KR100881047B1

KR100881047B1 - 고강성 고강도 박강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100881047B1
Application number: KR1020067014872A
Authority: KR
Inventors: 타로 기즈; 가네하루 오쿠다; 도시아키 우라베; 히로미 요시다; 요시히로 호소야
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2005-03-31
Publication date: 2009-02-05
Also published as: TWI312810B; EP1731627A1; EP1731627A4; EP1731627B1; AU2005227564A1; WO2005095664A1; AU2005227564B2; US20070144633A1; TW200604352A; CA2546009A1; KR20060134029A

Abstract

본 발명은 590 MPa 이상의 인장 강도와 230 GPa 이상의 영률을 가지는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판을 제공하며, 이는 질량 % 로서, C : 0.02 ~ 0.15 %, Si : 1.5 % 이하, Mn : 1.0 ~ 3.5 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 1.5 % 이하, N : 0.01 % 이하 및 Ti : 0.02 ~ 0.50 % 를 함유하고 C, N, S 및 Ti 함유량이

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 및,

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*≤0.05

을 만족시키며, 나머지는 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이고, 조직은 페라이트상을 주상으로 하고 또한 면적율로 1 % 이상의 마르텐사이트상을 가지게 된다.

고강성 고강도 박강판

Description

고강성 고강도 박강판 및 그 제조 방법{HIGH-RIGIDITY HIGH-STRENGTH THIN STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차의 차체용으로 바람직한 고강성 고강도 박강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른 고강성 고강도 박강판은 자동차의 중앙 필라 (pillar), 로커 (locker), 측면 프레임 및 크로스 부재와 같은 강성도의 두께 감응도가 1 에 가까운 칼럼상의 구조용 부재이며, 강성이 요구되는 용도에 널리 적합하다.

최근, 지구환경 문제에 관심이 높아지면서, 자동차라도 배기 가스 규제가 행하여지는 등, 차체의 경량화는 매우 중요한 과제이다. 이 때문에, 강판의 두께를 감소시키면서 강판의 강도를 증가시킴으로써 차체의 경량화를 꾀하는 것이 효과적이다.

최근, 강판의 강도 증가가 현저히 진행되어, 판 두께가 2.0mm 미만인 박강판의 사용이 증가되었다. 강도를 증가시켜 더욱 차체의 경량화를 위해 두께를 얇게하면서도 동시에 부품의 강도의 저하를 제어하는 것은 불가피하다. 이러한 강판의 두께를 얇게 함으로써 부품의 강도가 저하되는 문제는 인장 강도가 590MPa 이상의 강판에서 발생되고, 특히 이러한 문제는 인장 강도가 700MPa 이상인 강판에서 심각해진다.

일반적으로, 부품의 강성을 높이기 위해서는, 부품의 형상을 변형하거나, 스폿 용접이 가능한 부품에 대하여, 용접점의 개수를 증가시키거나 레이저 용접 등으로 변환시키는 등의 용접 조건을 변경하는 것이 효과적이다. 그러나, 이러한 부품들이 자동차에 사용되는 경우, 자동차 내부의 한정된 공간에서 부품의 형상을 변경하는 것은 쉽지 않고, 또한 용접 조건을 변경하는 것은 비용 증가 등의 문제를 초래한다.

결과적으로, 부품의 형상이나 용접 조건을 변경시키지 않고 부품의 강성을 증가시키기 위해서, 부품에 사용되는 재료의 영 (Young) 계수를 증가시키는 것이 효과적이다.

일반적으로, 부품의 형상 및 용접 조건이 동일한 부품의 강성은 재료의 영률과 부품의 기하학적인 관성 모멘트로 표현된다. 또한 기하학적인 관성 모멘트는 재료의 두께를 t 로 한 경우, 근사적으로 t^λ에 비례하는 것으로 표현될 수 있다. 여기서 λ 는 두께 감응도이고, 부품의 형상에 따라 1 - 3 의 값을 갖는다. 예를 들어, 자동차의 패널 부품과 같은 하나의 플레이트 형상의 경우, λ 는 약 3 이고, 반면에 구조 부품과 같은 칼럼 형상의 경우 λ 는 약 1 이다.

부품의 λ 가 3 인 경우, 만일 부품의 강성도를 유지하면서 두께를 10% 줄이고자 한다면, 재료의 영률을 37% 향상시켜야 하지만, 부품의 λ 가 1 인 경우에는 두께를 10% 줄이고자 한다면 영률을 11% 를 증가하여도 충분하다.

즉, 칼럼형 부품과 같은 λ 가 1 에 가까운 부품의 경우 경량화를 위해 강판 자체의 영률을 높이는 것이 매우 효과적이다. 특히, 고강도이고 두께가 얇은 강판에 있어서, 강판의 영률을 크게 증가시키는 것이 매우 요구된다.

일반적으로, 영률은 원자 구조에 크게 영향을 받게 되고, 원자의 최밀집 방향에서 가장 높게 되는 것으로 알려져 있다. 그러므로 롤에 의한 압연과 열처리를 포함하는 철강 공정에 있어서, 체심 입방 격자인 강철의 영률에 유리한 발생을 발달시키기 위해서는 {112}<110> 방향을 발달시키는 것이 효과적이고, 이를 통해 영률은 압연 방향에 수직한 방향으로 증가될 수 있다.

영률을 증가시키기 위해 원자 구조를 제어함으로써 강판을 다양하게 시험해왔다.

예를 들어, 특허 문헌 1 에서는 극저탄소강에 Nb 또는 Ti 를 첨가한 강철을 Ar₃ - Ar₃+150℃ 에서 압연율을 85% 이상으로 하여 열간 압연하여, 미결정 오스테나이트에서 페라이트의 변태를 촉진시킴으로써, 열연 강판 단계에서 페라이트의 구조를 {311}<011> 및 {332}<113> 으로 하여, 이를 초기 방향으로 냉간 압연 및 재결정 소둔하여, 주 방향을 {211}<011> 로 하여 압연 방향에 수직한 방향으로 영률을 증가시키는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 2 에서는, C 함량을 0.02 - 0.15% 인 저탄소강에 Nb, Mo, B 를 첨가하고 [211]<011> 을 발달시키도록 Ar₃ - 950℃ 에서 압연율을 50% 이상으로 하여 영률을 증가시키는 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 3 에서는, Ar₃ 변태점을 높이도록 C 함량이 0.05 이하의 저탄소강에 Si 와 Al 을 첨가하고, 열간 압연에 있어서 Ar₃ 변태점 아래에서의 압연율을 60% 이상으로 하여, 압연 방향에 수직한 방향의 영률을 증가시키는 열연 강판 제조 방법이 개시되어 있다.

특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 평05-255804 호

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 평08-311541 호

특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 평09-053118 호

그러나 전술한 기술들은 하기의 문제점이 있다.

특허 문헌 1 에 개시된 기술에서는, 집합 조직을 제어하기 위해 C 함량을 0.01% 이하로 하는 극저탄소강을 사용하여 강판의 영률을 높이고 있지만, 인장강도는 약 450MPa 보다 낮아서, 이러한 기술을 적용하여 강도를 증가시키기에는 문제가 있다.

