라이트가 면적율 70 % 내지 95 % 이고, 잔부가 마르텐사이트 또는 추가로 잔류 오스테나이트로 이루어지는 조직으로 하는 것을 특징으로 하고 있다.
이 기술은, 조직 중에 마르텐사이트를 함유하기 때문에, 인장강도는 99 kgf/㎟ (= 970 MPa) 를 달성하고 있다. 그러나, 이 기술에서는, TS 80 kgf/㎟ (= 784 MPa) 에서도 구멍확장율 λ은 48 % 로, 신장 플랜지 특성은 충분하지 않다.
또, 특허문헌 4 에는, 버링특성이 우수한 고장력 강판이 개시되어 있다. 이것은, C, Si, Mn, Ti 를 기본 성분으로 하고, 평균입경 5 ㎛ 이하인 주상 (즉, 페라이트) 과 평균입경 3.5 ㎛ 이하인 제 2 상으로 이루어지는 조직으로 하는 것을 특징으로 하고 있다.
이 기술은, TS-EL 밸런스 및 TS-λ밸런스가 양호한, 특히 버링특성 (즉, 구 멍확장 가공성) 이 우수한 고장력 강판을 제조하고자 하는 것이다. 그러나, 제 2 상에 퍼얼라이트가 함유되기 때문에, 개시되어 있는 인장강도는 최대라 하더라도 740 MPa 로, 780 MPa 에 달하고 있지 않다.
특허문헌 1 : 일본 공개특허공보 평3-10049호
특허문헌 2 : 일본 공개특허공보 소58-167750호
특허문헌 3 : 일본 공개특허공보 평9-125194호
특허문헌 4 : 일본 공개특허공보 제2000-192191호
차체의 경량화를 달성하기 위해, 인장강도 TS 가 780 MPa 이상 또는 나아가서는 980 MPa 이상인 고장력 열연강판으로, TS × EL ≥ 20000 MPa% 를 달성하는 신장 특성을 갖는 동시에, TS × λ≥ 82000 MPa% 를 달성하는 신장 플랜지 특성도 겸비하는 강판이 요구되었다. 즉, 예컨대 TS 780 MPa 인 경우, EL ≥ 25.5 %, λ≥ 105 % 의 특성을 갖는 고장력 열연강판이 요구되었다. 그러나, 상기와 같이 종래에는 이것을 달성할 수 있는 기술은 없었다.
본 발명은 상기와 같은 문제를 해소하고, TS 가 780 MPa 이상 또는 나아가서는 980 MPa 이상이고, 신장 특성이 양호, 즉 TS × EL ≥ 20000 MPa% 를 만족하며, 또한 신장 플랜지 특성이 양호, 즉 TS × λ≥ 82000 MPa% 를 만족하는 고장력 열연강판과 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기의 목적을 달성하기 위해 예의 연구한 결과, Ti 를 필수 성분으로 하여 열간압연 후에 생성되는 페라이트를 세립화하는 동시에, 미변태 오스테나이트로부터 생성되는 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 분율을 소정의 범위로 조정함으로써, 인장강도 780 MPa 이상 또는 나아가서는 980 MPa 이상인 고장력 열연강판의 신장 특성과 신장 플랜지 특성을 현저하게 향상시킬 수 있다는 것을 발견했다.
또한, C 와 Si 의 첨가량을 소정의 범위내로 함으로써, 이와 같은 고장력 열연강판을 안정되게 제조할 수 있다는 것을 발견했다.
본 발명은, C 를 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하, Si 를 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하, Mn 을 3.0 질량% 이하, Al 을 0.2 질량% 이하, S 를 0.007 질량% 이하, Ti 를 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 또한 상기 C, 상기 Si 및 상기 Ti 의 함유량이 하기의 (1) 식을 만족하는 조성과, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 페라이트의 분율이 조직 전체에 대해 40 % 이상이면서, 상기 페라이트의 평균입경이 5 ㎛ 이하이고, 상기 베이나이트의 분율이 조직 전체에 대해 20 % 내지 48 % 이며, 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 조직 전체에 대해 2 % 내지 7 % 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판이다.
