KR101142620B1 - 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

이 열연 강판은, 질량％로, C:0.01 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.1％, Mn:0.1 내지 3％, P:0.1％ 이하, S:0.03％ 이하, Al:0.001 내지 1％, N:0.01％ 이하, Nb:0.005 내지 0.08％, Ti:0.001 내지 0.2％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 식 [Nb]×[C]≤4.34×10-3을 만족하고, 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하이다. 이 열연 강판의 제조 방법은, 상기 열연 강판의 성분을 갖는 강편을, 온도 SRTmin(℃) 이상 1170℃ 이하로 가열하고, 조압연을 종료 온도 1080℃ 이상 1150℃ 이하의 조건에서 행하고, 그 후 30초 이상, 150초 이내에 마무리 압연을 1000℃ 이상 1080℃ 미만에서 개시하고, 최종 패스의 압하율이 3％ 이상 15％ 이하가 되도록, Ar3 변태점 온도 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 종료하고, 15℃/sec 초과의 냉각 속도로, 냉각 개시로부터 450℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여, 권취한다.
열연 강판, 아연 도금욕, 강편, 디스케일링압, 조압연

Description

박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET BEING FREE FROM PEELING AND EXCELLING IN SURFACE AND BURRING PROPERTIES AND PROCESS FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은, 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2007년 3월 27일에 출원된 일본 특허 출원 제2007-82567호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 본원에 원용한다.
최근, 자동차의 연비 향상을 비롯한 각종 강판의 경량화를 목적으로 하여, 철 합금 등의 강판의 고강도화나 Al 합금 등의 경금속의 적용이 진행되고 있다. 그러나 강 등의 중금속과 비교한 경우, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다고 하는 이점이 있지만, 현저하게 고가라고 하는 결점이 있기 때문에, 그 적용은 특수한 용도로 제한되어 있다. 따라서, 각종 강판의 경량화를 보다 저렴하고 또한 넓은 범위에서 추진하기 위해서는, 강판의 고강도화가 필요해진다.
강판의 고강도화는, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성의 열화를 수반하기 때문에, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할지가 고강 도 강판의 개발에 있어서 중요해진다. 특히, 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 등의 자동차 부재로서 이용되는 강판은, 연신 플랜지 가공성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성 및 내식성 등이 요구되고, 이들 재료 특성과 고강도성을 어떻게 고차원으로 균형있게 발휘시킬지가 중요하다.
예를 들어, 차체 중량의 약 20％를 차지하는 구조 부재나 서스펜션 등의 자동차 부재에 이용되는 강판은, 전단이나 펀칭 가공에 의해 블랭킹이나 천공을 행한 후, 연신 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이 실시되므로, 매우 엄격한 구멍 확장성(λ값)이 요구된다.
또한, 이러한 부재에 대해 이용되는 강판에서는, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 단부면에 흠집이나 미소 균열이 발생하고, 이들 발생한 흠집이나 미소 균열보다 균열이 진전되어 피로 파괴에 이르는 것이 우려된다. 이로 인해, 상기 강재의 단부면에 있어서는, 피로 내구성을 향상시키기 위해 흠집이나 미소 균열을 발생시키지 않는 것이 필요하게 되어 있다.
이들 단부면에 발생한 흠집이나 미소 균열로서, 도 1에 나타내는 바와 같이, 단부면의 판 두께 방향으로 평행하게 균열이 발생한다. 이 균열을「박리」라 칭하고 있다. 또한, 도 1에 있어서, 원통면이 판 두께 방향의 면이며, 원통면에 평행하게 발생되어 있는 것이「박리」이다.
이「박리」는, 특히 540㎫급의 강판에서는, 약 80％ 정도, 780㎫급의 강판에서는 거의 100％ 발생한다. 또한, 이「박리」는 구멍 확장률과는 상관없이 발생한다. 예를 들어, 구멍 확장률이 50％라도, 100％라도 발생한다.
또한, 시트 레일, 시트 벨트 버클, 휠 디스크 등의 자동차 부재에 대해 이용되는 강판으로서는, 미관성, 의장성 및 고성형성이 우수한 고강도 강판이 요구된다. 이로 인해, 자동차 부재 등에 이용되는 각종 강판은, 목적에 따라서 상기한 바와 같은 재료 특성에 부가하여 엄격한 표면 품위가 요구되도록 되어 왔다.
이와 같이 고강도성과, 특히 성형성과 같은 각종 재료 특성을 양립하기 위해, 강 조직을, 페라이트를 90％ 이상으로 하고 잔량부를 베이나이트로 함으로써, 고강도와 연성, 구멍 확장성을 양립하는 강판의 제조 방법이 개시되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 참조).
그러나 특허 문헌 1에 개시되는 기술을 적용하여 제조되는 강판은, Si를 0.3％ 이상 포함하고 있고, 적색 스케일(Si 스케일)이라 불리우는 타이거 스트라이프 형상의 스케일 모양이 강판의 표면에 생성되므로, 엄격한 표면 품위가 요구되는 자동차 부재 등에 이용되는 각종 강판에의 적용은 어렵다.
또한, 발명자는 추가로 시험해 본 바, 인용 문헌 1의 조성의 강에서는 펀칭 후에「박리」가 발생하였다.
이 과제에 대해서는, Si의 첨가량을 0.3％ 이하로 억제함으로써 적색 스케일의 발생을 억제하고, 또한 Mo를 첨가하여 석출물을 미세화함으로써 고강도이면서 우수한 연신 플랜지성을 달성하는 고장력 열연 강판의 기술이 개시되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 2, 3).
그러나 상술한 특허 문헌 2, 3에 개시된 기술을 적용한 강판은, Si 첨가량이 0.3％ 이하 정도이지만, 적색 스케일의 발생을 충분히 억제하는 것은 어렵고, 또한 고가의 합금 원소인 Mo를 0.07％ 이상 첨가하는 것을 필수로 하고 있기 때문에 제조 비용이 높다고 하는 문제점이 있다.
또한, 발명자는 추가로 시험해 본 바, 인용 문헌 2 또는 3의 조성의 강에서는, 펀칭 후에「박리」가 발생하였다.
따라서, 특허 문헌 2, 3에 개시되어 있는 기술에 있어서는, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 단부면에서의 흠집이나 미소 균열을 억제하는 기술에 대해 전혀 개시되어 있지 않다.
특허 문헌 1:일본 특허 출원 공개 평6-293910호 공보
특허 문헌 2:일본 특허 출원 공개 제2002-322540호 공보
특허 문헌 3:일본 특허 출원 공개 제2002-322541호 공보
그래서 본 발명은, 상술한 문제점에 비추어 안출된 것이며, 그 목적으로 하는 바는, 고강도이면서 엄격한 가공성 및 구멍 확장성이 요구되는 부재에의 적용이 가능하고, 부재 표면에 Si 스케일 등에 의한 외관 열화가 없어 표면 성상이 우수하고, 특히 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 부재 단부면에서의 균열「박리」에 대한 내성이 우수한 540㎫급 이상, 또한 780㎫급 이상의 강판 그레이드인 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에서 서술하는「버링성이 우수하다」라 함은, 단부면에「박리」를 발생시키지 않고, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법에서, 540㎫급의 강판에서는 135％ 이상의 구멍 확장률, 혹은 780㎫ 이상의 강판에서는 90％ 이상의 구멍 확장률을 달성할 수 있는 강이다.
상술한 바와 같은 문제점을 해결하기 위해 본 발명자들은, 이하에 나타내는 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판을 발명하였다.
본 발명의 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판은, 질량％로, C:0.01 내지 0.1％, Si:0.01 내지 0.1％, Mn:0.1 내지 3％, P:0.1％ 이하, S:0.03％ 이하, Al:0.001 내지 1％, N:0.01％ 이하, Nb:0.005 내지 0.08％, Ti:0.001 내지 0.2％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Nb 함유량을 [Nb], C 함유량을 [C]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
[Nb]×[C]≤4.34×10-3
고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하이며, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하이다.
본 발명의 열연 강판에서는, C:0.01 내지 0.07％, Mn:0.1 내지 2％, Nb:0.005 내지 0.05％, Ti:0.001％ 내지 0.06％이고, 또한 Si 함유량을 [Si], Ti 함유량을[Ti]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
3×[Si]≥[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])
인장 강도가 540㎫ 내지 780㎫ 미만이라도 좋다.
C:0.03 내지 0.1％, Si:0.01≤Si≤0.1, Mn:0.8 내지 2.6％, Nb:0.01％ 내지 0.08％, Ti:0.04％ 내지 0.2％이고, 또한 Ti 함유량을 [Ti]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.005
인장 강도가 780㎫ 이상이라도 좋다.
질량％로, Cu:0.2 내지 1.2％, Ni:0.1 내지 0.6％, Mo:0.05 내지 1％, V:0.02 내지 0.2％, Cr:0.01 내지 1％ 중 어느 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다.
질량％로, Ca:0.0005 내지 0.005％, REM:0.0005 내지 0.02％ 중 어느 1종 또는 2종을 더 함유해도 좋다.
질량％로, B:0.0002 내지 0.002％를 더 함유하고, 고용 C 및/또는 고용 B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하라도 좋다.
아연 도금이 실시되어 있어도 좋다.
본 발명의 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법은, 본 발명의 열연 강판의 성분을 갖는 강편을, 이하의 식을 만족하는 온도 SRTmin(℃) 이상 1170℃ 이하로 가열하고,
SRTmin=6670/{2.26-log([Nb]×[C])}-273
또한, 조압연을 종료 온도 1080℃ 이상 1150℃ 이하의 조건에서 행하고, 그 후 30초 이상, 150초 이내에 마무리 압연을 1000℃ 이상 1080℃ 미만에서 개시하고, 최종 패스의 압하율이 3％ 이상 15％ 이하가 되도록, Ar3 변태점 온도 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 종료하고, 15℃/sec 초과의 냉각 속도로, 냉각 개시로부터 450℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여, 권취한다.
본 발명의 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법에서는, 권취 후에 얻어진 강판을 산세(酸洗)하고, 그 후에 아연 도금욕 중에 침지시켜 강판 표면을 아연 도금해도 좋다.
아연 도금 후에 얻어진 강판을 합금화 처리해도 좋다.
본 발명은 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 이들 강판을 이용함으로써, 엄격한 가공성 및 구멍 확장성이 요구되는 부재에의 적용이 용이하고, 이들 강판은, 부재 표면에 Si 스케일 등에 의한 외관 열화가 없어 표면 성상이 우수하고, 특히 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 부재 단부면에서의 균열(「박리」)에 대한 내성이 우수하다. 그리고 540㎫급 이상, 또한 780㎫급 이상의 강판 그레이드이며 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있다. 이로 인해, 본 발명은 공업적 가치가 높은 발명이라고 할 수 있다.
도 1은 펀칭부를 비스듬히 상방으로부터 본 사진이다.
도 2는 고용 C, B의 입계 편석 밀도(입계 개수 밀도)와 권취 온도의 관계에 있어서의 파단면 균열의 유무를 나타내는 도면이다.
도 3은 구멍 확장값과 입계 시멘타이트 입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 입계 시멘타이트 입경과 권취 온도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 Si 함유량과 가열 온도의 관계에 있어서의 Si 스케일의 유무를 나타 내는 도면이다.
도 6은 강판의 인장 강도와 가열 온도의 관계를 나타내는 도면이다.
이하에, 본 발명을 실시하기 위한 최량의 형태로서, 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판(이하, 단순히 열연 강판이라 함)에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 이하에서는, 조성에 있어서의 질량％를, 단순히 ％라 기재한다.
우선, 본 발명을 완성하는 것에 이른 기초적 연구 결과에 대해 설명한다.