특허 문헌 2 에 개시된 기술에서는, C 함량이 0.02-0.15% 로 높기 때문에, 강도를 증가시키는 것은 가능하지만 대상 강판이 열연 강판이기 때문에, 냉간 가공을 통한 집합 조직의 제어가 힘들어지고, 영률을 더욱 증가시키는 것이 힘들다는 문제점 뿐만 아니라, 두께가 2.0mm 미만인 고강도 강판을 저온 마무리 압연에 의해 안정적으로 제조하는 것이 어렵다.

또한, 특허 문헌 3 에 개시된 기술에서는, 페라이트 영역에서 압연을 하여 결정 입계가 조대화 되어, 가공성이 현저히 악화된다는 문제점이 있다.

따라서, 종래 기술에 있어서 강판의 영률을 증가시키는 것은 두꺼운 열연 강판이나 연강판을 대상으로 한것이어서, 상기의 종래 기술을 사용하여 두께가 2.0mm 이하의 고강도 얇은 강판의 영률을 증가시키는 것이 어렵다.

강판의 인장 강도를 590MPa 이상으로 높이기 위한 강화 기구로서, 주로 석출 강화 기구와 변태 조직 강화 기구가 있다.

강화 기구로서 석출 강화 기구가 사용되는 경우, 강판의 영률의 저하를 가능한 한 낮게하여 강도를 증가시키는 것이 가능하지만, 하기의 어려움이 따른다. 즉, 예를 들어 Ti, Nb 등의 탄질화물을 미세 석출하는 석출 강화 기구를 이용하는 경우, 열연 강판에 있어서, 열간 압연 후의 권취시 미세 석출을 행하여 강도의 증가를 얻을 수 있지만, 냉연 강판에 있어서, 냉간 압연 후 재결정 소둔 단계에서의 석출물의 조대화를 피할 수 없고, 석출 강화를 통한 강도의 증가는 곤란하다.

강화 기구로서 변태 조직 강화 기구를 사용하는 경우에는, 베이나이트 (bainite) 상이나 마르텐사이트 (martensite) 상과 같은 저온 변태상에서 유도된 변형으로 인하여, 강판의 영률이 낮아진다는 문제가 있다.

따라서, 본 발명의 목적은 상기의 문제점을 해결하고 인장 강도가 590MPa 이상, 바람직하게 700MPa 이상의 고강도이고, 영률이 230GPa 이상, 바람직하게 240GPa 이상이면서, 판 두께가 2.0mm 이하인 고강성 고강도 박강판을 제공하고 이를 제조하는 유리한 방법을 제공하는 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 주요 구성은 다음과 같다.

(Ⅰ) 질량 % 로서, C : 0.02 ~ 0.15 %, Si : 1.5 % 이하, Mn : 1.0 ~ 3.5 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 1.5 % 이하, N : 0.01 % 이하 및 Ti : 0.02 ~ 0.50 % 를 함유하고 C, N, S 및 Ti 함유량이 아래의 식 (1) 및 식 (2) 으로 표시된 관계식, 즉

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 ·····(1)

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 ·····(2)

을 만족시키며, 나머지는 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이고, 조직은 페라이트상을 주상으로 하고 또한 면적율로 1 % 이상의 마르텐사이트상을 가지며, 590 MPa 이상의 인장 강도와 230 GPa 이상의 영률을 가지는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판.

(Ⅱ) 제 (Ⅰ) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Nb : 0.005 ~ 0.04 % 및 V : 0.01 ~ 0.20 % 중 1 종 또는 2 종을 더 함유하고, 상기 식 (1) 을 만족시킴과 아울러 상기 식 (2) 대신에 다음 식 (3) 의 관계식, 즉

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 ·····(3)

을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판.

(Ⅲ) 제 (Ⅰ) 또는 제 (Ⅱ) 에 있어서, 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Cr : 0. 1 ~ 1.0 %, Ni : 0.1 ~ 1.0 %, Mo : 0.1 ~ 1.0 %, Cu : 0.1 ~ 2.0 % 및 B : 0.0005 ~ 0.0030 % 중 1 종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판.

(Ⅳ) 질량 % 로서, C : 0.02 ~ 0.15 %, Si : 1.5 % 이하, Mn : 1.0 ~ 3.5 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 1.5 % 이하, N : 0.01 % 이하 및 Ti : 0.02 ~ 0.50 % 를 함유하고, C, N, S 및 Ti 함유량이 아래의 식 (1) 및 식 (2) 으로 표시된 관계식, 즉

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 ·····(1)

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 ·····(2)

을 만족시키는 조성으로 된 강소재를, 950℃ 이하에서의 총압하율이 30 % 이상이고 마무리 압연이 800 ~ 900℃ 에서 끝나는 조건하에서 열간 압연 단계를 실시하고, 열간 압연된 시트를 650℃ 이하에서 권취하고, 산세 후에, 50 % 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 500℃ 에서 1 ~ 30℃/s 의 승온 속도로 780 ~ 900℃ 까지 온도를 올려서 균열 처리한 다음, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 까지 냉각시켜 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판의 제조 방법.

(Ⅴ) 제 (Ⅳ) 에 있어서, 상기 강소재는 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Nb : 0.005 ~ 0.04 % 및 V : 0.01 ~ 0.20 % 중 1 종 또는 2 종을 더 함유하고, 상기 식 (1) 을 만족시킴과 아울러 상기 식 (2) 대신에 다음 식 (3) 의 관계식, 즉

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 ·····(3)

을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판의 제조 방법.

(Ⅵ) 제 (4) 또는 제 (5) 에 있어서, 상기 강소재는 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Cr : 0. 1 ~ 1.0 %, Ni : 0.1 ~ 1.0 %, Mo : 0.1 ~ 1.0 %, Cu : 0.1 ~ 2.0 % 및 B : 0.0005 ~ 0.0030 % 중 1 종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판의 제조 방법.

본 발명에 따라, 인장 강도가 590MPa 이상이면서 영률이 230GPa 이상인 고강성 고강도 박강판을 제공하는 것이 가능하다.

즉, Mn 및 Ti 를 첨가한 저탄소강 소재를 열간 압연에 있어서 950℃ 이하의 온도에서 미재결정 오스테나이트를 페라이트로 변태를 촉진하도록 압연하고, 그 후 영률의 향상에 유용한 결정 방향을 발달시키도록 냉간 압연을 한 후, 소둔 공정에서의 가열 속도를 제어하고 두 상 영역의 균열 처리에 의한 냉각 단계에서 영률의 저하를 방지하는 저온 변태상이 생성되고, 영률의 향상에 유용한 페라이트상의 대부분이 잔류되며, 이를 통하여 고강도 및 높은 영률을 만족시키는 박강판이 생성되며, 이것은 공업상 유효한 효과를 나타낸다.

또한 좀 더 상세히 설명하면, 열간 압연에 있어서 Mn 및 Ti 를 첨가한 저탄소강 소재를 오스테나이트 저온 영역으로 압연 수축을 실시함으로써, {112}<111> 의 결정 방향인 미재결정 오스테나이트 조직이 증가하고, 순차적으로 냉각 공정에서 {113}<110> 의 페라이트 방향을 촉진시키도록 {112}<111> 의 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트 변태가 촉진된다.

