KR100903546B1

KR100903546B1 - 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100903546B1
Application number: KR1020037000919A
Authority: KR
Inventors: 메가데쯔야; 사까따게이; 세또가즈히로
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2001-06-19
Filing date: 2002-06-04
Publication date: 2009-06-23
Also published as: CN1236095C; JP4051999B2; DE60210767T2; EP1398392A4; EP1398392A1; KR20030020391A; US7347902B2; CN1518607A; DE60210767D1; EP1398392B1; US20040238084A1; WO2002103071A1; JP2003073775A

Abstract

본 발명에 따라 C: 0.02 질량% 이상, 0.2 질량% 이하, Si: 0.5 질량% 이상, 2.0 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상, 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상, 0.6 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상, 0.1 질량% 이하, N: 0.002 질량% 이상, 0.006 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및, S: 0.01 질량% 이하이며, 또한 고용 (C+N): 0.0010 질량% 이상을 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 함과 동시에, 주상이 페라이트이며 제 2 상이 체적비율로 5∼30% 의 마르텐사이트상으로 이루어지고, 양쪽의 합계가 체적비율로 95% 이상이 되는 강조직으로 하고, 또한 페라이트의 평균결정입경을 8㎛ 이하로 함으로써 열연상태로 우수한 형상 동결성을 가짐과 동시에, 성형후의 내구피로특성이 우수하며 또한 용접성이나 화성처리성도 우수한 인장강도가 590㎫ 레벨 이상의 고장력 열연강판을 얻을 수 있다.

Description

형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법 {HIGH TENSILE HOT ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN SHAPE FREEZING PROPERTY AND ENDURANCE FATIGUE CHARACTERISTICS AFTER FORMING}

기술분야

본 발명은 프레스가공후, 베이킹도장을 실시하여 제조되는 자동차의 휠디스크 등과 같은 용도의 제공에 바람직한, 인장강도가 590㎫ 레벨 이상에서 형상 동결성 (shape fixability) 과 성형후의 내구피로특성 (endurance fatigue characteristics after forming) 이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

배경기술

최근, 자동차 차체의 경량화를 목적으로 차체 구조재료의 고강도화가 진행되고 있고, 특히 비용면에서도 유리한 고장력 열연강판의 적용이 시도되고 있다.

그러나, 강판을 고장력화하면 일반적으로 연성이 저하되고 균열이나 주름 등이 발생하기 쉬워진다. 또, 프레스성형후의 스프링백량의 증대에 의해 형상 동결성이 열화하여 형상정밀도의 저하를 초래하고 치수오차가 생기는 등의 문제가 발생한다. 이로 인해, 형상 동결성이 양호한 강판이 요구되고 있다.

또, 특히 휠디스크는 프레스성형후, 베이킹도장을 실시하여 자동차에 조립되 는데, 이 부품은 자동차의 주행안정성에 관련되는 중요 보안부품인 점에서 피로에 대해 강한 내구성이 요구된다. 따라서, 이러한 부품에 대해서는 부품성형-도장후의 내구피로특성도 매우 중요하다.

종래부터 알려져 있는 열연 고장력 강판으로서 가장 일반적인 것에, 저탄소강에 0.2 질량% 이하 정도의 Nb 나 Ti, V 등을 첨가한 소위 저합금 고장력 강판 (HSLA 강) 이 있다.

이 강판은 비교적 용이하며 염가로 제조할 수 있다는 이점은 있지만, 항복비가 높기 때문에 성형가공후의 형상 동결성이 열화된다는 문제가 있었다.

또, 일본 공개특허공보 소60-181230호에는 페라이트와 베이나이트의 2 상 조직에 의해 고장력화를 도모한 열연강판이 제안되어 있다. 이와 같은 조직형태로 함으로써 연성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 제 2 상이 베이나이트 주체인 미크로조직에서는 항복비가 높기 때문에 HSLA 강과 마찬가지로 성형가공후의 형상 동결성이 열화된다는 문제가 있었다.

또한, 일본 특허공보 소56-54371호 및 일본 특허공보 소61-11291호에는 주상을 페라이트로 하고, 제 2 상을 경질 마르텐사이트상으로 한 항복점이 낮고 또한 강도와 신장도의 밸런스가 양호한 강판이 제안되어 있다.

