KR101320799B1

KR101320799B1 - 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101320799B1
Application number: KR1020127029831A
Authority: KR
Inventors: 노부유키 나카무라; 하야토 사이토; 가츠미 나카지마; 요시마사 후나카와; 노리아키 모리야스; 다카유키 무라타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-05-31
Filing date: 2011-05-30
Publication date: 2013-10-23
Also published as: JP2012012701A; CN102918173B; JP4978741B2; EP2559783B1; WO2011152541A1; US9222155B2; KR20120130019A; CN102918173A; BR112012030709A2; EP2559783A4; US20130061989A1; EP2559783A1

Abstract

인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 우수한 신장 플랜지성과 우수한 내피로 특성을 겸비하는 고강도 열연 강판을 제공한다. C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.2 ∼ 1.2 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, N : 0.007 ％ 이하를 함유하는 조성의 강 소재를, 1150 ∼ 1350 ℃ 이하로 가열한 후, 850 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연 종료 후, 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 530 ℃ 까지 냉각시키고, 이어서 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃ 까지 냉각시키고, 그 권취 온도에서 권취한다. 이로써, 0.02 ％ 이상의 고용 Ti 를 함유하고, 평균 입경이 5 ㎛ 이하, 바람직하게는 3.0 ㎛ 초과인 베이나이트상 단상의 조직을 갖고, 또는 당해 베이나이트상을 면적률로 90 ％ 이상과 그 베이나이트상 이외의, 평균 입경이 3 ㎛ 이하인 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖는 신장 플랜지성과 내피로 특성을 겸비하는 인장 강도 : 780 ㎫ 이상의 고강도 열연 강판을 얻는다.

Description

신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXHIBITING EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND FATIGUE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 구조 부품이나 트럭의 프레임 등에 바람직한, 고강도 열연 강판과 관련된 것으로, 특히 신장 플랜지성과 내피로 특성의 향상에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제로 되고 있다. 이 때문에, 사용하는 재료를 고강도화하여 부재의 박육화를 도모하고, 차체 자체를 경량화하려는 움직임이 활발화되고 있다. 지금까지, 자동차 부품용으로서 인장 강도 440 ㎫ 급, 540 ㎫ 급의 각종 열연 강판이 사용되고 있는데, 나아가 최근에는 780 ㎫ 급 이상의 고강도 열연 강판에 대한 요망이 높아지고 있다. 한편, 강판의 고강도화에 수반하여, 일반적으로는 성형성이 저하된다. 그 때문에, 자동차 부품용으로서 요구되는 신장 플랜지성 (구멍 확대성이라고도 한다) 의 향상에 관하여 여러 가지 검토가 이루어지고 있다.