또, 본 발명은, C 를 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하, Si 를 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하, Mn 을 3.0 질량% 이하, Al 을 0.2 질량% 이하, S 를 0.007 질량% 이하, Ti 를 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 또한 상기 C, 상기 Si 및 상기 Ti 의 함유량이 하기의 (1) 식 :
(〔%C〕/ 12 -〔%Ti〕/ 48) / (〔%Si〕/ 28) ≤ 0.4 …(1)
〔%C〕: C 함유량 (질량%)
〔%Ti〕: Ti 함유량 (질량%)
〔%Si〕: Si 함유량 (질량%)
을 만족하는 조성을 갖는 강슬래브를 1150 ℃ 이하로 가열한 후, (Ar3 변태점 + 20 ℃) 이상이면서 (Ar3 변태점 + 100 ℃) 이하의 마무리 압연온도에서 열간압연하고, 얻어진 열연강판을 30 ℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 600 ℃ 내지 750 ℃ 의 온도 범위에서 2 초 내지 20 초 동안 체류시키고, 그 다음에 15 ℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 380 ℃ 내지 520 ℃ 의 온도 범위에서 상기 열연강판을 권취하는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판의 제조방법이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
우선, 본 발명의 고장력 열연강판의 조성에 대해 설명한다.
C : 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하
C 는 열연강판의 강도를 향상시키고, 후술하는 Ti 와 결합하여 TiC 를 생성하여 열연강판의 조직을 미세화하는 동시에, 베이나이트, 잔류 오스테나이트를 후술하는 분율의 범위내에서 생성하는데 필요한 원소이다. 780 MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는, C 를 0.04 질량% 이상 함유할 필요가 있다. 또한, 0.25질량% 를 초과하면, 열연강판의 용접성이 현저히 열화된다. 따라서, C 는 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하의 범위내를 만족할 필요가 있다. 또한, 용접성의 열화를 한층 더 방지하기 위해서는, C 량은 0.20 질량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직하게는 0.08 질량% 이상 0.16 질량% 이하이다.
Si : 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하
Si 는 제강공정에서의 탈산원소로서 작용하는 원소이다. 또, 열연강판에 함유되는 Si 는, 고용강화에 의해 항복비나 강도-신장 밸런스 (신장 특성) 를 손상시키지 않고 열연강판의 강도를 향상시키는 동시에, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태를 활성화하여 미변태 오스테나이트상으로의 C 농화를 촉진시키는 원소이다. 또, Fe3C 등의 탄화물의 생성을 억제하여 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 조직을 형성하기 위한 필수 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Si 를 0.4 질량% 이상 함유할 필요가 있다. 또한, 2.0 질량% 를 초과하면 이들 효과가 포화되고, 게다가 열연강판 표면에 박리되기 어려운 스케일이 생성되어 스케일 결함이 발생하기 때문에, 외관이 요구되는 용도에 적용하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 는 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하의 범위내를 만족할 필요가 있다. 또한, 바람직하게는 0.7 질량% 이상 1.5 질량% 이하이다.
Mn : 3.0 질량% 이하
Mn 은 열연강판의 강도를 향상시키는 동시에, 담금질성을 개선시키는 원소이다. 또, 후술하는 S 를 MnS 로서 석출시킴에 따라, S 에 기인하는 여러가지 특성의 열화를 억제하는 효과도 갖는다. Mn 의 함유량이 3.0 질량% 를 초과하면, 열연강판의 권취 후의 베이나이트 변태를 억제하여 잔류 오스테나이트를 현저히 감소시킨다. 따라서, Mn 은 3.0 질량% 이하로 하였다. 또한, 상기한 효과를 얻기 위해서는, Mn 은 0.5 질량% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 1.0 질량% 이상 2.5 질량% 이하로 하는 것이 한층 더 바람직하다.
Al : 0.2 질량% 이하
Al 은 제강공정에서 탈산제로서 작용한다. Al 의 함유량이 0.2 질량% 를 초과하면, 탈산효과가 포화되고, 또한 열연강판의 인성이나 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, Al 은 0.2 질량% 이하로 하였다. 또한, 상기한 효과를 얻기 위해서는, Al 은 0.01 질량% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 0.02 질량% 이상 0.05 질량% 이하로 하는 것이 한층 더 바람직하다.