그러나, 이와 같은 강판은 모재상태로는 타당한 피로특성을 나타내지만, 자동차용 휠디스크에 적용한 경우, 부품으로 성형가공한 후에는 높은 내구피로특성을 얻을 수 없다는 점에 문제가 있었다.

본 발명은 상기 문제를 유리하게 해결하는 것으로 열연상태로 우수한 형상 동결성을 가짐과 동시에, 성형후의 내구피로특성이 우수하며 또한 용접성이나 화성처리성도 우수한, 인장강도가 590㎫ 레벨 이상의 고장력 열연강판을 제안하는 것을 제 1 목적으로 한다.

또, 본 발명은 상기한 고장력 열연강판의 유리한 제조방법을 제안하는 것을 제 2 목적으로 한다.

발명의 개시

발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 예의 연구를 실시한 결과, 이하에 서술하는 지견을 얻었다.

(a) 강성분을 적정하게 조정한 다음, 열간 압연조건 및 그 후의 냉각조건을 적정하게 제어함으로써 미크로조직이 최적화되고 기계적 특성 특히 항복비가 종래보다 낮아진다. 그 결과, 낮은 응력으로 소성 변형을 진행시킬 수 있게 되기 때문에 형상 동결성이 향상된다.

(b) 또, 상기와 마찬가지로 강성분과 열연조건을 적정화하고 침입형 고용원소인 C 와 N 을 소정 농도 이상 고용시킴으로써 자동차 부품으로의 성형후의 베이킹도장시에 강도 상승을 야기시키는, 소위 베이킹경화성을 향상시킬 수 있다. 그 결과, 내구피로특성이 현저하게 향상된다.

(c) 또한, 상기한 바와 같은 성형후의 강도 상승은 항복응력의 저하에 기인한 부재의 강성 저하의 문제, 즉 가공도가 낮은 부위에서는 충분한 가공경화가 생기지 않기 때문에 강성이 저하된다는 문제도 아울러 해소할 수 있다.

상기의 지견에 대해 좀 상세하게 설명하면 다음과 같다.

강중에 Mo 를 첨가함으로써 초기 오스테나이트입자가 세립화되어 최종 제품의 결정입자가 미세해진다. 또, Mo 또한 Cr 의 첨가는 담금질성을 향상시키고 제 2 상을 마르텐사이트를 주체로 하는 미크로조직으로 하는 효과도 있기 때문에 항복비를 저하시켜 형상 동결성을 향상시킨다. 또한, 결정입자의 세립화에 의해 강도와 신장도의 밸런스특성이 개선된다. 또한, Mo 는 페라이트중에 고용되어 인장강도를 상승시킴과 동시에, 연질인 페라이트입자를 강화시켜 피로강도를 향상시키는 효과도 있다.

제 2 상 마르텐사이트중으로의 C 농화 및 미세한 탄화물의 형성에 의해 고용 C 량이 감소하기 때문에, 페라이트중에서의 침입형 고용원소 (C+N) 량을 확보하는 데에 강중으로의 N 의 첨가가 필요해진다. 이로써, 성형후의 베이킹도장 공정에서의 열처리에 의해 강도 상승을 도모할 수 있다.

페라이트중에서의 침입형 고용원소량의 확보에는 페라이트 변태후에 급냉시켜 저온에서 권취하는 것이 필요불가결하다. 이로써, C 의 α상으로부터 γ상으로의 확산을 억제하여 페라이트중에 많은 고용 C 를 잔존시킬 수 있게 된다. 또, 급냉과 저온권취에 의해 비교적 낮은 C 농도의 γ상에서도 냉각후에 마르텐사이트변태가 생기기 쉬워져 제 2 상으로서 마르텐사이트 주체의 미크로조직이 얻기 쉬워진다.

본 발명은 상기 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

1. C: 0.02 질량% 이상, 0.2 질량% 이하,

Si: 0.5 질량% 이상, 2.0 질량% 이하,

Mn: 1.0 질량% 이상, 3.0 질량% 이하,

Mo: 0.1 질량% 이상, 0.6 질량% 이하,

Al: 0.01 질량% 이상, 0.1 질량% 이하,

N: 0.002 질량% 이상, 0.006 질량% 이하,

P: 0.03 질량% 이하 및,

S: 0.01 질량% 이하

이며, 또한

고용 (C+N): 0.0010 질량% 이상

을 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고 주상이 페라이트이며, 제 2 상이 체적비율로 5∼30% 의 마르텐사이트상으로 이루어지고, 양쪽의 합계가 체적비율로 95% 이상이 되는 강조직을 갖고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판.