예를 들어 특허문헌 1 에는, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 1.50 ％ 이하, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.035 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.02 ∼ 0.15 ％, Ti : 0.05 ∼ 0.2 ％ 를 함유하는 강 슬래브를, A_r3 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연한 후, 30 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ∼ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시켜 코일상으로 권취하고, 권취한 후의 코일을 평균 냉각 속도로 50 ∼ 400 ℃/h 에서 300 ℃ 이하까지 냉각시키고, 60 ∼ 95 체적％ 의 베이나이트와, 추가로 페라이트 또는 페라이트와 마텐자이트를 함유하는 조직으로 이루어지는 열연 강판으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 판 두께 2 ㎜ 정도이고, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상을 갖고, 구멍 확대율 60 ％ 이상이 되는, 구멍 확대 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C : 0.03 ∼ 0.25 ％, Si : 2.0 ％ 이하, Mn : 2.0 ％ 이하, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.007 ％ 이하, Al : 0.07 ％ 이하, Cr : 1.0 ％ 이하를 함유하고, {(Si＋20P)/(Mn＋Cr)} : 0.6 ∼ 1.5 를 만족하는 조성과, 페라이트와 제 2 상으로 이루어지고, 제 2 상의 경도 Hv : 200 ∼ 600, 제 2 상의 체적률 : 5 ∼ 40 ％, 제 2 상의 입경 : 25 ㎛ 이하이고, 페라이트의 경도와 체적률의 곱과, 제 2 상의 경도와 체적률의 곱의 합이 특정 범위가 되는 관계를 만족하는 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에 의하면, 피로 강도와 신장 플랜지성이 모두 우수한 490 ㎫ 를 초과하는 고강도 열연 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, C : 0.04 ∼ 0.15 ％, Si : 0.05 ∼ 1.5 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.06 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.10 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.20 ％ 를 함유하는 강편을, 800 ∼ 1000 ℃ 의 마무리 온도에서 열간 압연한 후, 55 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시키고, 계속하여 500 ℃ 이하의 온도역을 120 ℃/s 이상의 냉각 속도로 핵 비등 냉각이 되는 조건에서 냉각시키고, 350 ∼ 500 ℃ 에서 권취하는, 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에 의하면, 95 ％ 초과의 베이나이트와 불가피적으로 발생되는 5 ％ 미만의 다른 상으로 이루어지는 조직을 갖고, 가공 후의 신장 플랜지성이 우수하고, 강판 내 재질 변동이 안정적으로 작은 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 4 에는, C : 0.05 ∼ 0.30 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 1.5 ∼ 3.5 ％, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.150 ％ 이하, N : 0.0200 ％ 이하를 함유하고, 또한 Nb : 0.003 ∼ 0.20 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.20 ％ 의 어느 1 종 또는 2 종을 함유하는 강 슬래브를, 1200 ℃ 이하로 가열한 후, 마무리 압연 개시 온도를 950 ∼ 1050 ℃, 마무리 압연 종료 온도를 800 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 압연 종료 후 2 s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 20 ∼ 150 ℃/s 에서 권취 온도까지 연속적으로 냉각시키고, 300 ∼ 550 ℃ 에서 권취하는, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 4 에 기재된 기술로 제조된 열연 강판은, 인장 강도 780 ㎫ 이상의 고강도이고, 평균 입경이 3.0 ㎛ 이하인 미세 베이나이트를 주체로 하는 조직을 갖고, 혼립이 없고, 입경 10 ㎛ 초과의 조대 입자가 존재하지 않는 조직이기 때문에, 신장 플랜지성이 우수한 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 5 에는, C : 0.05 ∼ 0.20 ％, Si : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.5 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.30 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.100 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Al : 0.1 ％ 이하를 함유하고, 또한 0.05 ≤ (％Si＋％P)/(％Cr＋％Ti＋％Nb＋％Mn) ≤ 0.5 의 관계를 만족하여 함유하는 강 슬래브를, 주조 후, 즉시 또는 일단 냉각시켜 1100 ∼ 1300 ℃ 로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도를 950 ∼ 800 ℃ 로 하여 열간 압연하고, 압연 종료 후 0.5 s 이내에 냉각을 개시하여, 30 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각을 실시하고, 500 ∼ 300 ℃ 에서 권취하는, 가공성이 우수한 초고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 5 에 기재된 기술로 제조된 열연 강판은, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도로서, 체적 분율로 60 ％ 이상 90 ％ 미만의 베이나이트를 주상으로 하고, 펄라이트, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마텐자이트 중 적어도 1 종을 제 2 상으로 하는 조직을 갖고, 게다가 베이나이트상의 평균 입경이 4 ㎛ 미만인 조직을 갖고, 가공성이 우수한 것으로 되어 있다.