권취 및 산세정 후 냉간 압연에 있어서, 50% 이상의 압하율로 압연을 실시하여 {113}<110> 의 결정 방향을 영률의 향상에 유용한 {112}<110> 방향으로 회전시키고, 이어지는 소둔 공정에서의 승온과정에서 온도는 500℃ 부터 1-30℃/s 의 가열 속도로 균열 처리 온도까지 가열시켜 {112}<110> 방향을 가지는 페라이트의 재결정을 촉진함과 동시에, 일부 {112}<110> 의 미재결정 입계가 남은 상태로 두 상 영역으로 도달시키고, {112}<110> 의 미재결정 페라이트로부터 오스테나이트 변태를 촉진 시킬 수 있다.

또한, 균열 처리후 냉각 과정의 오스테나이트상이 페라이트상으로 변태하는 과정에 있어서, {112}<110> 의 방향을 갖는 페라이트 입계가 영률을 강화하도록 증가되고, Mn 첨가에 의한 경화능이 높아진 강이 5℃/s 이상의 속도로 냉각되어 저온 변태 상이 생성되고, 이를 통해 강도가 증가된다.

또한, 저온 변태상은 {112}<110> 방향을 갖는 페라이트로부터 변태된 오스테나이트상이 냉각시 다시 변태되어, 저온 변태 상의 결정 방향에서도 {112}<110> 방향이 발달될 수 있다.

그러므로, 페라이트 상의 {112}<110> 을 발달시켜 영률이 증가되고, 특히 {112}<110> 방향은 영률의 저하에 큰 영향을 미치는 저온 변태 상의 방향에서 증가되어, 이를 통해 저온 변태 상의 생성에 의해 강도가 증가될 수 있고, 저온 변태 상의 발생에 의한 영률의 저하가 크게 억제될 수 있다.

도 1 은 영률에서 950℃ 이하에서의 총 압하율의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 2 은 영률에서 열간 마무리 압연에서 최종 온도의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 3 은 영률에서 권취 온도의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 4 은 영률에서 냉간 압연시의 압하율의 영향을 나타내느 그래프이다.

도 5 은 영률에서 소둔시 500℃ 에서 균열 처리 온도까지 평균 승온 속도의 영향을 나타내는 그래프이다.

본 발명에 따른 고강성 고강도 박강판은 인장 강도가 590MPa 이상, 바람직하게는 700MPa 이상이고, 영률이 230GPa 이상, 바람직하게는 240GPa 이상이고, 두께가 2.0mm 이하인 강판이다. 또한, 본 발명에서의 대상 강판은 냉간 압연 강판 뿐만 아니라 합금화를 포함하는 용융 아연 도금재, 전기 아연 도금재 등의 표면 처리가 이루어진 강판도 포함한다.

본 발명의 강판의 성분 조성을 제한하는 이유에 대하여 설명하도록 하겠다. 또한, 상기 강판의 성분 각 원소의 조성 단위는 '질량%' 이지만, 간단히 '%' 로 나타내도록 하겠다.

C : 0.02 - 0.15%

C 는 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 냉간 압연후 소둔시 냉각 과정에서 경화능을 향상시켜, 저온 변태 상의 생성을 촉진시켜 강도를 증가시키는데 기여한다. 또한, C 는 소둔 단계의 승온 과정에서 미재결정 페라이트를 오스테나이트로 냉간 압연 후에 {112}<110> 방향을 갖는 페라이트 입계의 변형을 촉진시켜 영률을 증가시키는데 기여한다.

이러한 효과를 얻기 위하여 C 함량은 0.02% 이상, 바람직하게는 0.05% 이상, 더욱 바람직하게는 0.06% 이상일 필요가 있다. 반면, C 함량이 0.15% 초과시 경질 저온 변태 상의 분율이 커지고, 상기 강의 강도가 극히 증가함과 동시에 가공성이 약화된다. 또한, 다량의 C 함량은 냉간 압연후의 소둔 단계에서 영률의 증가에 유용한 방향의 재결정을 억제한다. 또한, 다량의 C 함량은 용접성의 약화를 초래한다.

이 때문에, C 함량은 0.15% 이하, 바람직하게는 0.10% 이하일 필요가 있다.

Si : 1.5% 이하

Si 는 열간 압연에 있어서 Ar₃ 변태점을 상승시켜, 압연이 800 - 900℃ 에서 종료될때, 만일 Si 의 함량이 1.5% 를 초과하는 경우, 오스테나이트 영역에서의 압연이 곤란해지고 영률을 증가시키는데 필요한 결정 방향을 얻을 수 없게 된다. 또한, 다량의 Si 는 강판의 용접성을 약화시키지만, 열간 압연 공정 단계에서 가열시 슬래브 표면에서 파이야라이트 (fayalite) 의 생성을 촉진시켜 소위 적색 스케일이라는 표면 패턴의 발생을 가속시킨다. 또한, 냉연 강판으로 사용되는 경우, 표면에 생성된 Si 산화물이 화학적 변형 가공성을 약화시켜, 용융 아연 도금 강판으로 사용되는 경우 상기 Si 산화물이 비도금을 야기한다. 그러므로, Si 함량은 1.5% 이하로 할 필요가 있다. 또한, 표면 특성을 요구하는 강판 또는 용융 아연 도금 강판의 경우에서, Si 함량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Si 는 페라이트를 안정화하는 원소이고, 냉간 압연후의 소둔 단계에서 두 상 영역을 균열 처리후의 냉각 과정에서, 페라이트의 변태를 촉진시켜 오스테나이트 내의 C 를 풍부하게 하여, 이를 통해 오스테나이트는 안정화 될 수 있으며 저온 변태 상의 형성을 촉진시킬 수 있다. 이 때문에, 필요에 따라 강의 강도가 증가될 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 상기 Si 함량은 0.2% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.0 - 3.5%

Mn 은 본 발명의 중요한 원소 중의 하나이다. Mn 은 열간 압연에 있어서, 가공 오스테나이트의 재결정을 억제하는 역할을 한다. 또한, Mn 은 미재결정 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를 촉진시켜 {113}<110> 방향을 발달시킬 수 있으며, 이 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서 영률을 개선시킬 수 있다.

또한, 오스테나이트의 안정화 원소로서의 Mn 은 냉간 압연후 소둔 단계에서의 승온 과정에서 Ac₁ 변태점을 낮추고, 미재결정 페라이트에서 오스테나이트로의 변태를 촉진시키고, 균열 처리 후 냉각 과정에서 생성되는 저온 변태상의 방향에 대하여 저온 변태상의 형성함과 동시에 영률의 저하를 제어할 수 있도록 영률의 개선에 유용한 방향을 발달시킬 수 있다.

또한, Mn 은 소둔 단계에서 균열 처리 및 소둔 후의 냉각 과정에서 경화능을 개선하여, 저온 변태상의 형성을 크게 촉진시키고 강도의 증가에 크게 기여할 수 있다. 또한, Mn 은 고용체 강화 요소로서 작용하여 강의 강도를 증가시키는데 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 상기 Mn 의 함량은 1.0% 이상, 바람직하게 1.5% 이상일 필요가 있다.