2. 상기 1 에 있어서, 강판이 추가로

Cr: 0.2 질량% 이하,

Ca: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하 및,

REM: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판.

3. C: 0.02 질량% 이상, 0.2 질량% 이하,

Si: 0.5 질량% 이상, 2.0 질량% 이하,

Mn: 1.0 질량% 이상, 3.0 질량% 이하,

Mo: 0.1 질량% 이상, 0.6 질량% 이하,

Al: 0.01 질량% 이상, 0.1 질량% 이하,

N: 0.002 질량% 이상, 0.006 질량% 이하,

P: 0.03 질량% 이하 및,

S: 0.01 질량% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 마무리압연온도가 Ar₃ 점 이상, (Ar₃ 점+100℃) 이하의 조건에서 열간 압연하고, 이어서 750℃ 이하, 650℃ 이상까지 냉각하고, 계속해서 이 온도범위에 2 초 이상, 20 초 이하 체류시킨 후, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 350℃ 이하의 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.

4. 상기 3 에 있어서, 강슬래브가 추가로

Cr: 0.2 질량% 이하,

Ca: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하 및,

REM: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에서 강의 성분조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.

C: 0.02 질량% 이상, 0.2 질량% 이하

C 는 인장강도를 증가시키거나 저온변태생성조직인 마르텐사이트를 얻기 위해, 또한 고용 (C+N) 량을 확보하는 데에 필수 원소이다. C 량은 적어도 0.02 질량% 를 필요로 하는데, 0.2 질량% 를 초과하면 제 2 상이 현저하게 증가하여 연성의 저하를 초래하거나 용접성의 급격한 열화를 초래하므로 C 량은 0.02 질량% 이상, 0.2 질량% 이하의 범위로 한정하였다.

Si: 0.5 질량% 이상, 2.0 질량% 이하

Si 는 고용강화능이 크고 항복비 및 강도와 신장도의 밸런스를 손상시키지 않고 강도 상승을 도모할 수 있는 유용 원소이다. 또, Si 는 γ상으로부터 α상으로의 변태를 활성화시켜 γ상으로의 C 농화를 촉진시키고, 페라이트와 마르텐사이트의 혼합조직형성에 유효하게 기여한다. 또한, Si 는 제강시 탈산원소로서 강의 청정화에도 유용한 원소이다.

또, Si 는 강중에 있어서는 Fe₃C 등의 탄화물 생성을 억제하고 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 2 상 조직을 형성하여 항복비를 저하시키는 점에서도 유용한 원소이다. 또한, Si 는 페라이트중에 고용되어 인장강도를 상승시킴과 동시에 연질인 페라이트입자를 강화시켜 피로강도를 향상시키는 효과도 있다.

그러나, Si 량이 0.5 질량% 미만이면 그 첨가효과를 얻을 수 없고, 한편 2.0 질량% 초과하면 그 효과는 포화에 도달한다. 또, Si 량이 2.0 질량% 를 초과하면 표면에서 잘 박리되지 않는 스케일이 생성되어 표면성상의 열화를 초래하고, 또한 화성처리성의 열화도 생긴다. 따라서, Si 량은 0.5 질량% 이상, 2.0 질량% 이하의 범위로 한정하였다.

Mn: 1.0 질량% 이상, 3.0 질량% 이하

Mn 은 강도의 향상에 기여할 뿐만 아니라, 담금질성을 향상시켜 제 2 상을 마르텐사이트상으로 하기 쉬운 효과가 있다. 또, Mn 은 열간 가공시 취성균열의 원인이 되는 고용 S 를 MnS 로 석출시켜 무해화하는 효과도 있다. 이와 같은 효과는 Mn 량이 1.0 질량% 미만이면 그다지 기대할 수 없다. 한편, Mn 량이 3.0 질량% 를 초과하면 강도가 증가하여 연성이 현저하게 저하하거나 용접성의 열화를 초래하는 등, 본 발명에 대해 악영향을 미치게 된다. 따라서, Mn 량은 1.0 질량% 이상, 3.0 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 1.0 질량% 이상, 2.5 질량% 이하의 범위이다.