본 발명자는, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 부재 단부면에 발생하는 미소 균열(이하, 이들 흠집이나 미소 균열을 총칭하여「박리」(파단면 균열)라 함)과 Si 스케일의 발생에 대해 열연 강판의 재질, 성분 또는 마이크로 조직 등의 야금 인자가 미치는 영향을 조사하기 위해 실험을 행하였다. 얻어진 결과를 이하에 나타낸다.
「박리」가 발생되어 있는 고강도 강에서는, 나이탈 부식액으로 금상(金相) 조직을 관찰한 바, 입계가 검출되지 않았다.
「박리」가 없는 고강도 강에서는, 나이탈 부식액으로 금상 조직을 관찰한 바, 입계가 검출되거나, 검출되지 않거나 하였다.
그러나 극저탄소강(IF 강)에서는,「박리」가 발생하지 않았지만, 이 강은 나이탈 부식액으로 금상 조직을 관찰한 바, 입계가 검출되지 않고, 구멍 확장률도 높았다.
이상에 의해,「박리」는, 일의적(一義的)으로 나이탈 부식액에 의한 입계의 검출과는 상관이 없었다.
그래서, 더 실험을 행하여「박리」의 관계를 상세하게 추구하였다.
그 결과, 결정입계를 상세하게 조사한 실험과 결과는 이하에 상세하게 서술하지만, 도 2에 나타내는 바와 같이, 결정입계에 존재하고 있는 고용 C의 개수 밀도와,「박리」의 발생이 관계되어 있는 것을 알 수 있었다.
또한, 상세를 검토하기 위해 이하의 실험을 행하였다.
우선, 표 1에 나타내는 강 성분의 주조편을 용제(溶製)하고, 열연 강판의 제조 프로세스 중, 권취 온도를 변화시켜 제조한 2㎜ 두께의 열연 강판을 준비하였다. 본 발명자는, 얻어진 열연 강판에 대해, 권취 온도와 고용 C 및/또는 고용 B의 입계 개수 밀도의 관계에 있어서의 파단면 균열의 유무, 입계에 석출되어 있는 입계 시멘타이트 입경과 구멍 확장값의 관계, 또한 권취 온도와 입계 시멘타이트 입경의 관계를 조사하였다. 또한, 본 명세서 중에 있어서, 표 중의 1*는, [C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])의 값을 나타내고, 2*는, 3×[Si]-{[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])}의 값을 나타낸다. 식 중의 [C]는 C 함유량, [Ti]는 Ti 함유량, [Nb]는 Nb 함유량, [Si]는 Si 함유량을 각각 나타낸다.
Figure 112009058398859-pct00001
여기서, 본 조사에 있어서, 구멍 확장값, 파단면 균열, 입계 시멘타이트 입경 및 입계 편석 밀도는, 이하에 나타내는 방법에 따라서 평가하였다.
구멍 확장값은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법에 따라서 평가하였다. 또한, 파단면 균열의 유무는, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법과 동일한 방법으로 클리어런스를 20％로 하여 펀칭하고, 그 펀칭면을 육안으로 확인하였다.
입계에 석출되어 있는 입계 시멘타이트 입경은, 시험 강의 강판 판폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료의 1/4 두께의 부분으로부터 투과형 전자 현미경 샘플을 채취하여, 200㎸의 가속 전압의 전계 방사형 전자총(Field Emission Gun:FEG)을 탑재한 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하였다. 입계에 관찰된 석출물은, 회절 패턴을 해석함으로써 시멘타이트인 것을 확인하였다. 또한, 본 조사에 있어서 입계 시멘타이트 입경은, 한 시야에 있어서 관찰된 전체 입계 시멘타이트의 입경을 측정하여, 측정값으로부터 산출되는 평균값이라 정의한다.
또한, 입계 및 입내에 존재하고 있는 고용 C를 측정하기 위해서는, 3차원 원자 프로브를 이용하였다. 1988년에 옥스포드 대학의 A.Cerezo 등에 의해 개발된 위치 민감형 원자 프로브(position sensitive atom probe, PoSAP)는, 원자 프로브의 검출기에 위치 민감형 검출기(position sensitive detector)를 도입하고 있고, 분석시에 애퍼쳐를 이용하지 않고 검출기에 도달한 원자의 비행 시간과 위치를 동시에 측정할 수 있는 장치이다. 이 장치를 이용하면 시료 표면에 존재하는 합금 중의 전체 구성 원소를 원자 레벨의 공간 분해능으로 2차원 맵으로서 표시할 수 있을 뿐만 아니라, 전계 증발 현상을 이용하여 시료 표면을 1원자층씩 증발시킴으로써, 2차원 맵을 깊이 방향으로 확장해 감으로써 3차원 맵으로서 표시?분석할 수 있다. 입계 관찰에는, 입계부를 포함하는 AP용 침상(針狀) 시료를 제작하기 위해 FIB(수렴 이온 빔) 장치/히다찌 세이사꾸쇼제 FB2000A를 이용하여, 잘라낸 시료를 전해 연마에 의해 침 형상으로 하기 위해 임의 형상 주사 빔으로 입계부를 침 선단부가 되도록 하였다. 그 시료를, SIM(주사 이온 현미경)의 채널링 현상으로 방위가 상이한 결정립에 콘트라스트가 발생하는 것을 살리고, 관찰하면서 입계를 특정하여 이온 빔으로 절단하였다. 3차원 원자 프로브로서 이용한 장치는 CAMECA사제 OTAP이고, 측정 조건은 시료 위치 온도 약 70K, 프로브 전체 전압 10 내지 15㎸, 펄스비 25％이다. 각 시료의 입계, 입내 각각 3회 측정하여 그 평균값을 대표값으로 하였다. 측정값으로부터 백그라운드 노이즈 등을 제거하고 얻어진 값은, 단위 입계 면적당의 원자 밀도로서 정의되고, 이것을 입계 개수 밀도(입계 편석 밀도)(개/nm2)로 하였다.
따라서, 입계에 존재하는 고용 C라 함은, 확실히 입계에 존재하는 C 원자를 말한다.
본 발명에 있어서의 고용 C 입계 개수 밀도라 함은, 입계에 존재하고 있는 고용 C의 입계 단위 면적당의 개수(밀도)로 정의한다.
원자 맵에서 3차원적으로 원자의 분포를 알 수 있으므로, 입계 위치에 C 원자의 개수가 많은 것을 확인할 수 있다. 또한, 석출물이면, 원자수, 다른 원자의 위치 관계(Ti 등)에 의해 특정 가능하다.
또한, 상기 표 1의 성분의 강에서는, 고용 C로서는 거의 없고, Ti, Nb의 석출물로서 존재하고 있는 것을 확인하였다.
도 2는, 고용 C, B의 입계 개수 밀도와 권취 온도의 관계에 있어서의「박리」(파단면 균열)의 유무를 나타낸다.
도 2로부터, 권취 온도와 고용 C, B의 입계 개수 밀도는 매우 강한 상관 관계가 있는 것이 확인된다. B를 첨가하고 있지 않은 강 A에서는 권취 온도가 550℃ 이하인 경우에 있어서, 또한 B를 첨가하고 있는 강 B에서는 권취 온도가 650℃ 이하인 경우에 있어서 고용 C, B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상이 되어,「박리」(파단면 균열)를 회피할 수 있는 것이 새롭게 지견되었다.
강종 A에서는, 권취 온도가 550℃ 초과이면 입계에 편석되어 있던 고용 C가 주로 권취 후에 TiC로서 입내에 석출되어 버려, 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되었다. 그 결과, 입계의 강도가, 입내에 비해 상대적으로 저하되고, 이에 의해 펀칭 및 전단 가공시에 입계 균열을 일으켜 파단면 균열이 발생하는 것이라 추정된다.
또한, B는 입계에 편석되는 것이 알려져 있지만, 도 2에서 보는 것만으로는, B를 첨가한 것에 의한, 고용 B의 입계 개수 밀도의 증가는 1개/nm2 정도이다. B가 존재하는 경우에는, 입계에서의 고용 B도 고용 C에 부가하여 입계 개수 밀도로서 셀 필요가 있다.
도 3은, 구멍 확장값과 결정입계에 존재하는 시멘타이트 입경의 관계를 나타낸다. 도 3으로부터, 구멍 확장값과 입계에 존재하는 시멘타이트 입경은 매우 강한 상관 관계가 있는 것이 확인되었다.
또한, 결정입계에 존재하는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하가 되면 구멍 확장값이 향상되는 것이 새롭게 지견되었다.
강 A와 강 B는 도 2에 나타내는 바와 같이 입계에 고용 C도 존재한다. 그래서, 입계 개수 밀도와 결정입계에 존재하는 시멘타이트 입경의 관련에 대해 검토하였다.
도 4는, 입계 시멘타이트 입경과 권취 온도의 관계를 나타낸다. 도 4로부터, 권취 온도와 입계에 석출되어 있는 입계 시멘타이트 입경은 매우 강한 상관 관계가 있는 것이 확인된다. 권취 온도가 450℃ 이상인 경우, 입계 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하가 되는 것이 새롭게 지견되었다.
즉, 입계 개수 밀도가 4.5개/nm2 이하에서는 시멘타이트의 입경이 1㎛ 이하가 되는 것을 알 수 있었다.
이것으로부터, 입계 개수 밀도는 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하로 하는 것이「박리」를 발생시키지 않고, 구멍 확장률을 향상시키기 위해 더욱 바람직한 조건인 것을 알 수 있었다.
결정입계에 존재하는 시멘타이트의 입경이 1㎛ 이하가 되면, 구멍 확장률이 더욱 향상되는 이유는, 이하의 이유에 의한 것이라 생각된다.
우선, 구멍 확장값으로 대표되는 연신 플랜지 가공, 버링 가공성은, 펀칭 혹은 전단 가공시에 발생하는 균열의 기점이 되는 보이드의 영향을 받는다고 생각된다.
이 보이드는, 모상(母相) 입계에 석출되는 시멘타이트 상(相)이 모상립에 대해 어느 정도 큰 경우에, 모상립의 계면 근방에 있어서의 모상립이 과잉의 응력을 받기 때문에 발생되는 것이라 생각된다. 그러나 입계 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하의 사이즈인 경우는, 모상립에 대해 시멘타이트립이 상대적으로 작아, 역학적으로 응력 집중이 되지 않아 보이드가 발생하기 어려워지므로, 구멍 확장값이 향상되는 것이라 생각된다.
다음에, 본 발명자는「박리」를 발생시키지 않고, 구멍 확장률을 향상시키는 것을 전제로, 표 2에 나타내는 바와 같은 Si 첨가량을 변화시킨 강 성분의 주조편을 용제하고, 열연 강판의 제조 프로세스 중, 압연 전에 행하는 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도를 변화시켜, 2㎜ 두께의 열연 강판을 제조하였다. 본 발명자는, 얻어진 열연 강판에 기초하여, 가열 온도와 Si 함유량의 관계에 있어서의 Si 스케일의 유무 및 가열 온도와 인장 강도의 관계를 조사하였다.
Figure 112009058398859-pct00002
또한, Si 스케일의 유무는, 산세 후에 육안으로 확인하였다. 또한, 인장 강도는, 각각의 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내고, JIS Z 2241의 방법에 따라서 인장 시험을 행하여 측정된 값을 이용하였다.
도 5는, Si 함유량과 가열 온도의 관계에 있어서의 Si 스케일의 유무를 나타낸다. 도 5로부터, 강판은 Si를 0.1％ 초과 함유하면 가열 온도에 관계없이 Si 스케일이 발생하는 것이 확인되었다. 또한, 도 5로부터, 강판은 Si 함유량이 0.1％ 이하인 경우라도 가열 온도가 1170℃ 초과인 경우는, Si 함유량이 0.1％ 초과인 경우와 마찬가지로, Si 스케일이 발생하는 것이 확인되었다.