S : 0.007 질량% 이하
S 는 열연강판의 인성이나 신장 플랜지성을 열화시키는 원소이기 때문에, 가능한 한 저감시킬 필요가 있다. S 의 함유량이 0.007 질량% 를 초과하면, 열연강판의 인성이나 신장 플랜지성이 현저히 열화된다. 따라서, S 는 0.007 질량% 이하로 하였다. 보다 바람직하게는 0.005 질량% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0025 질량% 이하로 한다. 또한, 현상의 정련기술에서는, S 를 0.001 질량% 미만으로 저감하기 위해서는 막대한 정련시간이나 각종 첨가제를 요하기 때문에 비용의 상승을 초래한다. 이 때문에, 현상의 제조기술에서의 S 양의 하한값은 0.001 질량% 정도이다.
Ti : 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하
Ti 는 열간압연에 앞서 강슬래브의 가열처리에 의해 C 와 결합해서 TiC 를 생성한다. 그 결과, 가열처리에서의 오스테나이트의 입경이 대강 50 ㎛ 이하가 되어, 열연강판의 페라이트 입자의 조대화가 방지된다. 즉, 입경이 대강 50 ㎛ 이하인 오스테나이트 입자를 갖는 강슬래브를 열간압연함으로써, 오스테나이트 입자의 재결정이 진행되어 한층 더 미세한 오스테나이트 입자가 생성된다. 또한, 열연강판의 냉각시에는, 페라이트 변태가 촉진되어 미세한 페라이트 입자가 생성되는 동시에 미변태 오스테나이트도 미세화된다. 그 후의 냉각과정에서, 저온 영역에서 생성되는 베이나이트나 오스테나이트도 미세화되어, 균일하고 미세한 조직을 갖는 열연강판이 얻어진다.
이렇게 해서 얻어진 열연강판은, 우수한 신장 특성과 신장 플랜지성을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti 를 O.08 질량% 이상 함유할 필요가 있다. 또한, 0.3 질량% 를 초과하면, 오스테나이트의 재결정이 현저히 저해되어 열연강판의 조직이 조대화될 뿐만 아니라, 신장 특성, 신장 플랜지 특성이 열화된다. 따라서, Ti 는 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하의 범위내를 만족할 필요가 있다. 또한, 바람직하게는 0.12 질량% 이상 0.25 질량% 이하이다.
또한, C 함유량, Ti 함유량 및 Si 함유량은, 후술하는 바와 같은 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하는 혼합조직을 형성하기 위해, 하기의 (1) 식을 만족할 필요가 있다.
(〔%C〕/ 12 -〔%Ti〕/ 48) / (〔%Si〕/ 28) ≤ 0.4 …(1)
〔%C〕: C 함유량 (질량%)
〔%Ti〕: Ti 함유량 (질량%)
〔%Si〕: Si 함유량 (질량%)
베이나이트와 잔류 오스테나이트는, 열간압연 후의 냉각과정에서 미변태 오스테나이트로부터 생성된다. 열연강판이 냉각될 때, 고온 영역에서는 C 의 확산이 촉진되고, 저온 영역에서는 C 의 확산이 억제된다. 이러한 C 의 확산이 촉진될수록 페라이트가 증가되고, 베이나이트와 잔류 오스테나이트의 분율이 감소된다. 즉, C 의 확산 거동은, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트의 생성에 막대한 영향을 미친다.
또, Si 는 열연강판 중의 시멘타이트의 생성을 억제하고, 페라이트로부터 미변태 오스테나이트로의 C 의 확산을 촉진한다. 그 결과, 페라이트 및 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 C 함유량은 단시간에 포화상태에 도달하기 때문에, 냉각조건 (예컨대, 냉각속도 등) 이 변동되더라도, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 생성에 미치는 영향은 억제된다. 즉, Si 는 C 의 확산 거동에 막대한 영향을 미친다.
또한, Ti 는 TiC 로서 C 를 고정하기 때문에, C 의 확산 거동에 막대한 영향을 미친다.