일본국 공개특허공보 2006-274318호 일본국 공개특허공보 평4-329848호 일본국 공개특허공보 2009-280900호 일본국 공개특허공보 2000-109951호 일본국 공개특허공보 2000-282175호

특허문헌 1 에 기재된 기술은, P 의 페라이트 입계에 대한 편석을 저감함으로써 인성 (靭性) 을 향상시키고, 즉 파면 천이 온도를 낮추어 신장 플랜지성을 향상시키고 있다. 그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는 페라이트를 함유하지 않는 경우, 혹은 페라이트가 매우 적은 경우에는, 신장 플랜지성의 향상이 매우 곤란하다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 연질인 페라이트상을 60 ％ 이상 함유하기 때문에, 최근의 780 ㎫ 이상이라는 고강도화 요구에 대응하는 고강도를 안정적으로 확보하지 못하여, 강판 강도가 부족하다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이라는 고강도는 확보할 수 있으나, 베이나이트상의 조직 제어가 불충분하기 때문에, 자동차 부품용으로서 충분한 내피로 특성을 구비하기까지 도달하지 못하였다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 매우 미세한 베이나이트 조직이 얻어지지만, 슬래브 가열 중에 Nb, Ti 를 미고용 상태 그대로 잔존시키기 때문에, 고용 Ti, Nb 량을 충분히 확보할 수 없어, 내피로 특성이 부족한 경우가 있었다. 또, 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 베이나이트상 이외의 조직이 적어도 10 ％ 초과 존재하기 때문에, 조직의 균일화가 불충분하여 신장 플랜지성이 부족한 경우가 있었다.

본 발명은 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이라는 고강도를 갖고, 추가로 우수한 신장 플랜지성과 우수한 내피로 특성을 겸비한 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기한 목적을 달성하기 위해서, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 신장 플랜지성과 피로 특성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구하였다. 그 결과, 평균 입경 5 ㎛ 이하의 미세한 베이나이트상의 단상 조직, 또는 이와 같은 미세한 베이나이트상을 주상으로 하고, 제 2 상으로서 평균 입경 3 ㎛ 이하의 미세한, 펄라이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 중 어느 것, 혹은 그것들을 혼합하여 분산시킨, 조직으로 한 후에, 고용 Ti 를 0.02 ％ 이상 잔존시킴으로써, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 신장 플랜지성에 추가하여 내피로 특성이 현저하게 향상되는 것을 신규로 알아내었다.

미세한 베이나이트상으로 한 후에, 고용 Ti 를 존재시킴으로써, 신장 플랜지성에 추가하여 내피로 특성이 향상되는 메카니즘에 대해, 현재까지 그다지 명확하게 되어 있지는 않으나, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

소정 양 이상의 고용 Ti 가 존재함으로써, 신장 플랜지 가공시에 발생된 크랙의 선단, 혹은 피로 크랙의 선단 응력·변형이 집중된 영역에, 응력 유발 혹은 변형 유발에 의해, TiC, 혹은 Ti 와 C 의 클러스터가 형성되기 쉬워지고, 그것들의 형성에 의해 크랙의 진전이 억제되는 것으로 생각된다. 이로써, 신장 플랜지성에 추가하여 내피로 특성이 현저하게 향상되는 것으로 생각한다.

본 발명은, 이러한 지견 (知見) 에 기초하여, 더욱 검토하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.2 ∼ 1.2 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, N : 0.007 ％ 이하를 함유하고, 고용 Ti 가 0.02 ％ 이상이고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 또한 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 베이나이트상 단상으로 이루어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 평균 입경이 5 ㎛ 이하 대신에, 평균 입경이 3.0 초과 ∼ 5 ㎛ 로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(3) (1) 에 있어서, 상기 베이나이트상 단상으로 이루어지는 조직 대신에, 조직 전체에 대한 면적률로 90 ％ 이상의 베이나이트상과, 그 베이나이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지고, 상기 베이나이트상의 평균 입경이 5 ㎛ 이하, 상기 제 2 상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하인 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(4) (3) 에 있어서, 상기 베이나이트상의 평균 입경이 5 ㎛ 이하 대신에, 상기 베이나이트상의 평균 입경이 3.0 초과 ∼ 5 ㎛ 로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(5) (1) 내지 (4) 의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(6) (1) 내지 (5) 의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(7) (1) 내지 (6) 의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(8) 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.2 ∼ 1.2 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, N : 0.007 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 할 때, 상기 강 소재를 1150 ∼ 1350 ℃ 로 가열한 후, 상기 열간 압연을 850 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연으로 하고, 그 열간 압연 종료 후, 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 530 ℃ 까지 냉각시키고, 이어서 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃ 까지 냉각시키고, 그 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(9) (8) 에 있어서, 상기 강 소재를 1150 ∼ 1350 ℃ 로 가열한 후, 상기 열간 압연을 850 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연 대신에, 상기 강 소재를 1200 ℃ 초과 1350 ℃ 이하로 가열한 후, 상기 열간 압연을 900 ℃ 초과 950 ℃ 이하의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(10) (8) 또는 (9) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(11) (8) 내지 (10) 의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(12) (8) 내지 (11) 의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로, 신장 플랜지성에 추가하여 내피로 특성이 향상된 열연 강판을 용이하게 제조할 수 있어 산업상 현격한 효과를 발휘한다. 또, 본 발명이 되는 고강도 열연 강판을 자동차의 구조 부품이나, 트럭의 프레임 등에 적용하면, 안전성을 확보하면서 차체 중량을 경감할 수 있어 환경 부하를 저감시킬 수 있다는 효과도 있다.