또한, 1170℃ 이하인 경우는, Si 함유량이 0.1％ 초과인 경우와는 달리, Si 함유량이 0.1％ 이하에서는 Si 스케일이 발생하지 않는 것이 확인되었다.
Si 스케일은, 열간 압연 후의 강판 표면에 적갈색의 섬 형상 모양이 되어 나타나, 강판의 외관 품질을 현저하게 손상시키게 된다. 또한, Si 스케일은, 강판 표면에 요철을 형성하고 있기 때문에, 산세 후에도 섬 형상 모양이 잔존하고, 이것이 원인으로 외관 등의 표면 성상을 현저하게 열화시킨다. 이 Si 첨가 강의 표면에 발생하는 요철은, Si의 산화물과 철의 산화물이 반응하여 화합물로서 생성되는 파이어라이트(Fe2SiO2)가 원인이라고 생각된다. 또한, Si의 함유량이 적은 경우에 발생되는, 그 후의 디스케일링에서의 박리를 곤란하게 하는 Si 스케일(적색 스케일)은, 파이어라이트와 우스타이트(FeO)의 공정점(共晶点)인 1170℃ 이상의 고온시에 생성되는 액상의 산화물이 원인이라고 생각된다.
도 6은 강판의 인장 강도와 가열 온도의 관계를 나타낸다.
도 6의 강판의 성분은, 표 2의 C 내지 F이다.
도 6으로부터, 가열 온도와 강판의 인장 강도의 사이에는, 매우 강한 상관 관계가 있는 것이 확인되었다. 즉, 본 발명의 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도인 슬래브 재가열 온도 SRT(Slab Reheating Temperature)에는, 1170℃ 이하의 온도 범위에 있어서도, 소정의 인장 강도를 발현할 수 있는 최소의 온도 SRTmin=1070℃가 존재하는 것을 알 수 있었다.
그리고 이 최소 슬래브 재가열 온도(SRTmin)는 하기 수식 (A)에 의해 산출되고, 최소 슬래브 재가열 온도(SRTmin) 이상인 경우에 인장 강도가 현저하게 향상되는 것을 알 수 있었다.
또한, 하기 수식에 있어서, Nb의 함유량(％)을 [Nb], C의 함유량(％)을 [C]로 하고, SRTmin은 Nb와 C의 곱으로부터 TiNbCN의 복합 석출물의 용체화 온도를 구한 것이다.
Figure 112009058398859-pct00003
TiNbCN의 복합 석출물을 얻기 위한 조건은, Ti의 양에 의해 정해진다. 즉, Ti가 적으면, TiN 단독으로 석출되는 일이 없어진다.
예를 들어, Ti가 0.001％ 이상이고 0.060％ 미만인 강에서는, 이하의 식을 만족한다.
0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.040
Ti가 0.040％ 이상이고 0.2％ 이하인 강에서는, 이하의 식을 만족한다.
0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.0050
상기 범위에서, 성분을 조정함으로써 안정적으로 TiNbCN의 복합 석출물이 생성된다.
상기 수식 (A)를 만족하는 온도(SRTmin) 이상인 경우에, 강판의 인장 강도가 현저하게 향상되는 것은 이하의 이유에 의한다.
즉, 목적으로 하는 인장 강도를 얻기 위해서는 Nb, Ti에 의한 석출 강화를 유효하게 활용할 필요가 있다. 이들 Nb, Ti는, 가열 전의 슬래브편에 있어서 TiN, NbC, TiC, NbTi(CN) 등의 조대한 탄질화물로서 석출되어 있다.
TiC도 Nb의 용체화 온도에서 거의 용해된다.
이것은, TiNbCN의 복합 석출물로서 슬래브 내에 존재하고 있기 때문이며, 단독의 Ti일 때보다도 용체화 온도가 매우 저온이 되어, 파이어라이트의 생성을 억제하면서, 용체화를 실현할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 종래 지견에 있는 Ti 단독이면, 용체화가 매우 고온이 되어, 파이어라이트 생성과 양립하지 않게 된다.
Nb, Ti에 의한 석출 강화를 유효하게 얻기 위해서는, 이들 조대한 탄질화물을 슬래브 가열 공정에 있어서 모재 중에 충분량 고용시킬 필요가 있다. 대부분의 Nb, Ti의 탄질화물은, Nb의 용체화 온도에서 용해된다. 따라서, 슬래브 가열 공정에 있어서, 목적으로 하는 인장 강도를 얻기 위해서는, Nb의 용체화 온도(=SRTmin)까지 슬래브를 가열할 필요가 있는 것이 판명되었다.
통상의 용해도곱의 문헌값은, TiN, TiC, NbN, NbC의 각각에 있고, TiN의 석출은 고온에서 발생하므로, 본원 발명과 같이 저온 가열에서는 용해가 어렵다고 되어 있었다. 그러나 상기한 바와 같이 NbC의 용체화만으로 대부분의 TiC의 용해도 실질적으로 발생하고 있는 것을 발명자는 발견하였다.
투과형 전자 현미경의 레플리카 관찰로 TiNb(CN) 복합 석출물이라 사료되는 석출물을 관찰하면, 고온에서 석출된 중심부와 비교적 저온에서 석출되었다고 사료되는 외피부에서는, Ti, Nb, C, N의 농도 비율이 변화되어 있다. 즉, 중심부에서는 Ti, N의 농도 비율이 높은 것에 대해 외피부에서는 Nb, C가 높다. 이것은, TiNb(CN)는 NaCl 구조의 MC형 석출물이며, NbC이면 M 사이트(site)에 Nb가 배위하고, C 사이트에 C가 배위하지만, 온도에 의해 Nb가 Ti로 치환되거나, C가 N으로 치환되기 때문이다. TiN에 대해서도 동일하다. Nb는, NbC가 완전히 용해되는 온도라도, TiN에 10 내지 30％의 사이트 프랙션(site fraction)으로 포함되므로, 엄밀하게는 TiN이 완전히 용해되는 온도 이상에서 완전히 고용된다. 그러나 Ti의 첨가량이 비교적 적은 성분계에 있어서는, 이 용체화 온도를 실질적인 Nb 석출물의 용해 하한 온도로서 지장없다. 또한, TiC에 대해서도 동일하며 M 사이트에 Ti가 배위하고 있지만, 저온에서는 일정 비율로 Nb로 치환되어 있다. 따라서, TiNbCN의 복합 석출물의 용체화 온도가, 실질적인 TiC의 용체화 온도로서 지장없다.
이들 실험적 검토로부터 얻어진 지견에 기초하여, 본 발명자는 우선 강판의 화학 성분 조건의 검토를 행하여, 본 발명을 완성하는 것에 이르렀다.
계속해서, 본 발명에 있어서의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.
(1) C:0.01 내지 0.1％
C는, 결정입계에 존재하고, 전단이나 펀칭 가공되어 형성된 단부면에서의「박리」(파단면 균열)를 억제하는 효과를 갖는 동시에, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. C의 함유량은, 0.01％ 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없고, 또한 0.1％ 초과 함유하고 있으면 버링 균열의 기점이 되는 탄화물이 증가하여 구멍 확장값이 열화된다. 이로 인해, C의 함유량은 0.01％ 이상 0.1％ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 강도의 향상과 함께 연성의 향상을 고려하면, C의 함유량은 0.07％ 미만인 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.035％ 이상 0.05％ 이하이다.
또한, 인장 강도가 540㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는, C:0.01 내지 0.07％이고, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는, C:0.03 내지 0.1％이다.
(2) Si:0.01 내지 0.1％
Si는 비늘, 방추 스케일과 같은 스케일계 결함의 발생을 억제하는 효과가 있는 원소이다. Si 함유량은, 0.01％ 이상 첨가한 경우에 상기 효과를 발휘한다. 그러나 0.1％를 초과하여 첨가한 경우, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 타이거 스트라이프 형상의 Si 스케일을 강판 표면에 발생시켜 표면 성상이 손상된다. 이로 인해, Si 함유량은 0.01％ 이상 0.1％ 이하의 범위로 한정하였다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.031％ 이상 0.089％ 이하이다. 또한, Si는 그 함유량의 증가에 수반하여, 재료 조직 중에 있어서의 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여 연성 향상에 기여하는 효과가 있지만, Si 스케일 억제의 관점에서 첨가량에 상한이 있다. 이로 인해, 탄화물의 석출을 억제하기 위해서는 후술하는 Nb, Ti의 첨가나 제조 프로세스의 한정이 필요해진다.
또한, 인장 강도가 540㎫ 내지 780㎫ 미만의 강판에서의 바람직한 성분 범위는, [Si]≤0.1이고, 또한 이하의 식을 만족한다.
3×[Si]≥[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])
Si가, 상술한 바와 같이 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여 연성 향상에 기여하기 위해서는, Ti, Nb 등의 석출물로서 고정되어 있지 않은 C의 화학량론 조성이 상기 식의 관계를 만족할 필요가 있고, 상기 식의 관계를 만족할 때, 시멘타이트로서의 석출이 억제되어 연성의 저하를 억제할 수 있다. 그러나 Si가 더욱 증가하면, 입계에 존재하는 C의 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되기 쉬우므로, 상한을 0.1％로 한다.
인장 강도가 540㎫ 내지 780㎫ 미만인 강판에서는, Ti, Nb 등의 합금 원소의 양이 적으므로, 시멘타이트 등이 생성되기 쉬워, Si와 관련된 상기 식의 규제가 유효하다.
특히, Si가 적어 상기 식의 범위를 만족하지 않는 경우에는, 시멘타이트가 석출되어 버링 특성이 악화된다.
한편, Ti나 Nb가 비교적 많고 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는, Si:0.01≤Si≤0.1이다.
Si가 증가하면, 입계에 존재하는 C의 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되기 쉬우므로, 상한을 0.1％로 한다.
(3) Mn:0.1 내지 3％
Mn은, 고용 강화 및 켄칭 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. Mn 함유량이 0.1％ 미만에서는 이 효과를 얻을 수 없고, Mn을 3％ 초과 첨가해도 이 효과가 포화된다. 이로 인해, Mn 함유량은 0.1％ 이상 3％ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하기 위해 Mn 이외의 원소가 충분히 첨가되지 않는 경우에는, Mn 함유량([Mn])과 S 함유량([S])이 질량％로 [Mn]/[S]≥20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은 그 함유량에 수반하여 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜 켄칭성을 향상시키고, 버링성이 우수한 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다. 이 효과는, Mn 함유량이 0.5％ 미만에서는 발휘되기 어려우므로, Mn은 0.5％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.56％ 이상 2.43％ 이하이다.
또한, 인장 강도가 540㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는 Mn:0.1 내지 2％이고, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는 Mn:0.8 내지 2.6％이다.
따라서, 인장 강도가 540㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는,
C:0.01 내지 0.07％,
Si:≤0.1,
Mn:0.1 내지 2％,
3×[Si]≥[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])이다.
인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 성분 범위는,
C:0.03 내지 0.1％,
Si:0.01≤Si≤0.1％,
Mn:0.8 내지 2.6％이다.
(4) P:0.1％ 이하
P는, 강의 정련시에 불가피하게 혼입되는 불순물이며, 입계에 편석되고, 함유량의 증가에 수반하여 인성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은 낮을수록 바람직하고, 0.1％ 초과 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로, 0.1％ 이하로 한다. 특히, 구멍 확장성이나 용접성을 고려하면, P 함유량은 0.02％ 이하인 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.008％ 이상 0.012％ 이하이다.
(5) S:0.03％ 이하
S는, 강의 정련시에 불가피하게 혼입되는 불순물이며, 함유량이 지나치게 많으면, 열간 압연시의 균열을 야기시킬 뿐만 아니라, 구멍 확장성을 열화시키는 A계 개재물을 생성시키는 원소이다. 이로 인해, S의 함유량은 최대한 저감시켜야 하지만, 0.03％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이므로, 0.03％ 이하로 한다. 단, 어느 정도의 구멍 확장성을 필요로 하는 경우의 S 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이하, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상 0.008％ 이하이고, 가장 바람직하게는 0.003％ 이하이다.