반면, Mn 함량이 3.5% 초과하는 경우, 냉간 압연후 소둔 단계의 승온 과정에서 Ac₃ 변태점을 크게 저하되어, 그 결과 두 영역에서의 페라이트 상의 재결정이 힘들어지고 Ac₃ 변태점 이상의 오스테나이트 단일상 영역까지 온도를 상승시킬 필요가 있다. 따라서, 가공된 페라이트의 재결정을 통해 얻어지는 영률의 증가에 유용한 {112}<110> 방향의 페라이트를 발달시키지 않고 영률의 저하를 초래한다. 또한, 다량의 Mn 함량은 강판의 용접성을 약화시킨다. 또한, 다량의 Mn 함량은 열간 압연에 있어서 강의 변형 저항을 높여 압연 하중이 증가하고 조업상에 어려움을 야기하게 된다. 그러므로, 상기 Mn 함량은 3.5% 이하이다.

P : 0.05% 이하

P 는 결정립 계에서 분리되어 있으므로, P 함량이 0.05% 초과하면 강판의 연성 및 인성이 저하하는 동시에, 용접성도 약화된다. 합금 용융 아연 도금 강판을 사용하는 경우, P 에 의하여 합금화 속도가 지연된다. 따라서, P 함량은 0.05% 이하일 필요가 있다. 한편, P 는 고용체 강화 요소로서 강도를 높이는데 유효한 요소이고, 페라이트 안정화 요소로서 오스테나이트 내의 C 의 농축을 촉진하는 역할을 한다. Si 가 첨가된 강에 있어서, 적색 스케일의 발생을 억제하는 역할도 한다. 이러한 작용을 얻기 위해서, P 함량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.01 이하

S 는 열간 인성을 저하시켜 열간 파열을 야기하고, 표면 특성을 상당히 약화시킨다. 또한 S 는 강도에 거의 영향을 미치지 않지만, 불순물 원소로서 조대 MnS 를 형성시켜 연성 및 드릴-스프레딩 (drill-spreading) 특성을 약화시킨다. 이러한 문제점은 S 의 함량이 0.01% 를 초과하면 현저해지기 때문에, 가능한 한 S 함량을 줄이는 것이 바람직하다. 따라서, S 함량은 0.01% 이하이다. 상기 드릴 스프레딩 특성을 개선시키는 관점에서 S 함량은 0.005% 이하로 하는것이 바람직하다.

Al : 1.5% 이하

Al 은 강의 청정도를 향상시키기 위해 탈산화 강에 유용한 원소이다. 그러나, Al 은 페라이트 안정화 요소이고, 강의 Ar₃ 변태점을 크게 향상시켜, 그 결과, 800-900℃ 에서 마무리 압연을 종료할 때, 만일 Al 함량이 1.5% 를 초과하는 경우 오스테나이트 영역에서의 압연이 영률의 증가에 필요한 결정 방향의 발달을 억제시키는데 어렵게 된다. 그러므로, Al 함량은 1.5% 이하일 필요가 있다. 이러한 관점에서, Al 함량은 낮은 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 페라이트 형성 원소인 Al 은 냉간 압연후 소둔 단계에서 두 상 영역에 균열 처리 후 냉각 과정에서 페라이트의 형성을 촉진시켜 오스테나이트 내에 C 를 농축시킨다. 이를 통해, 오스테나이트는 안정화되어 저온 변태 상의 형성을 촉진시킨다. 그 결과, 필요하다면 강의 강도가 개선될 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 상기 Al 함량은 0.2% 이상인 것이 바람직하다.

N : 0.01% 이하

N 은 열간 압연중에 표면 결함을 야기하는 슬래브 파괴가 동반하기 때문에 유해한 원소이다. 상기 N 함량이 0.01% 를 초과하는 경우, 슬래브 파괴 및 표면 결함의 발생이 현저해진다. 또한, Ti, Nb 등과 같은 탄질화물 형성 원소가 첨과되는 경우, N 은 고온에서 조대 질화물을 형성하여 탄질화물 형성 원소의 첨가 효과를 억제한다. 그러므로, N 함량은 0.01% 이하일 필요가 있다.

Ti : 0.02-0.50%

Ti 은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. 즉 Ti 는 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 공정에서 가공된 오스테나이트의 재결정을 제어하여 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트의 변태를 촉진하고 {113}<110> 방향을 발달시킨다. 또한, Ti 는 후속의 냉간 압연 및 소둔 단계에서 영률을 증가시킨다. 또한, 냉간 압연후 소둔 단계의 승온 과정에서 가공된 페라이트의 재결정이 억제되어 미재결정 페라이트에서 오스테나이트의 변태가 촉진되며, 균열 처리후 냉각 과정에서 생성된 저온 변태상의 방향에 대하여 영률의 증가에 유용한 방향이 발달되어, 저온 변태상의 형성에 따른 영률의 저하를 억제할 수 있다. 또한, 미세 Ti 탄화물은 강도의 증가에 기여할 수 있다. 이러한 작용을 얻기 위해서는, 상기 Ti 함량은 0.02% 이상, 바람직하게는 0.03% 이상일 필요가 있다.

한편, Ti 함량이 0.50% 를 초과하는 경우, 모든 탄화질화물이 통상의 열간 압연 단계에서의 재가열시 고용체가 될 수 없고 조대 탄화질화물이 남게되며, 열간 압연 단계에서 가공된 오스테나이트의 재결정을 억제하는 효과 또는 냉간 압연후 소둔 단계에서 가공된 페라이트의 재결정을 억제하는 효과가 얻어질 수 없다. 또한, 연속된 주조후 슬래브를 냉각한 후 재가열을 실시하지 않고 연속된 주조후 슬래브의 열간 압연을 시작하는 경우에 있어서도, Ti 함량이 0.50% 초과하는 경우, 재결정 억제 효과의 향상은 인식되지 않고, 합금 비용의 증가가 초래된다. 그러므로 Ti 함량은 0.50% 이하, 바람직하게는 0.20% 이하일 필요가 있다.

본 발명에 있어서, C, N, S 및 Ti 의 함량은 하기의 식 (1) 및 (2) 의 관계를 만족하여야 한다.

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 ·····(1)

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 ·····(2)

Ti 는 고온 영역에서 조대 질화물 및 황화물을 형성하기 쉽다. 이러한 질화물 및 황화물의 형성은 Ti 첨가에 의한 재결정 억제 효과의 감소를 초래한다. 따라서, 질화물 및 황화물로 고정되지 않은 Ti 함량인 Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S 의 양은 0.01% 이상, 바람직하게는 0.02% 이상일 필요가 있다.

탄화질화물로서 고정되지 않은 C 함량이 0.05% 초과하여 존재하는 경우, 냉간 압연시 변형의 도입이 일정하지 않게 되고, 영률의 증가에 유용한 방향의 재결정이 억제되어, 그 결과 (C-(12/47.9)×Ti*) 에 의해 계산되는 탄화물로 고정되지 않은 C 의 함량은 0.05% 이하일 필요가 있다. 한편, 탄화물로 고정되지 않은 C 함량이 0.01% 미만인 경우, 오스테나이트 내의 C 함량은 냉간 압연 후 두 상 영역에서 소둔시 감소하게 되어, 냉각 후 마르텐사이트 (martensite) 의 형성을 억제하여 강도를 증가시키는 것이 어렵게 된다. 그러므로 탄화물로서 고정되지 않은 C 함량인 C-(12/47.9)×Ti* 의 양은 0.01-0.05% 이상이다.