Mo: 0.1 질량% 이상, 0.6 질량% 이하

Mo 는 본 발명에서 특히 중요한 원소이다. 이 Mo 는 강도에 대한 기여는 물론, 담금질성을 강에 부여하여 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 조직의 형성을 용이하게 하여 저항복비로 함으로써 형상 동결성의 개선에 유효하게 기여한다. 또 Mo 는 결정입자를 미세화시켜 강도와 신장도의 밸런스를 개선하는 효과 도 있다. 또한 Mo 는 페라이트중에 고용되어 인장강도를 상승시킴과 동시에 연질인 페라이트입자를 강화시켜 피로강도를 향상시키는 작용도 있다. 상기 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.1 질량% 의 Mo 첨가가 필요하다. 그러나, Mo 량이 0.6 질량% 를 초과하면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 페라이트중의 C, N 과 결합하여 탄ㆍ질화물을 형성하고 고용 (C+N) 량을 감소시켜 베이킹경화성을 저하시킬 우려가 있다. 또, 비용 상승이나 용접성의 열화 등의 악영향이 생긴다. 따라서, Mo 량은 0.1 질량% 이상, 0.6 질량% 이하의 범위로 한정하였다.

Al: 0.01 질량% 이상, 0.1 질량% 이하

Al 은 탈산제로서 유효하게 기여하지만, Al 량이 0.01% 미만이면 충분한 첨가효과를 얻을 수 없다. 한편, Al 량이 0.1 질량% 를 초과하면 그 첨가효과가 포화될 뿐만 아니라, 비용 상승이 되거나 강판을 취화시키게 되기도 한다. 따라서, Al 량은 0.01 질량% 이상, 0.1 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.03 질량% 이상, 0.1 질량% 이하의 범위이다.

N: 0.002 질량% 이상, 0.006 질량% 이하

N 은 C 와 마찬가지로 페라이트중에 고용되어 페라이트의 경도를 상승시키는 점에서 유용한 원소이다. 그러나, N 량이 0.002 질량% 미만이면 충분한 첨가효과를 얻을 수 없다. 한편, N 량이 0.006 질량% 를 초과하면 현저한 연성의 열화를 초래한다. 따라서, N 량은 0.002 질량% 이상, 0.006 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.003 질량% 이상이다.

고용 (C+N): 0.0010 질량% 이상

적정량의 고용 (C+N) 을 확보함으로써 성형시에 도입된 전위는 그 후의 열처리에서 강중의 고용원소 주로 페라이트중에 고용되어 있는 C, N 에 의해 보충되고 페라이트중에 멈춰 페라이트의 경도를 상승시킨다. 이로써, 베이킹경화성은 향상되고 또 내구피로특성도 향상된다. 그러나, 고용 (C+N) 량이 합계로 0.0010 질량% 미만이면 상기 효과는 얻을 수 없기 때문에, 본 발명에서는 (C+N) 을 0.0010 질량% 이상의 범위로 고용시키기로 하였다. 보다 바람직하게는 고용 (C+N)≥0.0020 질량% 이다. 또한, 이 고용 (C+N) 량의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.0050 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.

P: 0.03 질량% 이하

P 는 본 발명에서는 유해한 원소이다. 이 P 가 다량으로 함유되면 용접성이 열화되거나 입계 취화를 야기시키므로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히 P 량이 0.03 질량% 를 초과하면 상기 악영향이 현저해지므로, P 량은 0.03 질량% 이하로 억제하기로 하였다. 또한, P 량의 하한에 대해서는 많은 제강 비용을 들이지 않고 제조하는 관점에서 0.005 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.01 질량% 이하

S 는 열간 가공성이나 인성, 용접성을 현저하게 열화시키는 원소로 특히 S 량이 0.01 질량% 를 초과하면 이들의 폐해가 커진다. 또, S 의 다량 첨가는 결정입자를 조대화시키는 요인이 되기도 한다. 또한, S 를 다량으로 첨가하면 조대한 개재물이 증가하여 내피로특성을 열화시킨다. 따라서, S 량은 0.01 질량% 이하로 억제하기로 하였다. 바람직하게는 0.005 질량% 이하이다. 또한, 현재의 정련기술에서는 0.001 질량% 를 하회하는 값까지 S 를 저하시키기 위해서는 제강 비용이 현저하게 증대하므로 S 량의 하한은 0.001 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.