(6) Al:0.001 내지 1％
Al의 함유량은, 강판의 제강 공정에 있어서의 용강 탈산을 위해 0.001％ 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용의 상승을 초래하기 때문에 그 상한을 1％로 한다. 또한, Al을 지나치게 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 연성 및 인성을 열화시키므로, Al의 함유량은 0.06％ 이하인 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.016％ 이상 0.04％ 이하이다.
(7) N:0.01％ 이하
N은, 강의 정련시에 불가피하게 혼입되는 불순물이며, Ti, Nb 등과 화합하여 질화물을 형성하는 원소이다. N의 함유량이 0.01％ 초과인 경우, 이 질화물은 비교적 고온에서 석출되기 때문에 조대화되기 쉽고, 조대화된 결정립이 버링 균열의 기점이 될 우려가 있다. 또한, 이 질화물은 후술하는 바와 같이 Nb, Ti를 유효 활용하기 위해서는 적은 쪽이 바람직하다. 따라서 N의 함유량은, 그 상한을 0.01％로 한다. 또한, 시효 열화가 문제가 되는 부재에 대해 본 발명을 적용하는 경우, N 함유량은 0.006％ 초과 첨가하면 시효 열화가 심해지므로 0.006％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 제조 후 2주 이상 실온에서 방치한 후, 가공에 제공하는 것을 전제로 하는 부재에 대해 본 발명을 적용하는 경우, N 함유량은 시효 열화 대책의 관점에서 0.005％ 이하 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0028％ 이상 0.0041％ 이하이다. 또한, 여름철의 고온 환경하에서의 방치, 또는 적도를 넘는 지역으로의 선박 등에 의한 수출을 수반하는 환경하에 있어서의 사용을 고려하면, N 함유량은 0.003％ 미만인 것이 바람직하다.
(8) Nb:0.005 내지 0.08％
Nb는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. Nb는 압연 종료 후의 냉각 중 혹은 권취 후에 탄화물로서 미세 석출되고, 석출 강화에 의해 강도를 향상시킨다. 또한, Nb는 탄화물로서 C를 고정하고, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.005％ 이상의 Nb 첨가가 필요하고, 보다 바람직한 첨가량은 0.01％ 초과이다. 한편, 0.08％ 초과 첨가해도 이들 효과가 포화된다. 이로 인해, Nb의 함유량은 0.005％ 이상 0.08％ 이하로 한정하였다. Nb의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상 0.047％ 이하이다.
또한, 인장 강도가 540㎫ 이상 780㎫ 미만인 강판에서의 바람직한 Nb의 범위는 0.005％ 내지 0.05％이고, 이 범위에서 TS와 버링성을 보다 안정적으로 확보할 수 있다.
또한, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 Nb의 범위는 0.01％ 내지 0.08％이고, 이 범위에서 TS와 버링성을 보다 안정적으로 확보할 수 있다.
(9) Ti:0.001 내지 0.2％
Ti는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. Nb와 마찬가지로 압연 종료 후의 냉각 중 혹은 권취 후에 탄화물로서 미세 석출되고, 석출 강화에 의해 강도를 향상시킨다. 또한, Ti는 탄화물로서 C를 고정하고, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.001％ 이상의 Ti 첨가가 필요하고, 보다 바람직한 첨가량은 0.005％ 이상이다. 한편, 0.2％ 초과 첨가해도 이들 효과가 포화된다. 이로 인해, Ti의 함유량은, 0.001％ 이상 0.2％ 이하로 한정하였다. Ti의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.036％ 이상 0.156％ 이하이다.
또한, 인장 강도가 540㎫ 내지 780㎫ 미만인 강판에서의 바람직한 Ti의 범위는 0.001％ 내지 0.06％이고, 이 범위에서 TS와 버링성을 안정적으로 확보할 수 있다.
또한, 인장 강도가 780㎫ 이상인 강판에서의 바람직한 Ti의 범위는 0.04％ 내지 0.2％이고, 이 범위에서 TS와 버링성을 안정적으로 확보할 수 있다.
(10)
Figure 112009058398859-pct00004
또한, Nb의 충분한 석출 강화를 얻기 위해서는, 열연 강판의 제조 프로세스의 슬래브 가열 공정에 있어서 슬래브 중에 충분량의 Nb가 고용 상태에 있는 것이 필요하다. 그로 인해 슬래브 가열 공정에 있어서 슬래브는, 전술한 수식 (A)에 의해 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도(=SRTmin) 이상으로 가열할 필요가 있지만, 파이어라이트(Fe2SiO2)와 우스타이트(FeO)의 공정점인 1170℃보다 용체화 온도가 초과해도 표면 성상이 악화된다. 수식 (A)에 의해 산출되는 SRTmin은, Nb 함유량([Nb])과, C 함유량([C])의 곱이 4.34×10-3을 초과한 경우에 1170℃를 초과하기 때문에, Nb 함유량([Nb])과 C 함유량([C])의 곱은, 상기 수식 (B)를 만족할 필요가 있다. Nb 함유량([Nb])과 C 함유량([C])의 곱은, 바람직하게는 0.00053 이상 0.0024 이하이다.
TiNb(CN)는 NaCl 구조의 MC형 석출물이며, NbC이면 M 사이트에 Nb가 배위하고, C 사이트에 C가 배위하지만, 온도에 의해 Nb가 Ti로 치환되거나, C가 N으로 치환되기 때문이다. TiN에 대해서도 동일하다. Nb는 NbC가 완전히 용해되는 온도라도, TiN에 10 내지 30％의 사이트 프랙션으로 포함되기 때문에, 엄밀하게는 TiN이 완전히 용해되는 온도 이상에서 완전히 고용된다. 그러나 Ti의 첨가량이 비교적 적은 성분계에 있어서는, 이 용체화 온도가 실질적인 Nb 석출물의 용해 하한 온도로서 지장없다. 또한, TiC에 대해서도 동일하며, M 사이트에 Ti가 배위하고 있지만, 저온에서는 일정 비율로 Nb로 치환되어 있다. 따라서, TiNbCN의 복합 석출물의 용체화 온도가, 실질적인 TiC의 용체화 온도로서 지장없다.
인장 강도가 540㎫급(540㎫ 이상 780㎫ 미만)인 강판에 있어서는, Si는 상술한 바와 같이 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여, 연성 향상에 기여하기 위해서는 Ti, Nb 등의 석출물로서 고정되어 있지 않은 C의 화학량론 조성에 대해 상기 식의 관계를 만족하면 시멘타이트로서의 석출이 억제되어 연성의 저하를 억제할 수 있다. 또한, 입내에서 시멘타이트로서의 석출을 억제하는 C는 과포화로 입내에 머무르지만, 격자의 흐트러짐이 존재하여, 저온에서 보다 안정적으로 C가 존재할 수 있는 입계로 확산하여, 입계에서의 양을 본 발명이 의도하는 개수 밀도로 제어할 수 있다. 이 효과는, 특히 C가 입계에 배출되지 않고 입내에 고용 C를 포함한 상태에서 변태하는 연속 변태 조직일 때에 발휘된다.
한편, 인장 강도가 780㎫급(780㎫ 이상)인 강판에 있어서는, 그 강도를 얻기 위해 Ti, Nb 등의 첨가량이 필연적으로 증가한다. 따라서, 상기 식이 0.005％ 미만이면 입내에 시멘타이트로서 석출될 일은 없지만, 0.0005％ 이상이 아니면 입계에 있어서도 고용 C의 개수 밀도가 본 발명에서 규정하는 범위를 일탈해 버리므로 상기 범위로 한다.
즉, 이하와 같이 성분을 조정함으로써, 입계의 개수 밀도를 1 내지 4.5개/nm2로 제어할 수 있다.
Ti가 0.001％ 내지 0.06％, Nb가 0.005％ 내지 0.05％인 인장 강도가 540㎫급인 강에서는, 이하의 식을 만족한다.
0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.040
Ti가 0.04％ 내지 0.2％, Nb가 0.01％ 내지 0.08％인 인장 강도가 780㎫급인 강에서는, 이하의 식을 만족한다.
0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.0050
이상이, 본 발명의 기본 성분의 한정 이유이지만, 본 발명에 있어서는 필요에 따라서, Cu, Ni, Mo, V, Cr, Ca, REM(희토류 원소), B를 함유하고 있어도 좋다. 이하에, 각 원소의 성분 한정 이유에 대해 서술한다.
Cu, Ni, Mo, V, Cr은, 석출 강화 혹은 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이며, 이들 중 어느 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다.
그러나 Cu 함유량이 0.2％ 미만, Ni 함유량이 0.1％ 미만, Mo 함유량이 0.05％ 미만, V 함유량이 0.02％ 미만, Cr 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, Cu 함유량이 1.2％ 초과, Ni 함유량이 0.6％ 초과, Mo 함유량이 1％ 초과, V 함유량이 0.2％ 초과, Cr 함유량이 1％를 초과하여 첨가해도 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, 필요에 따라서 Cu, Ni, Mo, V, Cr을 함유시키는 경우, Cu 함유량은 0.2％ 이상 1.2％ 이하, Ni 함유량은 0.1％ 이상 0.6％ 이하, Mo 함유량은 0.05％ 이상 1％ 이하, V 함유량은 0.02％ 이상 0.2％ 이하, Cr 함유량은 0.01％ 이상 1％ 이하인 것이 바람직하다.
Ca 및 REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. Ca 및 REM의 함유량은, 0.0005％ 미만 첨가해도 상기 효과를 발휘하지 않는다. 또한, Ca의 함유량을 0.005％ 초과, REM의 함유량을 0.02％ 초과 첨가해도 상기 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Ca 함유량은 0.0005％ 이상 0.005％ 이하, REM 함유량은 0.0005 이상 0.02％ 이하의 양을 첨가하는 것이 바람직하다.
B는, 입계에 편석되고, 고용 C와 함께 존재하는 경우, 입계 강도를 높이는 효과가 있다. 그래서, 필요에 따라서 첨가한다.
단, B의 함유량은 0.0002％ 미만에서는 상기 효과를 얻기 위해 불충분하고, 0.002％ 초과 첨가하면 슬래브 균열을 일으킨다. 따라서, B 함유량은 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 것이 바람직하다.
또한, B는 첨가량의 증가에 수반하여 켄칭성을 향상시키고, 버링성에 있어서 바람직한 마이크로 조직인 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 효과가 있으므로, 0.0005％ 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.001 이상 0.002％ 이하이다.
단, 고용 B만이 입계에 존재하고, 고용 C가 입계에 존재하지 않는 경우에는, 고용 C만큼의 입계 강화 효과가 없기 때문에「박리」를 일으키기 쉽다.
또한, B를 첨가하고 있지 않은 경우, 권취 온도가 650℃ 이하까지는, 입계 편석 원소인 B의 어느 정도가 고용 C로 치환되어 입계의 강도 향상에 기여하지만, 권취 온도가 650℃ 초과에서는, 역시 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되므로, 파단면 균열이 발생하는 것이라 추정된다.
또한, 이들을 주성분으로 하는 열연 강판에는, Zr, Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은, 열간 압연시에 흠집이 발생할 우려가 있으므로 0.05％ 이하가 바람직하다.
다음에, 본 발명을 적용한 열연 강판에 있어서의 마이크로 조직 등의 야금적 인자에 대해 상세하게 설명한다.