또한, 여기에서 사용되는 '잔부가 실질적으로 철 및 불가피한 불순물' 이라는 표현은 본 발명의 작용 및 효과를 손상하지 않고, 다른 미량의 원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다. 강도를 더 증가시키기 위한 경우, 상기 화학 조성의 한정에 더하여, 필요에 따라, Nb : 0.005-0.04% 및 V : 0.01-0.20% 의 1종 또는 2종이나, Cr, Ni, Mo, Cu 및 B 중에서 선택되는 1종 이상의 성분을 첨가해도 된다.

Nb:0.005∼0.04%

Nb 는 미세한 탄화질화물을 형성함으로써, 강도의 증가에 기여하는 원소이다. 또한, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연 단계에서 가공된 오스테나이트의 재결정을 억제함으로써, 미재결정 오스테나이트로부터의 페라이트 변태를 촉진하여 영률을 증가시키는 원소이기도 하다. 이러한 작용을 얻기 위해서, Nb의 함량을 0.005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 반면, Nb 함량이 0.04% 을 초과하는 경우, 열간 압연 및 냉간 압연에 있어서의 압연 하중이 크게 증대하고, 제조상의 어려움이 발생하기 때문에, Nb의 함량은 0.04% 이하, 더욱 바람직하게는 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다.

V : 0.01-0.20%

V 는 미세한 탄화질화물을 형성함으로써, 강도의 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 갖기 위해서, V 의 함량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함량이 0.20% 을 초과하는 경우, 0.20% 를 초과한 만큼의 강도의 증가 효과는 작고, 합금 비용의 증가가 초래한다.

따라서, V 의 함량은 0.01-0.20% 으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, Ti 에 Nb 및/또는 V 가 포함되는 경우, C, N, S, Ti, Nb 및 V 의 함량이 상기 (2) 식 대신 하기 (3) 식에 나타내는 관계식을 만족할 필요가 있다.

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 ·····(3)

Nb 및 V 는 탄화물을 형성하여, 탄화물로서 고정되지 않은 C 량을 감소시키는 탄화물을 형성한다. 그러므로, 탄화물로서 고정되지 않은 C 함량을 0.01-0.05% 로 하기 위해서, Nb 및/또는 V 가 첨가되는 경우, C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V 의 값은 0.01-0.05% 가 될 필요가 있다.

Cr : O.1-1.O%

Cr 는, 세멘타이트 (cementite) 의 생성을 억제하여, 경화능을 강화하는 원소이고, 소둔 단계에서 균열 처리 후의 냉각 과정에서 저온 변태상의 생성을 크게 촉진함으로써, 강도를 증가시키는데 크게 기여할 수 있다. 또한, 열간 압연 단계에서 가공된 오스테나이트의 재결정이 억제되어 미재결정 오스테나이트로부터의 페라이트 변태를 촉진하여 {113}<110> 방향을 발달시키고, 그 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서 영률이 증가될 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr 를 O.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함량이 1.O% 을 초과하는 경우, 상기의 효과는 포화되고, 합금 비용이 증가하므로, Cr 는 1.O% 이하로 함유되는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 박강판을 용융 아연 도금 강판으로 사용하는 경우, 표면에 생성되는 Cr 산화물이 비도금을 유발하므로, Cr 를 0.5% 이하로 함유하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.1-1.0%

Ni 는 오스테나이트를 안정화하여 경화능을 높이는 원소이고, 소둔 단계에서 균열 처리 후의 냉각 과정에서 저온 변태상의 생성을 크게 촉진함으로써, 강도의 증가에 크게 기여할 수 있다. 또한, 오스테나이트 안정화 원소인 Ni 는 냉간 압연 후의 소둔 단계의 승온 과정에서 Ac₁ 변태점을 낮게하여, 미재결정 페라이트로부터 오스테나이트 변태를 촉진하고, 균열 처리 후의 냉각 과정에서 생성된 저온 변태상의 방향에 대응하여 영률의 증가에 유리한 방향을 발달시키게 된다. 이를 통해, 저온 변태상의 생성에 따라 영률의 저하를 억제될 수 있다. 또한, Ni 는 열간 압연시 가공된 오스테나이트의 재결정을 억제하여 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트 변태를 촉진하여 {113}<110> 방향을 발달시켜, 그 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서의 영률이 증가될 수 있다. Cu 가 첨가된 강철의 경우, 열간 압연시 열적 연성의 저하에 따른 균열에 의해 표면 결함이 유발되지만, Ni 를 첨가함으로써 표면 결함의 발생이 제어될 수 있다. 이러한 작용을 얻기 위해서 Ni 가 0.1% 이상 함유되는 것이 바람직하다.

한편, Ni의 함량이 1.0% 을 초과하는 경우, 냉간 압연 후의 소둔 단계의 승온 과정에서, Ac₃ 변태점이 극히 저하되고, 두 상 영역에서의 페라이트 상의 재결정이 어렵게 되고, Ac₃ 변태점 이상의 오스테나이트 단일 상 영역까지 승온이 필요하게 된다. 그 결과, 가공된 페라이트의 재결정에 의해 얻어지는 영률을 증가시키는데 유용한 방향의 페라이트를 발달시키지 못하고, 영률의 저하를 초래하게 된다. 또한, 합금 비용도 증가한다. 그러므로, Ni 는 1.0% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.

Mo : 0.1 - 1.0%

Mo 는 계면의 이동도를 작게 함으로써 경화능을 향상시키는 원소이고, 냉간압연 후의 소둔 단계의 냉각 과정에서 저온 변태상의 생성을 크게 촉진함으로써, 강도를 증가시키는데 크게 기여할 수 있다. 또한, 가공된 오스테나이트의 재결정이 억제될 수 있고, 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트의 변태가 촉진되어, {113}<110> 방향을 발달시키고, 그 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서 영률이 증가될 수 있다. 이러한 작용을 얻기위해서, Mo 가 0.1% 이상으로 함유되는 것이 바람직하다. 반면, Mo 함량이 1.0% 을 초과하는 경우, 상기 효과가 포화되고 합금 비용이 증가하기 때문에, Mo 는 1.0% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.

B : 0.0005 - 0.0030%

B는, 오스테나이트 상으로부터 페라이트 상으로의 변태를 억제하여 경화능을 강화시키는 원소이고, 냉간 압연 후의 소둔 단계의 냉각 과정에서 저온 변태상의 생성을 크게 촉진하여 강도의 증가에 크게 기여할 수 있다. 또한, 가공된 오스테나이트의 재결정이 억제될 수 있고, 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트 변태를 촉진하여 {113}<110> 방향을 발달시켜 그 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서의 영률이 증가될 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, B 가 0.0005% 이상으로 함유되는 것이 바람직하다. 한편, B 함량이 0.0030% 을 초과하는 경우, 열간 압연시의 변형 저항이 증가되어 압연 하중이 증가되고 조업상의 어려움이 발생하므로, B 가 0.0030% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.