이상, 필수성분에 대해 설명하였는데, 본 발명에서는 상기 필수성분 외에도 이하의 성분을 적절하게 함유시킬 수 있다.

Cr: 0.2 질량% 이하

Cr 은 담금질성을 향상시키고 고용원소를 확보하여 강도를 상승시키는 데에 유효하게 기여할 뿐만 아니라, 페라이트와 마르텐사이트의 혼합조직을 얻는 데에 효과적인 원소이다. 또, Cr 은 퍼얼라이트변태를 억제하여 열연시의 제 2 상 오스테나이트상을 안정화시키는 점에서도 유용한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Cr 량은 0.05 질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 량이 0.2 질량% 를 초과하면 페라이트중의 C 와 강하게 결합하고 Cr 탄ㆍ질화물이 생성되어 고용 (C+N) 량을 감소시키는 폐해가 생긴다. 또, Cr 량이 0.2 질량% 를 초과하면 현저한 화성처리성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미치고, 또한 첨가비용도 커진다. 따라서, Cr 은 0.2 질량% 이하로 함유시키기로 하였다.

Ca: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하

Ca 는 황화물을 미세화시키는 작용이 있고 신장도 및 내구피로특성의 개선에 유효하게 기여한다. 그러나, Ca 량이 0.001 질량% 미만이면 충분한 첨가효과를 얻을 수 없다. 한편, Ca 량이 0.005 질량% 를 초과하면 그 첨가효과는 포화에 도달하고 비경제적일 뿐만 아니라, 강의 청정도를 저하시킨다. 또, Ca 량이 0.005 질량% 를 초과하면 결정입자가 조대화되어 내구피로특성의 열화를 초래한다. 따라서, Ca 는 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하의 범위로 함유시키기로 하였다.

REM: 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하

REM (희토류 원소) 도 Ca 와 마찬가지로 황화물의 형태를 제어하고 신장도 및 내구피로특성을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, Ca 와 동일한 이유로 인해 REM 은 0.001 질량% 이상, 0.005 질량% 이하의 범위로 함유시키기로 하였다.

이상, 본 발명의 바람직한 성분조성범위에 대해 설명하였지만, 본 발명은 성분조성을 상기 범위로만 한정하는 것은 불충분하며 강조직을 소정 조직으로 하는 것도 중요하다.

즉, 페라이트를 주상으로 하고 제 2 상으로 마르텐사이트를 전체 조직에 대한 체적비율로 5∼30% 의 범위로 제어할 필요가 있다.

즉, 마르텐사이트 분율을 적정한 범위로 제어함으로써 항복비를 저하시켜 형상 동결성을 향상시킬 수 있다. 또, 상기 제어는 가공경화량을 증가시키는 효과도 있기 때문에 강성을 확보하는 점에서도 유효하다. 또한, 590㎫ 이상의 강도레벨에서 강도와 신장도의 밸런스도 양호해지고, 강판의 강도 상승으로 인한 자동차 부품의 성형성의 열화를 효과적으로 방지할 수 있다.

상기 효과는 마르텐사이트 분율을 5% 이상으로 발현하지만, 분율이 30% 를 초과하면 이 효과는 포화되거나 페라이트중의 고용 (C+N) 량이 감소하는 폐해도 생긴다. 따라서, 제 2 상으로서의 마르텐사이트량은 체적비율로 5∼30% 의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 10∼18% 이다.

또한, 그 외의 상으로 베이나이트상이나 퍼얼라이트상 등이 생기는 경우가 있다. 이들 상이 체적분율로 5% 이상이 되면 강판의 항복비가 증가하므로 5% 미만으로 억제할 필요가 있다. 즉, 페라이트상과 마르텐사이트상의 합계는 체적비율로 95% 이상으로 할 필요가 있다.

또, 페라이트의 평균결정입경을 8㎛ 이하로 하는 것도 중요하다.