펀칭 또는 전단 가공시에 발생하는 파단면 균열을 억제하기 위해서는 입계 강도를 향상시킬 필요가 있으므로, 상술한 바와 같이 입계 강도의 향상에 기여하는 입계 근방의 고용 C, B의 양을 제한한다. 고용 C, B의 입계 개수 밀도는, 1개/nm2 미만인 경우에 상술한 효과를 충분히 발휘하지 않고, 한편 4.5개/nm2 초과에서는 1㎛ 이상의 시멘타이트가 석출된다. 따라서, 고용 C(및 고용 B)의 입계 개수 밀도는, 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하로 한다. 또한, 본 발명에 있어서의 고용 C, B의 입계 개수 밀도라 함은, 고용 C, B의 각각의 입계 개수 밀도의 합을 말한다.
이 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하의 값은, ppm으로 환산하면 대략 0.02ppm 내지 4.3ppm 정도가 된다.
구멍 확장값으로 대표되는 연신 플랜지 가공성 및 버링 가공성은, 펀칭 혹은 전단 가공시에 발생하는 균열의 기점이 되는 보이드의 영향을 받는다. 보이드는, 모상 입계에 석출되는 시멘타이트 상이 모상립에 대해 어느 정도 큰 경우에, 모상립의 계면 근방에 있어서의 모상립이 과잉의 응력 집중을 받기 때문에 발생한다. 그러나 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하의 사이즈인 경우는, 모상립에 대해 시멘타이트립이 상대적으로 작아, 역학적으로 응력 집중이 되지 않아, 보이드가 발생하기 어려우므로 구멍 확장성이 향상된다. 따라서, 입계 시멘타이트 입경은, 1㎛ 이하로 제한한다.
또한, 본 발명을 적용한 열연 강판의 모상의 마이크로 조직은 특별히 한정되지 않지만, 보다 우수한 연신 플랜지 가공, 버링 가공성을 얻기 위해서는 연속 냉각 변태 조직(Zw)이 바람직하다. 또한, 본 발명을 적용한 열연 강판의 모상의 마이크로 조직은, 이들 가공성과 균일 연신으로 대표되는 연성을 양립시키기 위해, 체적률로 20％ 이하의 폴리고날페라이트(PF)가 포함되어도 좋다. 덧붙여, 마이크로 조직의 체적률이라 함은, 측정 시야에 있어서의 면적 분율을 말한다.
연속 냉각 변태 조직의 경우에는, 결정립 내의 고용 C가 입내에 머무르면서 변태한다. 따라서, 입계에 고용 C가 존재할 확률이 낮다.
그러나 본원 발명과 같이, 박리를 방지하는 목적에 대해서는, 입계의 개수 밀도를 1 내지 4.5개/nm2의 범위로 제어할 필요가 있다.
한편, 인장 강도가 540㎫급인 강판 성분은, 780㎫급의 강판의 성분보다도 C, Mn, Si, Ti, Nb가 비교적 낮게 설정되므로, 폴리고날페라이트가 나오기 쉽다. 따라서, 폴리고날페라이트의 생성을 억제하여 연속 냉각 변태 조직으로 하기 위해서는, 냉각 속도를 크게 설정할 필요가 있다. 냉각 속도가 빠른만큼, 입내에 잔류하는 고용 C량이 증가한다.
따라서, 인장 강도가 540㎫ 내지 650㎫ 미만인 강에서는, 0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.0400으로 하면, 입계에 존재하는 개수 밀도를 1 내지 4.5개/nm2로 조정할 수 있다.
또한, 합금 성분이 증가하는, 인장 강도가 650㎫ 내지 780㎫ 미만(650㎫급)인 강에서는, 비교적 폴리고날페라이트가 나오기 어려운 성분 조성이 되므로, 냉각 속도를 비교적 낮추어도 연속 냉각 변태 조직으로 조정할 수 있으므로, 0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.0100의 범위로 조정함으로써 안정적으로 개수 밀도를 1 내지 4.5개/nm2로 조정할 수 있다.
또한, 합금 성분이 증가하는, 인장 강도가 780㎫급(780㎫ 이상)인 강에서는,더욱 폴리고날페라이트가 나오기 어려운 성분 조성이 되므로, 냉각 속도를 더욱 낮추어도 연속 냉각 변태 조직으로 조정할 수 있으므로, 0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.0050의 범위로 조정함으로써 안정적으로 개수 밀도를 1 내지 4.5개/nm2로 조정할 수 있다.
여기서, 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편;저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구부회 최종보고서-(1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이, 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과, 무확산으로 전단적 기구에 의해 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직으로 정의되는 마이크로 조직을 말한다. 즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127페이지에 있는 바와 같이, 주로 Bainitic ferrite(α°B)(사진집 내에서는α°B)와, Granular bainitic ferrite(αB)와, Quasi-polygonal ferrite(αq)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γr)와, Martensite-austenite(MA)를 포함하는 마이크로 조직으로 정의된다. 또한, αq라 함은, 폴리고날페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 침상(acicula)이며 PF와는 명확하게 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이를 lq, 그 원 상당 직경을 dq라 하면 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족하는 입자가 αq이다. 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 이 중 α°B, αB, αq, γr, MA 중 어느 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직으로 정의된다. 또한, 소량의 γr, MA는 그 합계량을 3％ 이하로 한다.
이 연속 냉각 변태 조직(Zw)은, 나이탈 시약을 이용한 에칭으로의 광학 현미경 관찰에서는 판별하기 어렵다. 그래서, EBSP-OIMTM을 이용하여 판별한다.
EBSP-OIMTM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법에서는, 주사형 전자 현미경(Scaninng Electron Microscope) 내에서 고경사의 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기꾸찌 패턴(kikuchi pattern)을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정한다. EBSP법에서는, 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석을 할 수 있고, 분석 에리어는 SEM의 분해능에도 의존하지만, SEM으로 관찰할 수 있는 영역 내이면 최소 20㎚의 분해능까지 분석할 수 있다. EBSP-OIMTM법에 의한 해석은, 수시간에 걸쳐, 분석하고자 하는 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만 점 매핑하여 행한다. 다결정 재료에서는, 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다. 본 발명에 있어서는, 그 각 패킷의 방위차를 15°로 하여 매핑한 화상으로부터 판별이 가능한 것을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 편의적으로 정의해도 좋다.
다음에, 본 발명을 적용한 열연 강판의 제조 방법의 한정 이유에 대해, 이하에 상세하게 서술한다.
본 발명에 있어서, 열간 압연 공정에 선행하여 행하는, 상술한 성분을 갖는 강편의 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 상술한 성분을 갖는 강편의 제조 방법으로서는, 고로, 전로나 전기로 등에 의한 용제 공정에 이어서, 각종 2차 정련 공정에서 목적의 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 또는 잉곳법에 의한 주조 외에, 박(薄) 슬래브 주조 등의 방법으로 주조 공정을 행하도록 해도 좋다. 또한, 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다. 또한, 연속 주조에 의해 슬래브를 얻은 경우에는, 고온 주조편 상태로 열간 압연기로 직송해도 좋고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 좋다.
상술한 제조 방법에 의해 얻어진 슬래브는, 열간 압연 공정 전에 슬래브 가열 공정에 있어서, 상술한 수식 (A)에 기초하여 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도(=SRTmin) 이상에서 가열로 내에서 가열한다. 이 온도 미만이면 Nb, Ti의 탄질화물이 충분히 모재 중에 용해되지 않는다. 이 경우는, 압연 종료 후의 냉각 중 혹은 권취 후에 Nb, Ti가 탄화물로서 미세 석출됨으로써 석출 강화를 이용한 강도를 향상시키는 효과나, 탄화물로서 C를 고정하여 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도는 상기 식에서 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도(=SRTmin) 이상으로 한다.
또한, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도는, 1170℃ 초과이면, 파이어라이트(Fe2SiO2)와 우스타이트(FeO)의 공정점을 넘어, 액상의 산화물이 생성되고, Si 스케일을 발생시켜 표면 성상을 악화시키므로, 가열 온도는 1170℃ 이하로 한다. 따라서 이 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도는, 상기 수식에 기초하여 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도 이상 1170℃ 이하로 제한한다. 또한, 1000℃ 미만의 가열 온도에서는, 스케줄상 조업 효율을 현저하게 손상시키므로, 가열 온도는 1000℃ 이상이 바람직하다.
또한, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 시간에 대해서는 특별히 정하지 않지만, Nb의 탄질화물의 용해를 충분히 진행시키기 위해서는, 상술한 가열 온도에 도달하고 나서 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 단, 주조 후의 주조편을 고온 상태로 직송하여 압연하는 경우는 이것에 한정되지 않는다.
슬래브 가열 공정 후에는, 특별히 대기하는 일 없이 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해 조압연을 행하는 조압연 공정을 개시하여 조바아를 얻는다. 이 조압연 공정은, 이하에 설명하는 이유에 의해 1080℃ 이상 1150℃ 이하의 온도에서 행한 후 종료한다. 즉, 조압연 종료 온도가 1080℃ 미만에서는, 조압연에서의 열간 변형 저항이 증가하여, 조압연의 조업에 장해를 초래할 우려가 있고, 1150℃ 초과에서는 조압연 중에 생성되는 2차 스케일이 지나치게 성장하여, 이후에 실시하는 디스케일링이나 마무리 압연에서 스케일을 제거하는 것이 곤란해질 우려가 있기 때문이다.
또한, 조압연 공정 종료 후에 얻어진 조바아에 대해서는, 조압연 공정과 마무리 압연 공정의 사이에서 각 조바아를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연 공정을 행하는 엔드리스 압연을 행하도록 해도 좋다. 그때에 조바아를 일단 코일 형상으로 감고, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 수납하고, 다시 되감은 후 접합을 행해도 좋다.
또한, 열간 압연 공정시에, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향, 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 작게 제어하도록 요망되는 경우가 있다. 이 경우는, 필요에 따라서, 조압연 공정의 조압연기와 마무리 압연 공정의 마무리 압연기의 사이, 또는 마무리 압연 공정 중의 각 스탠드 사이에 있어서, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향, 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 제어할 수 있는 가열 장치로 조바아를 가열해도 좋다. 가열 장치의 방식으로서는, 가스 가열, 통전 가열, 유도 가열 등의 다양한 가열 수단을 생각할 수 있지만, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향, 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 작게 제어 가능하면, 어떠한 공지의 수단을 이용해도 좋다.
또한, 가열 장치의 방식으로서는, 공업적으로 온도의 제어 응답성이 좋은 유도 가열 방식이 바람직하고, 유도 가열 방식에서도 판폭 방향으로 시프트 가능한 복수의 트랜스버스형 유도 가열 장치를 설치하면, 판폭에 따라서 판폭 방향의 온도 분포를 임의로 컨트롤할 수 있으므로 보다 바람직하다. 또한, 가열 장치의 방식으로서는, 트랜스버스형 유도 가열 장치와 함께 판폭 전체 가열에 우수한 솔레노이드형 유도 가열 장치의 조합에 의해 구성되는 장치가 가장 바람직하다.