따라서, C 의 확산 거동은 C, Si 및 Ti 의 상호작용에 의해 변화된다. 이들 원소의 상호작용은, 각각의 원자수로 산출되는 지표로 평가할 수 있다. 즉, (1) 식을 만족하는 범위내이면 C 의 확산이 촉진되어, 후술하는 바와 같은 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하는 혼합조직을 갖는 열연강판이 안정되게 얻어진다. 게다가, 열간압연 후의 냉각조건의 변동에 의한 영향을 받지 않고, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트로 이루어지는 열연강판이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 고장력 열연강판의 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 고장력 열연강판은, 페라이트의 분율을 조직 전체에 대해 40 % 이상으로 한다. 그 이유는, 페라이트의 분율이 40 % 이상이면, 신장 특성이 향상되기 때문이다. 또한, 인장강도를 780 MPa 급으로 하여 신장 특성을 양호하게 하는 경우에는, 페라이트를 주상으로 하는 (즉, 페라이트의 분율을 조직 전체에 대해 50 % 이상으로 함) 것이 바람직하다.
또한, 페라이트 입자의 평균입경은 5 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 평균입경이 5 ㎛ 를 초과하면, 신장 플랜지성이 현저히 열화된다. 평균입경 5 ㎛ 이하인 페라이트 입자를 생성함으로써, 합금 원소의 첨가량을 삭감할 수 있기 때문에, 열연강판의 신장 특성, 신장 플랜지 특성 등의 기계적 성질의 열화를 초래하지 않고, 780 MPa 급 또는 나아가서는 980 MPa 급의 인장강도가 얻어진다. 또한, 바람직하게는 평균입경 4 ㎛ 이하이다.
페라이트 이외의 상은, 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하는 혼합상으로 한다. 베이나이트는 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트에 비해 연질이기때문에, 페라이트와의 경도차는 적다. 일반적으로, 신장 플랜지 가공에 있어서의 크랙은, 경도차가 큰 상의 계면 (예컨대, 페라이트와 마르텐사이트와의 계면) 에서 생긴다. 따라서, 연질인 베이나이트가 많을수록 신장 플랜지성은 향상된 다.
이러한 효과는, 베이나이트의 분율이 조직 전체에 대해 20 % 이상에서 얻어진다. 또한, 베이나이트의 분율이 48 % 를 초과하면, 페라이트의 분율이 감소하여 신장 특성이 열화된다. 게다가, 미변태 오스테나이트 중의 C 함유량이 현저히 저하되어 잔류 오스테나이트가 감소되는 것도, 신장 특성 열화의 원인이 된다. 따라서, 베이나이트의 분율은 조직 전체에 대해 20 % 내지 48 % 로 할 필요가 있다. 또한, 인장강도를 780 MPa 급으로 하여 신장 특성을 양호하게 하는 경우에는, 베이나이트의 분율은 40 % 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 25 % 내지 35 % 이다.
잔류 오스테나이트는 가공 유기 마르텐사이트의 생성에 의해, 균일하면서 높은 신장 특성을 발휘한다. 이러한 효과는, 잔류 오스테나이트의 분율이 조직 전체에 대해 2 % 이상에서 얻어진다. 또한, 잔류 오스테나이트의 분율이 7 % 를 초과하면, 신장 플랜지 가공됨으로써 잔류 오스테나이트가 경질화되고, 페라이트와의 경도차가 커진다. 그 결과, 신장 플랜지 가공에 의해, 페라이트와 잔류 오스테나이트와의 계면에 크랙이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 분율은 조직 전체에 대해 2 % 내지 7 % 로 할 필요가 있다. 또한, 바람직하게는 4 % 내지 6 % 이다.
또한, 열연강판의 제조공정에 있어서, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 이외에, 마르텐사이트도 생성되는 경우가 있다. 마르텐사이트는 열연강판의 조직 중에서 가장 경질인 상이다. 이 때문에, 신장 플랜지 가공에 의해, 페 라이트와 마르텐사이트와의 계면에 크랙이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 마르텐사이트의 분율은 작을수록 양호하여, 조직 전체에 대해 5 % 이하가 바람직하다.