즉, 성형성과 피로강도를 양립시키기 위해서는 강도와 신장도의 밸런스를 향상시킬 필요가 있는데, 이를 위해서는 결정입자의 미세화를 도모하는 것이 유효하다. 결정입경을 미세하게 함으로써 신장도특성을 열화시키지 않고 강도를 크게 할 수 있게 된다. 이로써, 성형시의 미세한 균열 생성이 감소한다. 또, 결정입자가 미세해지면 균열의 진전이 적어져 내구피로특성이 향상된다. 상기 효과는 페라이트입경이 8㎛ 이하에서 현저하게 발현하고, 8㎛ 를 초과하면 감소하므로 페라이트의 평균결정입경은 8㎛ 이하로 한정하였다. 보다 바람직하게는 6㎛ 이하이다.

이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.

강슬래브의 제조수단에 대해서는 특별히 한정은 없고, 종래부터 공지된 연속주조법 및 조괴-분괴법을 사용할 수 있다.

이어서, 열간 압연시에는 압연종료온도를 Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점+100℃) 이하의 범위로 제어하는 것이 중요하다. 이것은 상기 온도범위에서 압연을 종료함으로써 적절한 오스테나이트 (γ) 입자성장과, 계속되는 냉각후의 체류처리에서 페라이트상 (α) 으로의 변태와 페라이트 입자성장이 일어나 페라이트와 마르텐사이트의 2 상 조직을 효과적으로 형성할 수 있기 때문이다. 이 점, 마무리압연온도가 (Ar₃ 점+100℃) 를 초과하면 오스테나이트입경이 조대해지기 때문에 페라이트입경의 미세화를 달성할 수 없어 강도와 신장도의 밸런스의 저하를 초래한다. 한편, 마무리압연온도가 Ar₃ 점 미만이면 변형의 축적이 커지고, 계속되는 냉각후의 완냉과정에서 페라이트상의 석출이 과도하게 진행되기 때문에 제 2 상이 되는 마르텐사이트 분율이 저하된다. 또 마무리압연온도가 저온이 되면 페라이트상이 전신입자가 되어 성형성과 피로강도 양쪽에 악영향을 미친다. 보다 바람직한 마무리압연온도는 Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점+50℃) 이하의 범위이다.

상기 열간 압연후, 750℃ 이하, 650℃ 이상의 온도영역으로 냉각하고, 계속해서 이 온도영역에 2 초 이상, 20 초 이하 체류시킨다. 체류온도가 상기 온도영역을 벗어나면 페라이트상의 석출노즐로부터 벗어나 체류처리, 즉 공랭 등의 완냉과정에서의 페라이트변태가 지연된다. 또, 이 온도영역에 상기 시간으로 체류시킴으로써 α와 γ의 2 상 분리가 촉진되고, 페라이트와 마르텐사이트의 2 상 조직이 얻어져 항복비가 저하되고 형상 동결성이 향상된다. 이 점, 체류온도가 750℃ 를 초과하거나 또는 650℃ 미만에서는 α와 γ의 2 상 분리가 촉진된다. 보다 바람직한 체류온도영역은 720℃ 이하, 680℃ 이상이다. 또한, 체류처리에 대해서는 상기한 완냉처리 외에 일정 온도로 유지하는 보정 (保定) 처리로 할 수도 있다.

또, 체류시간이 2 초 미만이면 γ로부터 α로의 2 상 분리가 진행되지 않고 오스테나이트중으로의 C 농화가 불충분하며, 계속되는 권취공정에서 제 2 상 마르텐사이트변태가 잘 일어나지 않게 되어 목적으로 하는 조직을 얻을 수 없다. 한편, 체류시간이 20 초를 초과하면 페라이트변태가 과도하게 진행되어 γ로부터 α로의 2 상 분리가 촉진되고, 계속되는 권취공정에서 생성되는 마르텐사이트 분율이 현저하게 저하된다. 또, 체류시간이 20 초를 초과하면 페라이트중의 고용 C, N 이 오스테나이트중 또는 입계로 확산하여 감소하기 때문에, 최종적으로 고용 (C+N) 량을 확보하기가 곤란해진다. 또한, 페라이트입경이 8㎛ 를 초과할 우려도 생긴다. 따라서, 750℃ 이하, 650℃ 이상의 온도영역에서의 체류시간은 2 초 이상, 20 초 이하의 범위로 한정하였다. 보다 바람직한 체류시간은 4 초 이상, 8 초 이하이다. 또한, 열간 압연후, 750℃ 이상, 650℃ 이하의 온도영역으로 냉각할 때 냉각속도는 특별히 한정되지 않는다. 이 냉각속도는 통상 실시되고 있는 15∼40℃/s 정도이면 충분하다.