이들 가열 장치를 이용하여 온도 제어하는 경우에는, 가열 장치에 의한 가열량의 제어가 필요해지는 경우가 있다. 이 경우는, 조바아 내부의 온도는 실측할 수 없으므로, 장입 슬래브 온도, 슬래브 재로(在爐) 시간, 가열로 분위기 온도, 가열로 추출 온도, 또한 테이블 롤러의 반송 시간 등의 미리 측정된 실적 데이터를 이용하여, 조바아가 가열 장치에 도착시의 압연 방향, 판폭 방향, 판 두께 방향에 있어서의 온도 분포를 추정하여 이들 가열 장치에 의한 가열량을 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어는, 예를 들어 이하와 같이 하여 제어한다. 유도 가열 장치(트랜스버스형 유도 가열 장치)의 특성으로서, 코일에 교류 전류를 통하게 하면, 그 내측에 자장(磁場)을 발생한다. 그리고 이 중에 놓여 있는 도전체에는, 전자기 유도 작용에 의해 자속과 직각의 원주 방향으로 코일 전류와 반대 방향의 와전류가 일어나, 그 줄열(Joule's heat)에 의해 도전체는 가열된다. 와전류는, 코일 내측의 표면에 가장 강하게 발생하고, 내측을 향해 지수 함수적으로 저감된다(이 현상을 표피 효과라 함). 따라서, 주파수가 작을수록 전류 침투 깊이가 커져, 두께 방향으로 균일한 가열 패턴이 얻어지고, 반대로 주파수가 클수록 전류 침투 깊이가 작아져, 두께 방향으로 표층을 피크로 한 과가열이 작은 가열 패턴이 얻어지는 것이 알려져 있다. 따라서, 트랜스버스형 유도 가열 장치에 의해, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향의 가열은 종래와 동일하게 행할 수 있다. 또한, 판 두께 방향의 가열은, 트랜스버스형 유도 가열 장치의 주파수 변경에 의해 침투 깊이를 가변화하여 판 두께 방향의 가열 온도 패턴을 조작함으로써 그 온도 분포의 균일화를 행할 수 있다. 또한, 이 경우는, 주파수 변경 가변형의 유도 가열 장치를 이용하는 것이 바람직하지만, 콘덴서의 조정에 의해 주파수 변경을 행해도 좋다. 또한, 유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어는, 주파수가 상이한 인덕터를 복수 배치하여 필요한 두께 방향 가열 패턴이 얻어지도록 각각의 가열량의 배분을 변경해도 좋다. 또한, 유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어는, 피가열재와의 에어 갭을 변경하면 주파수가 변동되므로, 에어 갭을 변경하여 원하는 주파수 및 가열 패턴을 얻도록 해도 좋다.
또한, 필요에 따라서 적색 스케일을 비롯한 스케일 기인의 결함을 제거하기 위해, 조압연 공정과 마무리 압연 공정의 사이에, 얻어진 조바아에 대해 고압수를 이용한 디스케일링을 행해도 좋다. 이 경우는, 조바아 표면에서의 고압수의 충돌압 P(㎫)와 유량 L(리터/㎠)이 이하의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.
P×L≥0.0025
여기서, P는 이하와 같이 기술된다(「철과 강」1991 vol.77 No.9 p1450 참조).
P=5.64×P0×V/H2
단, P0(㎫):액 압력
V(리터/min):노즐 유액량
H(㎝):강판 표면과 노즐간의 거리
또한, 유량 L은 이하와 같이 기술된다.
L=V/(W×v)
단,
V(리터/min):노즐 유액량
W(㎝):노즐당 분사액이 강판 표면에 닿아 있는 폭
v(㎝/min): 통판 속도
또한, 충돌압 P×유량 L의 상한은, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없지만, 노즐 유액량을 증가시키면 노즐의 마모가 심해지는 등의 문제가 발생하므로, 0.02 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 후의 강판 표면의 최대 높이(Ry)는, 15㎛(15㎛Ry, l2.5㎜, ln12.5㎜) 이하인 것이 바람직하다. 이것은, 예를 들어 금속 재료 피로 설계 편람, 일본 재료학회편, 84페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 열연 또는 산세한 상태의 강판의 피로 강도는, 강판 표면의 최대 높이(Ry)와 상관이 있는 것으로부터 명백하다. 이 표면 조도를 얻기 위해서는, 디스케일링에 있어서, 강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P×유량 L≥0.003의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 또한, 그 후의 마무리 압연은, 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되어 버리는 것을 방지하기 위해 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다.
조압연 공정이 종료된 후, 마무리 압연 공정을 개시한다. 여기서, 조압연 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간이 30초 이상 150초 이하가 바람직하다.
30초 미만이면 특별한 냉각 장치를 이용하지 않는 한 마무리 압연 개시 온도가 1080℃ 미만으로 되지 않아 마무리 압연 전 및 패스간에서 강판 지철의 표면 스케일의 사이에 비늘, 방추 스케일 결함의 기점이 되는 블리스터가 발생하기 때문에, 이들 스케일 결함이 생성되기 쉬워질 우려가 있다.
150초 초과이면, 조바아 내의 오스테나이트 중에 있어서 Ti 및 Nb가 조대한 TiC, NbC의 탄화물로서 석출된다.
이로 인해, 조대한 TiC, NbC의 석출에 의해, 열연 강판의 최종 제품으로서의 일 형태인 핫코일에 있어서 고용 C의 절대량이 부족하기 때문에, 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되어「박리」가 발생되기 쉬워진다.
또한, Ti 및 Nb는, 이후의 냉각 중 혹은 권취 후에 페라이트 중에서 미세하게 석출되고, 석출 강화에 의해 강도에 기여하는 원소이기 때문에, 이 단계에 있어서 탄화물로서 석출시켜 고용 Ti, Nb를 감소시키면, 열연 강판의 강도 향상을 기대할 수 없다.
따라서, 조압연 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간은, 30초 이상 150초 이하로 하고, 바람직하게는 90초 이하가 더욱 바람직하다.
마무리 압연 공정에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도가 1080℃ 이상이면, 마무리 압연 전 및 패스간에서 강판 지철의 표면 스케일의 사이에 비늘, 방추 스케일 결함의 기점이 되는 블리스터가 발생하기 때문에, 이들 스케일 결함이 생성되기 쉬워질 우려가 있다. 한편, 처리 압연 개시 온도가 1000℃ 미만인 경우는, 각 마무리 압연 패스에 있어서 압연 대상인 조바아에 부여되는 압연 온도가 저온화되는 경향이 있다. 이 온도 영역에서는, Nb, Ti의 고용 한도의 저하에 수반하여, 마무리 압연 중에 오스테나이트 중에 조대한 TiC, NbC가 석출되기 쉬워진다. 조대한 TiC, NbC의 석출에 의해, 열연 강판의 최종 제품으로서의 일 형태인 핫코일에 있어서 고용 C의 절대량이 부족하기 때문에, 고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되어 「박리」가 발생되기 쉬워진다.
이와 같이 마무리 압연 공정에 있어서 고용 Nb, Ti가 감소한 경우는, 상술한 이유에 의해, 강판의 강도 향상을 기대할 수 없어,「박리」가 발생되기 쉬워진다. 따라서, 마무리 압연 공정에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이상 1080℃ 미만으로 한다.
또한, 마무리 압연 공정에 있어서는, 최종 패스의 압하율이 3％ 미만이면 통판 형상이 열화되어, 핫코일 형성시에 있어서의 코일의 권취 형상이나, 제품 판 두께 정밀도에 악영향을 미칠 우려가 있다. 한편, 최종 패스의 압하율이 15％ 초과에서는, 과도한 변형의 도입에 의해 열연 강판 내부의 전위 밀도가 필요 이상으로 증가한다. 마무리 압연 공정 종료 후에 있어서, 전위 밀도가 높은 영역은, 변형 에너지가 높기 때문에, 페라이트 조직으로 변태하기 쉽다. 이러한 변태에 의해 형성된 페라이트는, 지나치게 탄소를 고용하지 않고 석출되기 때문에, 모층 중에 포함되어 있던 탄소가 오스테나이트와 페라이트의 계면에 집중되기 쉽고, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가하는 데 더하여, 계면에 있어서 조대한 Nb, Ti의 탄화물이 석출되기 쉬워진다.
이와 같이 마무리 압연 공정에 있어서 고용 N, Ti가 감소한 경우는, 상술한 이유에 의해 강판의 강도 향상을 기대할 수 없어,「박리」가 발생되기 쉬워진다.
따라서, 마무리 압연 공정에 있어서의 최종 패스의 압하율은, 3％ 이상 15％ 이하로 제한한다.
또한, 마무리 압연 종료 온도가 Ar3 변태점 온도 미만인 경우는, 압연 전 혹은 압연 중에 페라이트가 석출된다. 석출된 페라이트는, 압연되어 가공 조직이 된 상태에서 압연 후에 있어서도 잔류하기 때문에, 압연 후에 얻어진 강판의 연성이 저하되는 동시에 가공성이 열화된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃ 초과인 경우는, 압연 종료 후의 냉각 개시까지 γ립이 성장 조대화되어, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가하는 데 더하여, 연성을 얻기 위한 페라이트가 석출 가능한 영역이 감소해 버려, 결과적으로 연성이 열화될 우려가 있다. 따라서, 마무리 압연 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 온도는 Ar3 변태점 온도 이상 950℃ 이하의 온도 영역으로 한다. 또한, 동일한 이유로, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가하는 것을 방지하기 위해서는, 마무리 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간은 10초 이내가 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서 압연 속도에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 마무리 최종 스탠드측에서의 압연 속도가 400mpm 미만이면 역시 γ립이 성장 조대화되어, 입계의 고용 C의 입계 개수 밀도가 증가하는 데 더하여, 연성을 얻기 위한 페라이트의 석출 가능한 영역이 감소해 버려 연성이 열화될 우려가 있다. 또한, 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않고도 본 발명의 효과를 발휘하지만, 설비 제약상 1800mpm 이하가 현실적이다. 따라서, 마무리 압연 공정에 있어서 압연 속도는, 필요에 따라서 400mpm 이상 1800mpm 이하로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 공정 종료 후에는, 마무리 압연 종료 온도로부터 후술하는 권취 공정에 있어서의 권취 개시 온도까지, 얻어진 강판을 이하에 나타내는 이유에 의해 냉각 속도 15℃/sec 초과로 냉각하는 냉각 공정을 행한다. 즉, 마무리 압연 공정 종료 후로부터 권취 공정까지의 냉각 중에, 시멘타이트와 TiC, NbC 등의 석출 핵생성의 경합이 일어나고, 이 냉각 속도가 15℃/sec 이하이면, 시멘타이트의 석출 핵의 생성이 우선되어 버려, 이후의 권취 공정에 있어서 입계에 1㎛ 초과의 시멘타이트로 성장하여, 구멍 확장성이 열화되어 버린다. 또한, 시멘타이트의 성장에 의해 TiC, NbC 등의 탄화물의 미세 석출이 억제되어 강도가 저하될 우려가 있다. 또한, 후술하는 바와 같이 가령 권취 온도가 650℃ 이하 혹은 550℃ 이하라도, 냉각 속도가 15℃/sec 이하이면 시멘타이트로의 성장이 조장되어, 고용 C 및/또는 B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되어 파단면 균열이 발생할 우려가 있다. 이로 인해, 냉각 속도의 하한을 15℃/sec 초과로 하였다. 또한, 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않고도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 판 휨을 고려하면, 300℃/sec 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 냉각 공정에 있어서는, 보다 우수한 연신 플랜지 가공, 버링 가공성을 얻기 위해 마이크로 조직을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 하는 것이 바람직하지만, 이 마이크로 조직을 얻기 위한 냉각 속도는 15℃/sec 초과이면 충분하다.
즉, 15℃/s 초과, 50℃/s 이하 정도가, 안정된 제조를 할 수 있는 영역이며, 또한 실시예에 나타내는 바와 같이, 20℃/s 이하의 영역이 더욱 안정적으로 제조할 수 있는 영역이다.
또한, 인장 강도가 540㎫급인 강판에 있어서, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해서는, 냉각 속도를 약간 크게 할 필요가 있다. 540㎫급의 강판에서는 냉각 속도의 하한은 30℃/s가 보다 바람직하다.