이와 같이 하여, 신장 특성을 향상시키는 페라이트 및 잔류 오스테나이트, 신장 플랜지 특성을 향상시키는 베이나이트를 각각 적정한 분율로 생성시킴에 따라, 우수한 신장 특성을 갖는 동시에 우수한 신장 플랜지 특성도 구비한 고장력 열연강판이 얻어진다.
다음으로, 본 발명의 고장력 열연강판의 제조방법에 대해 설명한다.
상기한 조성의 용강을 용제하고, 연속주조법 또는 조괴법(造塊法) 등의 종래부터 알려져 있는 방법으로 강슬래브를 제조한다. 그 다음에, 강슬래브를 가열로에 장입하여 1150 ℃ 이하로 가열한다. 강슬래브의 가열온도가 1150 ℃ 를 초과하면, TiC 가 용해되어 오스테나이트 입자의 미세화를 달성할 수 없다. 그 결과, 페라이트가 조대화되어, 신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 열화된다.
강슬래브의 가열온도의 하한값은 후술하는 마무리 압연온도를 확보하기 위해, 1050 ℃ 이상이 바람직하다. 또한, 강슬래브의 가열온도의 보다 바람직한 범위는 1050 ℃ 내지 l100 ℃ 이다.
이렇게 하여 가열된 강슬래브에 열간압연을 실시한다. 열간압연의 마무리 압연온도는, Ar3 변태점을 초과하여 (Ar3 변태점 + 20 ℃) 이상이면서 (Ar3 변태점 + 100 ℃) 이하의 범위내로 한다. 이 범위의 마무리 압연온도에서 열간압연을 실시함으로써, 베이나이트의 분율을 조직 전체에 대해 20 % 내지 48 % 의 범위내로 유지할 수 있다. 마무리 압연온도가 (Ar3 변태점 + 20 ℃) 미만에서는, 베이나이트의 분율이 20 % 에 도달하지 않아 페라이트의 분율과 잔류 오스테나이트의 분율이 증가된다. 또한, (Ar3 변태점 + 100 ℃) 를 초과하면, 오스테나이트 입자가 성장하고 조직이 조대화되어, 신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 열화된다.
열간압연에 의해 얻어진 열연강판을, 30 ℃/초 이상의 냉각속도로 600 ℃ 내지 750 ℃ 까지 제 1 단계 냉각을 실시한다. 냉각속도를 30 ℃/초 이상으로 함으로써, 조직의 조대화를 억제할 수 있다. 또, 제 1 단계 냉각을 정지시키는 온도가 600 ℃ 내지 750 ℃ 의 범위를 벗어나면, 후술하는 제 2 단계 냉각에서 페라이트 변태가 지연된다. 그 결과, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 분율을 적정하게 유지할 수 없게 된다. 또한, 제 1 단계 냉각의 정지온도는 바람직하게는 650 ℃ 내지 700 ℃ 이다.
이렇게 하여 600 ℃ 내지 750 ℃ 에서 제 1 단계 냉각을 정지시킨 열연강판을 600 ℃ 내지 750 ℃ 의 온도 범위에서 2 초 내지 20 초 동안 체류시킨다. 열연강판을 600 ℃ 내지 750 ℃ 로 유지함으로써, 베이나이트, 잔류 오스테나이트로의 C 의 농화를 촉진시킬 수 있다. 체류시간이 2 초 미만에서는 오스테나이트로의 C 의 농화가 불충분하여, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 분율을 적정하게 유지할 수 없다. 또한, 20 초를 초과하면, 페라이트 변태가 과잉으로 진행되어 퍼얼라이트가 생성되고, 신장 특성과 신장 플랜지 특성이 열화된다. 또한, 체류시간은 바람직하게는 4 초 내지 1O 초 동안이다. 또한, 상기 온도 범위에서 2 초 내지 20 초 체류시키기 위해서는, 제 1 단계 냉각을 정지시켜 공냉 (방냉) 하면 되고, 또 가열장치를 사용하여 보온해도 된다.