그 후, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고 350℃ 이하의 온도로 권취한다. 이 이유는 원하는 페라이트-마르텐사이트조직을 얻기 위해, 그리고 충분한 양의 고용 (C+N) 을 확보하기 위해서이다. 즉, 냉각속도가 20℃/s 미만이면 C 농화량 이 적은 제 2 상은 마르텐사이트변태를 잘 초래하지 않게 되어 마르텐사이트 분율이 감소하여 베이나이트가 생성되기 쉬워진다. 또, 냉각속도가 20℃/s 미만이 되면 냉각과정에서 C, N 이 입계 및 제 2 상으로 확산되고, 페라이트중에서의 농도가 저하되어 최종적으로 소정량의 고용 (C+N) 을 확보하기가 어려워진다. 한편, 권취온도가 350℃ 를 초과하면 퍼얼라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워지고, 또 권취후에 C, N 이 확산되고 페라이트중의 고용 C, N 량이 감소하여 필요한 양의 고용 (C+N) 을 확보하기가 어려워진다. 보다 바람직한 냉각속도는 30℃/s 이상, 또 보다 바람직한 권취온도는 250℃ 이하이다.

도면의 간단한 설명

도 1 은 형상 동결성의 평가방법을 나타낸 도면.

도 2 는 내구피로시험방법-굽힘모멘트 내구시험장치의 모식도.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

표 1 에 나타내는 성분조성이 되는 강슬래브를, 표 2 에 나타내는 다양한 조건으로 처리하여 판두께: 3.5㎜ 의 열연강판으로 하였다.

이어서, 산세후, 얻어진 열연강판의 강조직, 페라이트의 평균결정입경 및 고용 (C+N) 량에 대해 조사한 결과를 표 3 에 나타낸다.

또, 얻어진 열연강판의 기계적 특성, 형상 동결성, 내구피로특성, 화성처리성 및 용접성에 대해 조사한 결과를 표 4 에 나타낸다.

또한, 페라이트의 평균결정입경은 전자현미경으로 사진촬영한 후, JIS G0552 로 나타내는 강의 페라이트 결정입도시험방법의 절단법에 준거하여 구하였다.

또, 페라이트 및 마르텐사이트의 체적비율은 전자현미경사진을 화상처리하여 페라이트 및 마르텐사이트 분율 (면적율) 을 구하고 이것을 체적비율로 하였다.

또한, 고용 (C+N) 농도의 측정은 내부 마찰법에 의해 주파수: 1㎐, 시험온도: 실온에서 실시하였다.

또, 각종 특성은 다음과 같이 하여 평가하였다.

형상 동결성

강판으로부터 압연방향을 길이방향으로 하고 폭: 50㎜, 길이: 100㎜ 의 시험편을 채취하여, 도 1 에 나타내는 해트(hat)굽힘성형후에 이형되었을 때의, 반경: 5㎜ 의 펀치귀퉁이에 의해 세로벽부에 생긴 휨 각도 (θ) 로 평가하였다. 적정한 휨 각도는 금형의 형상과 프레스성형후의 형상정밀도를 고려하여 TS ≤700㎫ 의 경우 θ≤4°, TS＞700㎫ 의 경우 θ≤6°로 하였다.

내구피로특성

내구피로특성의 시험에는 도 2 에 나타내는 바와 같은 굽힘모멘트 내구시험장치를 사용하였다. 시험용 재료인 휠은 금형에 의해 성형한 디스크에 림부를 스폿용접하여 제작한 후, 170℃ 에서 베이킹도장을 실시한 것을 사용하였다. 시험조건은 부하모멘트: 2000Nㆍm, 회전주파수: 20Hz 로 실시하였다. 디스크부에 미소한 피로크랙이 발생한 시점에서 시험을 정지하고, 그 때의 회전수에 의해 내구피로특성을 평가하였다. 미소한 피로크랙의 검출은 휠디스크 표면에 미세한 표식을 부여하고, 레이저광을 이 표식에 조사하여 그 반사광을 검출기로 연속적으로 검출하고, 그 강도변화에 따라 실시하여 그 때의 부하아암의 회전수에 의해 내구피로특성을 평가하였다. 휠에 적용하기 위해서는 내구피로시험 결과에서 20 만회 이상이 되는 것이 필요하다.