마이크로 조직을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 하는 경우에 있어서는, 버링성을 그만큼 열화시키지 않고 연성을 향상시키는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라서 체적률로 20％ 이하의 폴리고날페라이트를 포함하게 하도록 해도 좋다. 이 경우는, 마무리 압연 공정 종료 후로부터 권취 공정을 개시할 때까지의 냉각 공정에 있어서, Ar3 변태점 온도로부터 Ar1 변태점 온도까지의 온도 영역(페라이트와 오스테나이트의 2상 영역)에서 1 내지 20초간 체류시켜도 좋다. 여기서의 체류는, 2상 영역에서 페라이트 변태를 촉진시키기 위해 행하지만, 1초 미만에서는, 2상 영역에 있어서의 페라이트 변태가 불충분하기 때문에 충분한 연성이 얻어지지 않고, 20초 초과에서는 Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물의 사이즈가 조대화되어 석출 강화에 의한 강도에 기여하지 않게 될 우려가 있다. 이로부터, 냉각 공정에 있어서 연속 냉각 변태 조직 중에 폴리고날페라이트를 포함하게 하는 것을 목적으로 하여 행하는 체류 시간은, 필요에 따라서 1초 이상 20초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 1 내지 20초간 체류시키는 온도 영역은, 페라이트 변태를 용이하게 촉진시키기 위해 Ar1 변태점 온도 이상 860℃ 이하가 바람직하다. 또한, 체류 시간은 생산성을 극단적으로 저하시키지 않기 위해 1 내지 10초간으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 이들 조건을 만족시키기 위해서는, 마무리 압연 종료 후 20℃/sec 이상의 냉각 속도로 당해 온도 영역에 신속하게 도달시키는 것이 필요하다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비의 능력상 300℃/sec 이하가 타당한 냉각 속도이다. 또한, 지나치게 냉각 속도가 빠르면 냉각 종료 온도를 제어할 수 없어 오버슈트되어 Ar1 변태점 온도 이하까지 과냉각되어 버릴 가능성이 있어, 연성 개선의 효과를 잃게 되므로, 여기서의 냉각 속도는 150℃/sec 이하가 바람직하다.
또한, 인장 강도가 540㎫급인 강판의 강판 성분으로, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해서는 냉각 속도의 하한은 20℃/s가 바람직하다.
한편, 인장 강도가 780㎫급인 강판의 강판 성분으로, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해서는 냉각 속도의 하한은 15℃/s 초과이다.
또한, Ar3 변태점 온도라 함은, 예를 들어 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계에서 간이적으로 나타내어진다. 즉, Si의 함유량(％)을 [Si], Cr의 함유량(％)을 [Cr], Cu의 함유량(％)을 [Cu], Mo의 함유량(％)을 [Mo], Ni의 함유량을 [Ni]라 하면, 하기 수식 (D)와 같이 기술된다.
Figure 112009058398859-pct00005
단, B가 첨가되어 있지 않은 경우, [Mneq]는 하기 수식 (E)에 의해 나타내어진다.
Figure 112009058398859-pct00006
또는, B가 첨가되어 있는 경우, [Mneq]는 하기 수식 (F)에 의해 나타내어진다.
Figure 112009058398859-pct00007
또한, Ar1 변태점이라 함은, 냉각하는 도중에 오스테나이트 상이 소실되어, γ→α 변태가 완료되는 온도를 말하며, Ar1은 상기 Ar3과 같은 간이 산출식이 없으므로, 열사이클 시험 등에 의해 측정한 값을 채용한다.
권취 공정에 있어서는, 권취 온도가 450℃ 미만이면 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 입경이 1㎛ 초과가 되어 구멍 확장값이 열화된다. 한편, 권취 온도가 650℃ 초과이면 고용 C 및/또는 고용 B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 미만이 되어 파단면 균열이 발생한다. 따라서, 권취 공정에 있어서의 권취 온도는, 450℃ 이상 650℃ 이하로 제한한다. 또한, B를 첨가하지 않는 경우는, 권취 온도가 550℃를 초과하면 고용 C의 입계 편석 밀도가 1개/nm2 미만이 되어, 역시 파단면 균열이 발생한다. 이로 인해, B를 첨가하지 않는 경우의 권취 공정에 있어서의 권취 온도는, 450℃ 이상 550℃ 이하로 제한한다.
본 발명에서는, 고용 C의 입계 개수 밀도를 정밀하게 제어하는 것이 필요하다.
그것을 위해, 이하의 사항을 조정하여, 최종적으로 고용 C의 입계 개수 밀도를 조정한다.
1) 슬래브 성분
2) 가열 온도
3) 조압연 내지 마무리 압연까지의 시간
4) 마무리 압연 개시 온도
5) 마무리 압연 최종 압하율
6) 냉각 개시까지의 시간
7) 냉각 속도
8) 권취 온도
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 전체 공정 종료 후에 있어서는, 압하율 0.1％ 이상 2％ 이하의 스킨패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전체 공정 종료 후에는, 얻어진 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일의 제거를 목적으로 하여, 필요에 따라서 얻어진 열연 강판에 대해 산세해도 좋다. 또한, 산세한 후에는, 얻어진 열연 강판에 대해 인라인 또는 오프라인으로 압하율 10％ 이하의 스킨패스 또는 압하율 40％ 정도까지의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.
또한, 본 발명을 적용한 열연 강판은, 주조 후, 열간 압연 후, 냉각 후 중 어느 한 경우에 있어서, 용해 도금 라인에서 열처리를 실시해도 좋고, 또한 이들 열연 강판에 대해 별도 표면 처리를 실시하도록 해도 좋다. 용해 도금 라인에서 도금을 실시함으로써, 열연 강판의 내식성이 향상된다.
또한, 산세 후의 열연 강판에 아연 도금을 실시하는 경우는, 얻어진 강판을 아연 도금욕 중에 침지하고, 필요에 따라서 합금화 처리해도 좋다. 합금화 처리를 실시함으로써, 열연 강판은 내식성의 향상에 더하여, 스폿 용접 등의 각종 용접에 대한 용접 저항성이 향상된다.
이하에, 실시예에 기초하여 본 발명을 더 설명한다.
표 3에 나타내는 화학 성분을 갖는 a 내지 m의 주조편을, 전로에서 용제하여, 연속 주조 후 직송 혹은 재가열하고, 조압연에 이어지는 마무리 압연으로 2.0 내지 3.6㎜의 판 두께로 압하하고, 런아웃 테이블에서 냉각 후에 권취하여, 열연 강판을 제작하였다. 보다 상세하게는, 표 4 내지 표 7에 나타내는 제조 조건에 따라서 열연 강판을 제작하였다. 또한, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는, 모두 질량％이다. 또한, 표 3에 있어서의 성분의 잔량부는, Fe 및 불가피적 불순물을 말하고, 또한 표 3, 표 4 내지 표 7에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖인 것을 말한다.
Figure 112009058398859-pct00008
Figure 112011078278840-pct00021
Figure 112011078278840-pct00022
Figure 112009058398859-pct00011
Figure 112009058398859-pct00012
여기서,「성분」이라 함은 표 3에 나타낸 각 기호에 대응한 성분을 갖는 강을 나타내고,「용체화 온도」라 함은 수식 (A)에서 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도를 나타내고,「Ar3 변태점 온도」라 함은 수식 (D)에서 산출되는 온도를 나타낸다. 또한,「가열 온도」라 함은 가열 공정에 있어서의 가열 온도를 나타내고,「유지 시간」이라 함은 가열 공정에 있어서의 소정의 가열 온도에서의 유지 시간을 나타내고,「조압연 종료 온도」라 함은 조압연 공정에 있어서 조압연을 종료하는 온도를 나타내고,「조/마무리 패스간 시간」이라 함은 조압연 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간을 나타내고,「조바아 가열」이라 함은 조압연 공정과 마무리 압연 공정의 사이에 설치된 가열 장치의 적용의 유무를 나타내고,「디스케일링압」이라 함은 조압연 공정과 마무리 압연의 사이에 설치된 비교적 고압의 디스케일링 장치에 의한 디스케일링 압력을 나타내고,「마무리 압연 개시 온도」라 함은 마무리 압연 공정을 개시하는 온도를 나타낸다. 또한,「마무리 최종 패스 압하율」이라 함은, 마무리 압연 공정에 있어서의 최종 패스에서의 압하율을 나타내고, 「마무리 압연 종료 온도」라 함은 마무리 압연 공정을 종료하는 온도를 나타내고, 「냉각 개시까지의 시간」이라 함은 마무리 압연 공정을 종료한 후, 냉각 공정에 있어서 냉각을 개시할 때까지의 시간을 나타내고,「마무리 출구측 압연 속도」라 함은 마무리 최종 스탠드 출구측에서의 통판 속도를 나타내고,「냉각 속도」라 함은 체류 시간을 제외한, 런아웃 테이블에 있어서의 냉각 공정의 개시로부터 권취 공정까지의 평균 냉각 속도를 나타내고,「체류 온도」라 함은 런아웃 테이블에 있어서의 냉각 공정의 도중에 냉각수로 냉각하지 않는 공냉 존을 마련하는 경우의 그 개시 온도를 나타내고,「체류 시간」이라 함은 체류 온도 영역에 있어서의 공냉 시간을 나타내고,「권취 온도」라 함은 권취 공정에 있어서 코일러로 권취하는 온도를 나타내고,「산세」라 함은 얻어진 열연 강판에 대한 산세 처리의 유무를 나타내고,「도금욕 침지」라 함은 얻어진 열연 강판에 대한 도금욕으로의 침지의 유무를 나타내고,「합금화 처리」라 함은 도금욕에의 침지를 실시한 후의 합금화 처리의 유무를 나타내고 있다.
또한, 표 6, 표 7 중의「도금욕 침지」는, Zn욕 온도 430 내지 460℃에서 행하였다. 또한,「합금화 처리」는 합금화 온도 500 내지 600℃에서 행하였다.
이와 같이 하여 얻어진 강판의 재질을 표 8, 표 9에 나타낸다. 얻어진 강판의 평가 방법은, 전술한 방법과 동일하다. 여기서,「시멘타이트 직경」이라 함은 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경을 나타내고,「입계 개수 밀도」라 함은 입계에 있어서의 고용 C 및/또는 고용 B의 편석 밀도를 나타내고,「마이크로 조직」이라 함은 강판 판 두께의 1/4t에 있어서의 마이크로 조직을 나타낸다. 또한,「PF」는 폴리고날페라이트를 나타내고,「P」는 펄라이트를 나타내고,「B」는 베이나이트를 나타내고,「가공 F」는 가공 변형이 잔류한 페라이트를 나타낸다. 또한,「인장 시험」결과는 C방향 JIS 5호 시험편의 결과를 나타낸다. 표 중,「YP」은 항복점,「TS」는 인장 강도,「EI」는 연신을 각각 나타낸다. 「구멍 확장」 결과는, JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법에서 얻어진 결과를 나타낸다. 「파단면 균열」결과는, 그 유무를 육안으로 확인한 결과를 나타내고, 파단면 균열이 없는 경우를 OK라 나타내고, 파단면 균열이 있는 경우를 NG라 나타내었다. 「표면 성상」중,「스케일 결함 유무」는 Si 스케일, 비늘, 방추 등의 스케일 결함의 유무를 육안으로 확인한 결과를 나타내고, 스케일 결함이 없는 경우를 0K라 나타내고, 스케일 결함이 있는 경우를 NG라 나타내었다. 「표면 조도(Ry)」는 JIS B 0601-1994에 기재된 측정 방법에 의해 얻어진 값을 나타내고 있다. 또한, 표 6에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖인 것을 말한다.
Figure 112011078278840-pct00023
Figure 112011078278840-pct00024
본 발명을 따르는 것은, 강 No.1, 2, 6, 15, 17, 18, 19, 20, 21, 22, 23, 24, 31, 32, 33, 34, 37의 17강이다. 이들의 강판은, 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하이고, 고용 C 및/또는 고용 B의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하인 것을 특징으로 하고, Si 스케일 등에 의한 외관 열화가 없어 표면 성상이 우수하고, 전단이나 펀칭 가공된 단부면으로부터의 피로 내구성이 우수한 540㎫급 이상의 그레이드의 고강도 강판이 얻어져 있다.