Cu : 0.1 - 2.0%

Cu 는 경화능을 향상시키는 원소이고, 냉간 압연 후의 소둔 단계의 냉각 과정에서 저온 변태상의 생성을 크게 촉진하여 강도를 증가시키는데 크게 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기위해서 Cu 가 0.1% 이상으로 함유되는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함량이 2.0% 을 초과하는 경우, 열적 연성이 저하되고, 열간 압연시 균열에 따른 표면 결함이 야기되고, Cu 에 의한 경화 효과가 포화되므로, Cu 가 2.0% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 조직의 한정 이유를 하기에서 설명하겠다.

본 발명의 박강판에서, 주상으로서 페라이트상을 포함하고 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 갖는 조직을 갖는 것이 요구된다.

여기서 사용되는 '주상으로 페라이트상' 은 페라이트상의 면적율을 50% 이상으로 하는 것을 의미한다.

페라이트상은 변형이 적고, 영률을 증가시키는데 유용하고, 연성이 뛰어나며, 가공성이 좋기 때문에, 상기 조직은 주상으로 페라이트상이 되는 것이 요구된다.

또한, 강판의 인장 강도를 590MPa 이상으로 하기 위해서 경질 상인 저온 변태상이 주상인 페라이트상 이외의 부분 또는 소위 제 2 상에 형성되어 복합상을 제공할 필요가 있다. 여기서, 저온 변태상의 사이의 경화 마르텐사이트상이 특히 조직 내부에 존재한다는 특성은, 목표로 하는 인장 강도 레벨을 얻기 위한 제 2 상의 분율을 작게 하고, 페라이트상의 분율을 크게 하기 때문에 유리하다. 이를 통하여, 영률의 증가가 가능해지고 가공성도 개선될 수 있다. 이러한 이 유 때문에, 상기 마르텐사이트상이 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상으로 될 필요가 있다. 700MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는 마르텐사이트상의 면적율이 16% 이상으로 되는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 강판의 조직은 페라이트상 및 마르텐사이트상을 포함하는 조직으로 되는 것이 바람직하지만, 베이나이트 (bainite) 상이나 잔류 오스테나이트상 또는 펄라이트 (pearlite) 상이나 세멘타이트상과 같은 상기 페라이트상 및 마르텐사이트상 이외의 상을 면적율로 10% 이하, 바람직하게는 5% 이하로 존재하더라도 문제없다. 즉, 페라이트상 및 마르텐사이트상의 면적율의 합계가 바람직하게는 90% 이상으로, 보다 바람직하게는 95% 이상이다.

다음으로, 본 발명에 따른 고강성 고강도 박강판을 얻기위해 한정한 제조 조건의 이유 및 바람직한 제조 조건에 관해서 설명한다.

본 발명의 제조 방법에 사용되는 강 소재의 조성은 전술한 강판의 조성과 동일하므로, 강 소재 조성의 한정 이유의 기재는 생략되었다.

본 발명에 따른 박강판은 전술한 강판의 조성과 동일한 조성을 갖는 강 소재에 열간 압연을 행하여 열연판으로 하는 열간 압연 단계와, 그 열연판에 산세척후 냉간 압연을 행하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 단계와, 그 냉연판에 재결정과 복합 조직화가 이루어지는 소둔 단계를 거쳐 제조될 수 있다.

(열간 압연 단계)

마무리 압연 : 950℃ 이하에서 총 압하량을 30% 이상으로 하고, 또한 800∼900℃ 에서 압연을 종료하는 것.

열간 압연 단계의 마무리 압연에 있어서 저온에서의 압연이 실시되어 {112}<111> 의 결정 방향을 갖는 미재결정 오스테나이트 조직을 발달시키고, 그 후의 냉각 과정에서 {112}<111> 미재결정 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 {113}<110> 페라이트 방향을 발달시키게 된다. 이 방향은 그 후의 냉간 압연 및 소둔 단계에서 조직 형성에 있어서 영률의 개선에 유리하게 작용한다. 이러한 작용을 얻기위해서는 950℃ 이하 에서의 총압하량은 30% 이상으로 하고, 또한 900℃ 이하에서 마무리 압연이 종료할 필요가 있다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도가 800℃ 보다 낮으면 변형 저항의 증가에 의해 압연 하중이 현저하게 증대하고, 제조상의 곤란이 따른다. 따라서, 마무리 압연의 종료온도는 800℃ 이상으로 하는 필요가 있다.

권취 온도 : 650℃ 이하

마무리 압연 후의 권취 온도가 650℃ 를 초과하면, Ti 의 탄화질화물이 조대화되고, 냉간 압연 후의 소둔 단계의 승온과정에서 페라이트의 재결정 억제 효과가 작아지게 되고, 미재결정 페라이트로부터 오스테나이트로 변태시키는 것이 곤란하여 진다. 그 결과, 균열 처리 후의 냉각 과정에서 변태되는 저온 변태상의 방향을 제어할 수 없게 되고, 이러한 변형이 있는 저온 변태상에 의해 영률이 크게 저하된다. 따라서, 마무리 압연 후의 권취 온도는 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 상기 권취 온도는 너무 낮은 경우, 경질인 저온 변태상이 많이 생성되어, 그 후의 냉간 압연에서 하중이 증가하여 조업상의 곤란이 발생하기 때문에, 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(냉간압연공정)

산세척후 50% 이상의 압하율로 냉간 압연이 실시된다.

열간 압연 단계 후에 강판 표면에 형성된 스케일을 제거하기 위해서 산세척이 실시된다. 산세척은 통상적인 방법에 따라서 이루어진다. 그 후, 냉간 압연이 실시된다. 여기서 50% 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시함으로써 열연 강판에 발달된 {113}<110> 방향을 영률의 증가에 효과적인 {112}<110> 방향으로 회전될 수 있다. 따라서, 냉간 압연에 의해 {112}<110> 방향이 발달됨에 따라, 그 후의 소둔 단계 후의 조직에서 페라이트의 {112}<110> 방향이 강화되고, 또한, 저온 변태상에서 {112}<110> 방향이 발달된다. 이를 통하여 영률이 증가될 수 있다. 이러한 효과를 얻기위해서는, 냉간 압연때의 압하율을 50% 이상으로 하는 필요가 있다.

(소둔 단계)