그 다음에, 열연강판을 15 ℃/초 이상의 냉각속도로 380 ℃ 내지 520 ℃ 까지 제 2 단계 냉각을 실시한 후, 열연강판을 권취한다. 냉각속도를 15 ℃/초 이상으로 함으로써, 조직의 조대화를 억제할 수 있다. 또 제 2 단계 냉각을 380 ℃ 내지 520 ℃ 에서 정지시켜 열연강판을 권취함으로써, 마르텐사이트의 생성을 억제하여 베이나이트를 생성시키는 동시에, 베이나이트 변태에 의해 잔류 오스테나이트를 생성시킬 수 있다. 제 2 단계 냉각의 정지온도 (즉, 권취온도) 가 380 ℃ 미만에서는, 권취온도의 저하에 기인하여 열연강판이 플래핑되게 된다. 게다가, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되어 신장 플랜지 특성이 열화된다. 또한, 520 ℃ 를 초과하면, 퍼얼라이트가 생성되어 베이나이트나 잔류 오스테나이트의 생성이 억제되어 신장 특성과 신장 플랜지 특성이 열화된다. 또한, 제 2 단계 냉각의 정지온도 (즉, 권취온도) 는, 바람직하게는 400 ℃ 내지 500 ℃ 이다.
실시예
표 1 에 나타내는 조성의 강슬래브를 제조하고, 각각의 강슬래브로부터 시험편을 채취하여 Ar3 변태점 (℃) 을 측정하였다. 즉, 시험편을 1250 ℃ 에서 30 분 동안 가열유지한 후, 냉각속도 1 ℃/sec 로 냉각하고, 시차열팽창계로 Ar3 변태점을 측정하였다. Ar3 변태점의 측정값을 표 l 에 모두 나타낸다.
강슬래브 (A) 내지 (D) 는, 본 발명의 성분범위를 만족시키는 예이다. 또한, 강슬래브 (E) 는 S 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나는 예, 강슬래브 (F) 는 (1) 식을 만족시키지 않고, Si 와 Ti 의 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나는 예, 강슬래브 (G) 는 C 와 Mn 의 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나는 예, 강슬래브 (H) 는 Si 와 Al 의 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나는 예, 강슬래브 (I) 는 (1) 식을 만족시키지 않고, C 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나는 예, 강슬래브 (J) 는 (1) 식을 만족시키지 않는 예이다.
이들 강슬래브를 여러 가지 조건에서 열간압연하여 두께 2.9 ㎜ 인 열연강판을 제조하였다. 열간압연의 조건은 표 2, 표 3 에 나타내는 바와 같다.
이렇게 해서 얻어진 열연강판으로부터 시험편을 채취하여, 페라이트의 입경과 분율을 측정하였다. 입경의 측정은, 압연방향 단면에 대해 전자현미경으로 사진촬영한 후, JIS 규격 G0552 에 규정되는 페라이트 결정입도 시험방법 중의 절단법에 준거하여 측정하였다. 분율은 전자현미경으로 촬영한 사진을 화상해석하여 면적율을 구하여, 이것을 분율로 하였다. 그 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.
또한, 열연강판으로부터 채취한 시험편을 이용하여, 페라이트 이외의 상의 조직의 종류, 베이나이트의 분율, 잔류 오스테나이트의 분율, 마르텐사이트의 분율을 조사하였다. 또한, 제 2 상의 조직은 전자현미경으로 조사하였다. 베이나이트의 분율은, 전자현미경사진을 화상해석함으로써 조사하였다. 잔류 오스테나이트의 분율은, X 선 회절장치로 Co 의 Kα선을 이용하여 오스테나이트상의 (200), (220) 면과 페라이트상의 (200), (211) 면의 적분강도로부터 산출하였다. 마르텐사이트의 분율은 전자현미경사진을 화상해석함으로써 조사하였다. 그 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.
다음으로, 열연강판의 압연폭 방향 (즉, 압연방향과 직교하는 방향) 으로부터 JIS 5 호 인장시험편을 채취하여 인장시험을 실시하였다. 그 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.