상기 이외의 강은, 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 밖이다. 즉, 강 No.3은 가열 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, Si 스케일이 생성되어 표면 성상이 나쁘다. 강 No.4는, 가열 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 충분한 인장 강도가 얻어져 있지 않다. 강 No.5는, 마무리 압연 개시 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.7은, 조/마무리 패스간 시간이 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 편석 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.8은, 마무리 압연 개시 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.9는, 마무리 최종 패스 압하율이 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.10은, 마무리 압연 종료 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 기대되는 연성이 얻어져 있지 않다. 강 No.11은, 마무리 압연 종료 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 가공 조직이 잔류하여, 충분한 연성이 얻어져 있지 않다. 강 No.12는, 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 시멘타이트 입경 및 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있는 동시에 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 강 No.13은, 권취 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 시멘타이트 입경이 얻어지지 않으므로, 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 강 No.14는, 권취 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.16은, 권취 온도가 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 밖이므로, 본 발명의 열연 강판의 목적으로 하는 입계 개수 밀도가 얻어지지 않아, 파단면 균열이 발생되어 있다. 강 No.25는, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이며 목적으로 하는 시멘타이트 입경이 얻어지지 않으므로, 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 강 No.26은, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이며 목적으로 하는 시멘타이트 입경이 얻어지지 않으므로, 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 또한, 표면 성상이 나쁘다. 강 No.27은, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이므로, 목적으로 하는 시멘타이트 입경이 얻어지지 않으므로, 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 강 No.28은, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이므로, 충분한 인장 강도가 얻어져 있지 않다. 강 No.29는, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이며 목적으로 하는 시멘타이트 입경이 얻어지지 않으므로, 충분한 구멍 확장값이 얻어져 있지 않다. 또한, 표면 성상이 나쁘다. 강 No.30은, 강 성분이 본 발명의 열연 강판의 범위 밖이므로, 표면 성상이 나쁘다. 강 No.35는, 냉각 속도가 15℃/s로 낮아, 파단면 균열(박리)이 발생하였다. 강 No.36은, 냉각 속도가 5℃/s로 더 낮아, 구멍 확장률이 저하되는 동시에 파단면 균열(박리)이 발생하였다.
본 발명에서 제조한 강판은, 고강도성 및 구멍 확장성이 엄격하게 요구되는, 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 등의 자동차 부재를 비롯하여, 조선, 건축, 교량, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프, 기계 부품 등 모든 용도에 이용할 수 있다.
단, 후판 제조 공정이 아니라, 권취 공정이 있는 열연 공정에서 제조되는 열연 강판이므로, 판 두께의 상한은 12㎜이다.

Claims (10)

  1. 삭제
  2. 질량％로,
    C:0.01 내지 0.07％,
    Si:0.01 내지 0.1％,
    Mn:0.1 내지 2％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.03％ 이하,
    Al:0.001 내지 1％,
    N:0.01％ 이하,
    Nb:0.005 내지 0.05％,
    Ti:0.001％ 내지 0.06％를 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
    Nb 함유량을 [Nb], C 함유량을 [C]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
    [Nb]×[C]≤4.34×10-3
    또한, Si 함유량을 [Si], Ti 함유량을 [Ti]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
    3×[Si]≥[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])
    고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하이고,
    강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하이고,
    인장 강도가 540㎫ 내지 780㎫ 미만인, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  3. 질량％로,
    C:0.03 내지 0.1％,
    Si:0.01≤Si≤0.1,
    Mn:0.8 내지 2.6％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.03％ 이하,
    Al:0.001 내지 1％,
    N:0.01％ 이하,
    Nb:0.01％ 내지 0.08％,
    Ti:0.04％ 내지 0.2％를 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
    Nb 함유량을 [Nb], C 함유량을 [C]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
    [Nb]×[C]≤4.34×10-3
    또한, Ti 함유량을 [Ti]라 하였을 때, 이하의 식을 만족하고,
    0.0005≤[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])≤0.005
    고용 C의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하이고,
    강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 1㎛ 이하이고,
    인장 강도가 780㎫ 이상인, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 질량％로, Cu:0.2 내지 1.2％, Ni:0.1 내지 0.6％, Mo:0.05 내지 1％, V:0.02 내지 0.2％, Cr:0.01 내지 1％ 중 어느 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  5. 제2항 또는 제3항에 있어서, 질량％로, Ca:0.0005 내지 0.005％, REM:0.0005 내지 0.02％ 중 어느 1종 또는 2종을 더 함유하는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  6. 제2항 또는 제3항에 있어서, 질량％로, B:0.0002 내지 0.002％를 더 함유하고, 고용 C 및 고용 B 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 입계 개수 밀도가 1개/nm2 이상 4.5개/nm2 이하인, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  7. 제2항 또는 제3항에 있어서, 아연 도금이 실시되어 있는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판.
  8. 제2항 또는 제3항에 기재된 성분을 갖는 강편을, 이하의 식을 만족하는 온도 SRTmin(℃) 이상 1170℃ 이하로 가열하고,
    SRTmin=6670/{2.26-log([Nb]×[C])}-273
    또한 조압연을 종료 온도 1080℃ 이상 1150℃ 이하의 조건에서 행하고,
    그 후 30초 이상, 150초 이내에 마무리 압연을 1000℃ 이상 1080℃ 미만에서 개시하고,
    최종 패스의 압하율이 3％ 이상 15％ 이하가 되도록, Ar3 변태점 온도 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 마무리 압연을 종료하고,
    15℃/sec 초과의 냉각 속도로, 냉각 개시로부터 450℃ 이상 550℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여, 권취하는 것을 특징으로 하는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서, 권취 후에 얻어진 강판을 산세하고, 그 후에 아연 도금욕 중에 침지시켜 강판 표면을 아연 도금하는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서, 아연 도금 후에 얻어진 강판을 합금화 처리하는, 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (44)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5124866B2 (ja) * 2007-09-03 2013-01-23 新日鐵住金株式会社 ハイドロフォーム用電縫管及びその素材鋼板と、これらの製造方法
JP5338525B2 (ja) * 2009-07-02 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
JP5348071B2 (ja) * 2010-05-31 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5402847B2 (ja) * 2010-06-17 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
PL3034644T3 (pl) 2010-09-16 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa o dużej wytrzymałości z doskonałą ciągliwością i podatnością na wywijanie kołnierza oraz sposób ich wytwarzania
TWI470092B (zh) 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷軋鋼板及其製造方法
JP5252138B1 (ja) * 2011-07-27 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
CA2843588C (en) * 2011-08-09 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High yield ratio hot rolled steel sheet which has excellent low temperature impact energy absorption and haz softening resistance and method of production of same
CN104080938B (zh) 2012-01-31 2016-01-20 杰富意钢铁株式会社 发电机轮毂用热轧钢板及其制造方法
CN104114731B (zh) * 2012-02-17 2016-03-02 新日铁住金株式会社 钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
DE102013004905A1 (de) * 2012-03-23 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Zunderarmer Vergütungsstahl und Verfahren zur Herstellung eines zunderarmen Bauteils aus diesem Stahl
EP2834383B1 (en) * 2012-04-05 2021-07-21 Tata Steel IJmuiden B.V. Steel strip having a low si content
JP5994356B2 (ja) * 2012-04-24 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
ES2663995T3 (es) * 2012-06-26 2018-04-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia y proceso para producir la misma
US20140137990A1 (en) * 2012-11-20 2014-05-22 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for manufacturing ferritic hot rolled steel strip
KR101500048B1 (ko) * 2012-12-27 2015-03-06 주식회사 포스코 내황산 부식성이 우수한 강판의 제조방법
JP5720714B2 (ja) * 2013-03-27 2015-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板の製造方法および製造設備
JP5630523B2 (ja) * 2013-04-02 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 窒化処理用鋼板およびその製造方法
WO2014171062A1 (ja) 2013-04-15 2014-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20150025952A (ko) * 2013-08-30 2015-03-11 현대제철 주식회사 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법
SI3305935T1 (sl) * 2014-03-25 2019-11-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Ploščat jekleni proizvod visoke trdnosti in uporaba takega ploščatega jeklenega proizvoda visoke trdnosti
JP6354274B2 (ja) * 2014-04-11 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
BR112017013229A2 (pt) 2015-02-20 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente
EP3263729B1 (en) * 2015-02-25 2019-11-20 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6492793B2 (ja) * 2015-03-09 2019-04-03 新日鐵住金株式会社 鋼材および土中埋設用鋼構造物ならびに鋼材の製造方法
KR101767839B1 (ko) * 2016-06-23 2017-08-14 주식회사 포스코 재질 균일성 및 구멍확장성이 우수한 석출강화형 열연강판 및 그 제조방법
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
BR112019000422B1 (pt) 2016-08-05 2023-03-28 Nippon Steel Corporation Chapa de aço e chapa de aço galvanizada
US11230755B2 (en) 2016-08-05 2022-01-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
CN106282766B (zh) * 2016-08-18 2017-11-28 武汉钢铁有限公司 低表面粗糙度的500MPa酸洗钢及其生产方法
KR101899674B1 (ko) 2016-12-19 2018-09-17 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN106834937B (zh) * 2017-01-05 2018-02-06 河钢股份有限公司邯郸分公司 一种530MPa级薄规格镀锌带钢及其生产方法
WO2018146695A1 (en) * 2017-02-10 2018-08-16 Tata Steel Limited A hot rolled precipitation strengthened and grain refined high strength dual phase steel sheet possessing 600 mpa minimum tensile strength and a process thereof
CN107326277B (zh) * 2017-06-20 2019-01-25 河钢股份有限公司邯郸分公司 480MPa级镀锌带钢及其生产方法
WO2020026593A1 (ja) * 2018-07-31 2020-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP7317100B2 (ja) * 2019-03-11 2023-07-28 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2020195605A1 (ja) 2019-03-26 2020-10-01 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
EP3744862A1 (de) * 2019-05-29 2020-12-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt mit optimierter schweisseignung und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
CN110512146A (zh) * 2019-09-05 2019-11-29 首钢集团有限公司 一种具有优异综合性能的超高强度热轧酸洗扩孔钢及其生产方法
MX2023013343A (es) 2021-05-17 2023-11-27 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para fabricar lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia.
CN114460118A (zh) * 2021-12-06 2022-05-10 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种热轧酸洗钢板冲压开裂的判定方法
CN114850227A (zh) * 2022-06-11 2022-08-05 新疆八一钢铁股份有限公司 一种降低q215a热轧带钢边部毛刺的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006199979A (ja) * 2005-01-18 2006-08-03 Nippon Steel Corp 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3188787B2 (ja) 1993-04-07 2001-07-16 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JPH07286214A (ja) * 1994-04-18 1995-10-31 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ特性及びｄｗｔｔ特性の優れた高強度厚手ホットコイルの製造方法
JPH09103817A (ja) * 1995-10-06 1997-04-22 Nisshin Steel Co Ltd 熱延鋼板の製造方法
JPH10306316A (ja) * 1997-04-28 1998-11-17 Nippon Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法
ES2690275T3 (es) * 2000-10-31 2018-11-20 Jfe Steel Corporation Chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia y método para la fabricación de la misma
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3637888B2 (ja) * 2000-11-27 2005-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 剥離強度に優れた高張力熱延鋼板およびその加工方法
JP4176403B2 (ja) 2002-07-11 2008-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 低温焼付硬化性および耐時効性に優れる加工用薄鋼板
JP5025931B2 (ja) 2005-09-16 2012-09-12 ダイコク電機株式会社 スロットマシン
JP4528275B2 (ja) * 2006-03-20 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006199979A (ja) * 2005-01-18 2006-08-03 Nippon Steel Corp 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法

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