500℃ 에서 균열 처리 온도까지의 승온속도: 1 ∼ 30℃/s, 균열 처리 온도: 780∼900℃

소둔 단계에서 승온속도는 본 발명에 있어서의 중요한 처리 조건이다. 소둔 단계에서, 두상의 균열 처리 온도 또는 균열 처리 온도 780∼900℃ 로 승온하는 과정에서, {112}<110> 방향을 가지는 페라이트의 재결정을 촉진하는 동시에, {112}<110> 방향을 가지는 페라이트 입자의 일부는 미재결정의 상태로 두상 영역으로 도달된다. 이를 통하여 {112}<110> 방향을 가지는 미재결정 페라이트의 변태가 촉진된다. 따라서, 균열 처리 후의 냉각시 오스테나이트가 페라이트 로 변태될 때에, {112}<110> 방향을 가지는 페라이트의 입자의 성장을 촉진함으로써 영률이 증가될 수 있다. 또한, 저온 변태상을 생성시켜 강도가 증가되는 경우 {112}<110> 방향을 포함하는 페라이트로부터 변태된 오스테나이트상이 냉각시 재변태되어, 그 결과 {112}<110> 방향이 저온 변태상의 결정 방향에 대하여 발달될 수 있다. 페라이트상의 {112}<110> 방향을 발달시킴으로써 영률이 증가되고, 특히 영률의 저하에 큰 영향을 미치는 저온 변태상의 방향에 {112}<110> 방향이 발달된다. 이를 통해, 저온 변태상을 생성시키면서 저온 변태상의 생성에 따르는 영률의 저하가 억제될 수 있다. 승온과정에서 페라이트의 재결정을 촉진하면서 미재결정 페라이트로부터 오스테나이트의 변태가 일어나는 경우, 재결정 거동에 크게 영향을 미치는 500℃ 에서 균열 처리 온도인 780∼900℃ 까지의 평균의 승온속도를 1∼30℃/s 로 할 필요가 있다. 또한, 여기서 균열 처리 온도를 780∼900℃ 로 하는 이유는 780℃ 보다 낮은 경우 미재결정 조직이 남게 되고, 900℃ 를 초과하는 경우 오스테나이트의 생성량이 많아져 영률의 증가에 유리한 {112}<110> 방향을 갖는 페라이트를 발달시키는 것이 어려워지기 때문이다.

또한, 균열 처리 시간은 특히 한정되지는 않지만, 오스테나이트를 생성시키는 데에 있어서 30 초이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 너무 길게 되면 생산 효율이 나쁘게 되므로 약 300초 이하로 하는 것이 바람직하다.

균열 처리 후 500℃ 까지의 냉각속도 : 5 ℃/s 이상

균열 처리 후의 냉각 과정에서 강도를 증가시키기 위해 마르텐사이트상을 포함하는 저온 변태상을 생성시킬 필요가 있다. 이 때문에 균열 처리 후 500℃ 까지의 평균 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 할 필요가 있다.

본 발명에 있어서, 대상 강도 레벨에 따른 화학 성분을 가지는 강이 먼저 용해된다. 용해 방법은 통상의 전로법, 전기로법 등이 적절히 적용될 수 있다. 용해된 강을 슬래브로 주조한 후, 그대로 또는 냉각 및 가열하여 열간 압연이 이루어진다. 열간 압연에서 전술한 마무리 조건으로 마무리 후, 강판을 전술한 권취 온도로 권취한 후, 통상의 산세척, 냉간 압연을 실시한다. 소둔에 관해서는, 전술한 조건으로 승온을 하여, 균열 처리 후의 냉각시 대상 저온 변태상을 얻을 수 있는 범위로 냉각 속도가 증가될 수 있다. 그 후, 냉간 압연판의 경우는 시효처리를 실시하거나, 용융 아연 도금 강판으로서 제조하는 경우에는 용융 아연을 통과하도록 할 수도 있고, 또한 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 제조되는 경우에는 합금화 처리를 위해 500℃ 이상의 온도까지 재가열을 실시될 수도 있다.

실시예

본 발명의 실시예에 관해서 설명하고. 본 발명은 이것들의 실시예에 한정되는 것이 아니다.

우선, 표 1 에 나타내는 화학적 조성을 갖는 강 A 를 실험실 진공 용해로에서 용해하여, 일단 실온까지 냉각하여 강 덩어리 (강 소재) 를 제작하였다.

표 1

그 후, 실험실에서 열간 압연, 산세척, 냉간 압연 및 소둔을 순차적으로 실시하였다. 기본 제조 조건은 다음과 같다. 강 덩어리는 1250℃ 에서 1시간 가열한 후 열간 압연을 실시하여 950℃ 이하의 총압하율을 40% 로 하여, 최종의 압연 온도 (마무리 압연의 최종 온도에 대응) 를 860℃ 로 하여 판두께를 4.0 mm 의 열연판을 얻도록 하였다. 그 후, 열연판을 최대 600℃ 로 유지함으로써 권취 조건 (600℃ 권취 온도에 대응) 을 실시하여 600℃ 의 노에 넣어 1시간을 유지하고, 그 후 노에서 냉각함으로써 실험이 실시되었다. 이렇게하여 얻은 열연판을 산세척하고 60% 의 압하율로 냉간 압연을 하여 판두께가 1.6 mm 가 되게한 후, 평균 10℃/s 로 500℃ 까지 승온한 후, 또한 500℃ 에서 평균5℃/s 로 820℃ 의 균열 처리 온도까지 승온하였다. 다음으로, 820℃ 에서 180초 동안 균열 처리를 한 후 500℃ 까지 10 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각을 하여 500℃ 에서 80초 동안 유지한 후, 상기 강판은 공냉되었다.

이번 실험에 있어서, 기본 조건인 제조 조건을 개별적으로 이하의 조건으로 변화시키었다. 즉, 950℃ 이하에서의 총압하율을 20∼60%, 열마무리 압연의 최종온도를 800∼920℃, 권취 온도를 500∼670℃, 냉간 압연의 압하율을 40∼75%, 소둔시의 500℃ 에서 균열 처리 온도 (820℃) 까지의 평균 승온 속도를 0.5∼35℃/s 로 하여, 변화시킨 개별 조건 이외는 기본 조건으로 실험을 실시하였다.

소둔 후의 샘플로부터 종방향인 압연 방향에 대하여 수직한 방향을 길이방향으로 하여 1Omm×120mm 의 시편을 잘라내고, 변형을 제거하기 위해 기계적 연마 및 화학적 연마에 의해 판두께 0.8 mm 로 마무리한 후, 상기 시편의 공진주파수는 측면 진동형 내부 마찰 측정 장치를 사용하여 측정되어 이로부터 영률을 계산하였다. 0.5% 의 조질압연을 행한 판에 대하여, 압연 방향에 대하여 수직한 방향으로 JIS 5호의 인장 시험편을 절단하여 인장 시험을 실시하였다. 또한, 단면 조직은 나이탈 (Nital) 로 부식한 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 에 의해 관찰되었고, 30㎛×30㎛ 의 시야영역에서 사진을 3 장 찍은 후, 화상 처리에 의해 페라이트상과 마르텐사이트상의 면적율을 측정하여 각 상의 면적비 (분율) 로서 각각의 상에 대한 평균값을 구하였다.

그 결과, 본 발명의 제조방법에 따른 실험에 있어서의 기본 조건하에서의 기계적 특성값은 영률 E : 242GPa, TS : 780MPa, El : 23% 및 페라이트상 분률: 67%, 마르텐사이트상 분률 : 28% 이고, 상기 박강판은 뛰어난 강도-연성 밸런스를 갖고 영률도 뛰어남이 밝혀졌다.

또한, 상기 조직에 있어서 페라이트상 및 마르텐사이트상 이외의 잔부는 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상 및 세멘타이트상 중 어느 하나이다.

이하, 도면을 참조하여 시험 결과에 근거하여 제조 조건과 영률과의 관계를 설명한다. 여기서, 어느 실험 조건에 있어서도, 인장 강도는 730∼820MPa, 페라이트상 분률은 55∼80%, 마르텐사이트상 분률은 17∼38% 이고, 잔부는 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상 및 세멘타이트상 중 하나이다.

도 1 에 있어서, 영률에 950℃ 이하에서의 총압하율의 영향을 나타낸다. 총압하율이 본 발명의 바람직한 범위인 30% 이상의 경우, 영률은 230GPa 이상의 뛰어난 값을 나타내었다.