또, 기계적 특성은 판두께: 3.5㎜ 이며 압연방향과 직교하는 방향인 압연폭방향 (C 방향) 에서 채취한 JIS 5 호 인장시험편을 사용하여 인장시험을 실시하여 조사하였다.

화성처리성은 질량 W₀ 의 시험재 강판을 세정ㆍ탈지후, 화성제 (인산아연용액) 를 포함하는 용액중에 일정 시간 침지하고, 또한 세정후, 질량 (W) 을 측정하여 인산아연결정의 부착에 의한 단위면적 당 질량증가분 (W-W₀) 에 의해 평가하였다. 목표값은 2.0g/㎡ 이상이다.

용접성은 아크용접을 실시하고, 인장시험기에 의해 용접부의 인장강도를 구하여 모재의 인장강도 이상의 경우를 합격 (○) 으로 하였다.

표 4 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 얻어진 열연강판은 모두 기계적 여러 특성이 우수함은 물론, 우수한 형상 동결성, 내구피로특성을 갖고 또한 화성처리성이나 용접성도 우수하였다.

산업상이용가능성

본 발명에 의하면, 인장강도가 590㎫ 레벨 이상에서 고강도이며 고신장도를 갖고 프레스성형성과 성형후의 형상 동결성이 우수하며, 또 베이킹도장후의 내구피로특성도 우수하고, 또한 화성처리성이나 용접성도 우수한 고장력 열연강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

따라서, 본 발명의 고장력 열연강판은 프레스성형후, 베이킹도장을 실시하여 제품으로 되는 휠디스크 등과 같은 자동차용 부품의 제공에 특히 바람직하다.

Claims

C: 0.02질량% 이상, 0.2질량% 이하,

Si: 0.5질량% 이상, 2.0질량% 이하,

Mn: 1.0질량% 이상, 3.0질량% 이하,

Mo: 0.1질량% 이상, 0.6질량% 이하,

Al: 0.01질량% 이상, 0.1질량% 이하,

N: 0.002질량% 이상, 0.006질량% 이하,

P: 0.03질량% 이하 및,

S: 0.01질량% 이하

이며, 또한

고용 (C+N): 0.0010질량% 이상

을 만족시키는 범위에서 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되어 주상이 페라이트이며, 제 2 상이 체적비율로 5∼30% 의 마르텐사이트상으로 이루어지고, 양자의 합계가 체적비율로 95% 이상이 되는 강조직을 갖고, 또한 페라이트의 평균결정입경이 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 형상 동결성 (shape fixability) 과 성형후의 내구피로특성 (endurance fatigue characteristics after forming) 이 우수한 고장력 열연강판.
제 1 항에 있어서, 강판이, 추가로

Cr: 0.2질량% 이하,

Ca: 0.001질량% 이상, 0.005질량% 이하 및,

REM: 0.001질량% 이상, 0.005질량% 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고장력 열연강판.
C: 0.02질량% 이상, 0.2질량% 이하,

Si: 0.5질량% 이상, 2.0질량% 이하,

Mn: 1.0질량% 이상, 3.0질량% 이하,

Mo: 0.1질량% 이상, 0.6질량% 이하,

Al: 0.01질량% 이상, 0.1질량% 이하,

N: 0.002질량% 이상, 0.006질량% 이하,

P: 0.03질량% 이하 및,

S: 0.01질량% 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 마무리압연온도가 Ar₃ 점 이상, (Ar₃ 점+100℃) 이하의 조건에서 열간압연하고, 이어서 750℃ 이하, 650℃ 이상까지 냉각하고, 계속해서 이 온도범위에 2 초 이상, 20 초 이하 체류시킨 후, 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하여 350℃ 이하의 온도로 권취하는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고용 (C+N) 을 0.0010질량% 이상 함유하는 고장력 열연강판의 제조방법.
제 3 항에 있어서, 강슬래브가, 추가로

Cr: 0.2질량% 이하,

Ca: 0.001질량% 이상, 0.005질량% 이하 및,

REM: 0.001질량% 이상, 0.005질량% 이하

중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 형상 동결성과 성형후의 내구피로특성이 우수한 고용 (C+N) 을 0.0010질량% 이상 함유하는 고장력 열연강판의 제조방법.