또, 일본철강연맹규격 JFS-Tl001-1996 에 준거하여 구멍확장시험을 실시하였다. 즉, 열연강판에 구멍직경 (do = 10 ㎜) 을 클리어런스 12.5 % 로 펀칭하여 초기 구멍을 형성하고, 초기 구멍의 버를 다이측 (즉, 원추 펀치의 반대측) 으로 하여 원추 펀치 (정각 60°) 를 초기 구멍에 삽입하여 구멍을 확장하고, 균열이 열연강판을 관통하는 시점에서의 구멍직경 (d) 을 구하였다. 이들의 do, d 값을 사용하여 하기의 (2) 식으로부터 구멍확장율 λ(%) 를 산출하였다. 그 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.
λ= 100 ×(d - do ) / do …(2)
또, 열연강판의 표면을 육안으로 관찰하여 스케일 결함이나 균열의 유무를 조사하였다. 그리고, 스케일 결함이나 균열이 관찰되지 않는 경우를 양호 (0), 스케일 결함이나 균열이 관찰된 경우를 불량 (×) 으로서 평가하였다. 그 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.
표 2, 3 으로부터 명백한 바와 같이, 발명예의 열연강판은 모두 인장강도 780 MPa 이상을 만족시키는 동시에, TS × EL ≥ 20000 MPa% 및 TS ×λ≥ 8200O MPa% 를 만족하였다. 게다가, 외관의 평가도 양호했다.
본 발명에 의하면, 인장강도 TS 가 780 MPa 급 또는 나아가서는 980 MPa 급을 만족시키는 동시에, TS × EL ≥ 20000 MPa% 및 TS × λ≥ 82000 MPa% 를 만족시키는 열연강판, 즉 신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 우수한 고장력 열연강판이 얻어진다.
Figure 112003009878717-pat00001
Figure 112006039572219-pat00004
Figure 112006039572219-pat00005

Claims (2)

  1. C 를 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하, Si 를 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하, Mn 을 3.0 질량% 이하, Al 을 0.2 질량% 이하, S 를 0.007 질량% 이하, Ti 를 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 또한 상기 C, 상기 Si 및 상기 Ti 의 함유량이 하기의 (1) 식:
    (〔%C〕/ 12 -〔%Ti〕/ 48) / (〔%Si〕/ 28) ≤ 0.4 …(1)
    〔%C〕: C 함유량 (질량%)
    〔%Ti〕: Ti 함유량 (질량%)
    〔%Si〕: Si 함유량 (질량%)
    을 만족하는 조성과, 페라이트와 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 페라이트의 분율이 조직 전체에 대해 40 % 내지 78% 이며, 상기 페라이트의 평균입경이 5 ㎛ 이하이고, 상기 베이나이트의 분율이 조직 전체에 대해 20 % 내지 48 % 이며, 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 조직 전체에 대해 2 % 내지 7 % 인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판.
  2. C 을 0.04 질량% 이상 0.25 질량% 이하, Si 를 0.4 질량% 이상 2.0 질량% 이하, Mn 을 3.0 질량% 이하, Al 을 0.2 질량% 이하, S 를 0.007 질량% 이하, Ti 를 0.08 질량% 이상 0.3 질량% 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 또한 상기 C, 상기 Si 및 상기 Ti 의 함유량이 하기의 (1) 식:
    (〔%C〕/ 12 -〔%Ti〕/ 48) / (〔%Si〕/ 28) ≤ 0.4 …(1)
    〔%C〕: C 함유량 (질량%)
    〔%Ti〕: Ti 함유량 (질량%)
    〔%Si〕: Si 함유량 (질량%)
    을 만족하는 조성을 갖는 강슬래브를 1150 ℃ 이하로 가열한 후, (Ar3 변태점 + 20 ℃) 이상이면서 (Ar3 변태점 + l00 ℃) 이하의 마무리 압연온도에서 열간압연하고, 얻어진 열연강판을 30 ℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 600 ℃ 내지 750 ℃ 의 온도범위에서 2 초 내지 20 초 동안 체류시키고, 그 다음에 15 ℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하여 380 ℃ 에서 520 ℃ 의 온도범위에서 상기 열연강판을 권취하는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판의 제조방법.
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