도 2 에 있어서, 영률에 열 마무리 압연의 최종 온도의 영향을 나타낸다. 상기 최종 온도가 본 발명의 바람직한 범위인 900℃ 이하의 경우, 영률은 230 GPa 이상의 뛰어난 값을 나타내었다.

도 3 에 있어서, 영률에 권취 온도의 영향을 나타낸다. 권취 온도가 본 발명의 바람직한 범위인 650℃ 이하의 경우, 영률은 230GPa 이상의 뛰어난 값을 나타내었다.

도 4 에 있어서, 영률에 냉간 압연에 있어서의 압하율의 영향을 나타낸다. 상기 압하율이 본 발명의 바람직한 범위인 50% 이상인 경우, 영률은 230GPa 이상의 뛰어난 값을 나타내었다.

도 5 에 있어서, 영률에 소둔시의 500℃ 에서 균열 처리 온도인 820℃까지의 평균 승온속도의 영향을 나타낸다. 승온속도가 본 발명의 바람직한 범위인 1∼30℃/s 인 경우, 영률은 230GPa 이상의 뛰어난 값을 나타내었다.

또한, 표 2 에 나타난 화학적 조성의 강 B-Z 및 AA-AI 를 실험실 진공 용해로에서 용해되어 실온까지 냉각하여 강 덩어리 (강 소재) 를 제작하였다. 그 후, 표 3 에 나타난 조건으로 열간 압연, 산세척, 냉간 압연 및 소둔을 순차적으로 실시하였다. 강 덩어리는 1250℃ 에서 1 시간의 가열 후, 열간 압연을 실시하여 여러 가지의 압연 온도로 압연하고 판두께 4.0 mm 의 열연판을 얻어내었다. 그 후, 원하는 권취 온도가 된 후 노에 넣어 1 시간 동안 유지하고, 노를 냉각하여 권취 조건이 실시되었다. 열연판은 산세척되어, 여러 가지의 압하율로 냉간 압연이 이루어졌고, 판두께 0.8∼1.6 mm 으로 된 후, 평균 10℃/s 로 500℃ 까지 승온한 후, 표 3 에 나타난 여러 가지의 평균 승온속도로 원하는 균열 처리 온도까지 승온되었다. 다음으로, 균열 처리 온도로 180초 동안 균열 처리가 이루어진 후, 표 3 에 나타난 여러 가지의 평균 냉각 속도로 냉각을 하여, 500℃ 에서 80초 동안 유지된 후, 실온까지 공냉되었다.

표 4 에 전술한 조사에 의해 얻어진 특성을 정리하여 나타내었다. 여기서, 상기 표에서 마르텐사이트상 및 페라이트상 이외의 조직은 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상 및 세멘타이트상 중 어느 하나이다.

표 2

표3

표4

강 D 에 있어서, C 함량이 0.01% 만큼 작고, 마르텐사이트의 분률이 0%이며, TS 가 본 발명의 바람직한 범위보다 더 작다. 강 E 에 있어서, 탄화물로서 고정되지 않은 C 의 함량 (SC) 이 0.08% 만큼 크고, 페라이트상의 분률이 30%만큼 작게 되어, 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다. 강 F 에 있어서, SC 가 0.06% 만큼 크고, 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다. 강 K 에 있어서, Mn 함량이 3.6% 만큼 크고, 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다. 강 AD 에 있어서, C 함량이 0.16% 만큼 크고, SC 가 0.14% 만큼 크고, 페라이트상 분률이 25% 만큼 작게 되어, 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다. 강 AF 에 있어서, Mn 함량이 0.9% 만큼 작고, TS 및 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다. 강 AI 에 있어서, Ti 함량이 0.01% 만큼 작고, Ti* 가 0.00% 만큼 작고, 영률이 본 발명의 바람직한 범위보다 작다.

그 밖의 강에 대해서는, 어느것이나 본 발명의 바람직한 범위내에 있어서 TS 및 영률이 본 발명의 바람직한 범위를 만족하였다.

본 발명에 통해 인장 강도가 590MPa 이상이고 영률이 230GPa 이상인 고강도 고강성 박강판을 제공할 수 있다.

Claims

질량 % 로서, C : 0.02 ~ 0.15 %, Si : 1.5 % 이하, Mn : 1.0 ~ 3.5 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 1.5 % 이하, N : 0.01 % 이하 및 Ti : 0.02 ~ 0.50 % 를 함유하고 C, N, S 및 Ti 함유량이 아래의 식 (1) 으로 표시된 관계식, 즉

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 ·····(1)

을 만족시키며, 나머지는 철 및 불가피적 불순물이고, 조직은 페라이트상을 주상으로 하고 또한 면적율로 1 % 이상의 마르텐사이트상을 가지며, 590 MPa 이상의 인장 강도와 230 GPa 이상의 영률을 가지고,

상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Nb : 0.005 ~ 0.04 % 및 V : 0.01 ~ 0.20 % 중 1 종 또는 2 종을 더 함유하고, 상기 식 (1) 을 만족시킴과 아울러 다음 식 (3) 의 관계식, 즉

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 ·····(3)

을 만족시키며,

상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Cr : 0. 1 ~ 1.0 %, Ni : 0.1 ~ 1.0 %, Mo : 0.1 ~ 1.0 %, Cu : 0.1 ~ 2.0 % 및 B : 0.0005 ~ 0.0030 % 중 1 종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판.
삭제
삭제
질량 % 로서, C : 0.02 ~ 0.15 %, Si : 1.5 % 이하, Mn : 1.0 ~ 3.5 %, P : 0.05 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 1.5 % 이하, N : 0.01 % 이하 및 Ti : 0.02 ~ 0.50 % 를 함유하고, C, N, S 및 Ti 함유량이 아래의 식 (1) 으로 표시된 관계식, 즉

Ti* = Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 ·····(1)

을 만족시키며, 나머지는 철 및 불가피적 불순물 조성으로 된 강소재를, 950℃ 이하에서의 총압하율이 30 % 이상이고 마무리 압연이 800 ~ 900℃ 에서 끝나는 조건하에서 열간 압연 단계를 실시하고, 열간 압연된 시트를 650℃ 이하에서 권취하고, 산세 후에, 50 % 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하고, 500℃ 에서 1 ~ 30℃/s 의 승온 속도로 780 ~ 900℃ 까지 온도를 올려서 균열 처리한 다음, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 500℃ 까지 냉각시켜 소둔을 실시하고,

상기 강소재는 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Nb : 0.005 ~ 0.04 % 및 V : 0.01 ~ 0.20 % 중 1 종 또는 2 종을 더 함유하고, 상기 식 (1) 을 만족시킴과 아울러 다음 식 (3) 의 관계식, 즉

0.01 ≤ C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 ·····(3)

을 만족시키고,

상기 강소재는 상기 조성에 추가하여 질량 % 로서 Cr : 0. 1 ~ 1.0 %, Ni : 0.1 ~ 1.0 %, Mo : 0.1 ~ 1.0 %, Cu : 0.1 ~ 2.0 % 및 B : 0.0005 ~ 0.0030 % 중 1 종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강성 고강도 박강판의 제조 방법.
삭제
삭제