먼저, 본 발명 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C : 0.05 ∼ 0.15 ％

C 는, 강의 강도를 증가시키고, 또, 베이나이트의 생성을 촉진하는 원소이고, 또, Ti 와 결합하여 Ti 탄화물로서 석출 강화에도 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하여 함유하면 용접성이 저하된다. 이 때문에, C 는 0.05 ∼ 0.15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.07 ∼ 0.12 ％ 이다.

Si : 0.2 ∼ 1.2 ％

Si 는, 고용되어 강의 강도 증가에 기여하는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.2 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.2 ％ 를 초과하는 함유는, 강판의 표면 성상을 현저하게 저하시켜, 화성 처리성이나 내식성의 저하로 이어진다. 이 때문에, Si 는 0.2 ∼ 1.2 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.3 ∼ 0.9 ％ 이다.

Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％

Mn 은, 고용되어 강의 강도를 증가시킴과 함께, ?칭성 향상을 통하여 베이나이트의 생성을 촉진하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 1.0 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하는 함유는, 중심 편석을 조장하여 강판의 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn 은 1.0 ∼ 2.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1.2 ∼ 1.8 ％ 이다.

P : 0.04 ％ 이하

P 는, 고용되어 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖지만, 입계, 특히 구오스테나이트 입계에 편석되어, 저온 인성이나 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 본 발명에서는 P 는 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.04 ％ 까지의 함유는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는, Mn 이나 Ti 와 결합하여 황화물을 형성하여, 강판의 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, S 는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 까지의 함유는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는 0.003 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다.

Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, 고용 Ti : 0.02 ％ 이상

Ti 는, 탄화물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또, Ti 는, 오스테나이트 입자의 미세화에도 기여해, 최종적으로 얻어지는 강판 조직을 미세화하여, 신장 플랜지성, 내피로 특성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 상기한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 조대한 석출물의 증가를 초래하여 구멍 확대 가공성이나 내피로 특성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Ti 는 0.05 ∼ 0.15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.06 ∼ 0.12 ％ 이다.

또, 첨가된 Ti 의 일부를 고용 Ti 로서 0.02 ％ 이상 존재시킴으로써, 신장 플랜지성이나 내피로 특성의 추가적인 향상을 기대할 수 있다. 소정 양 이상의 고용 Ti 가 존재함으로써, 신장 플랜지 가공시에 발생된 크랙의 선단, 혹은 피로 크랙의 선단 응력·변형이 집중된 영역에, 응력 유발 또는 변형 유발에 의해 TiC, 혹은 Ti 와 C 의 클러스터가 형성되기 쉬워지고, 그것들의 형성에 의해 크랙의 진전이 억제되는 것으로 생각된다.

고용 Ti 를 0.02 ％ 이상 안정적으로 확보하기 위해서는, 0.05 ％ 이상의 Ti 함유에 추가하여, C 함유량과의 관계에서 (Ti/48)/(C/12) 를 0.15 이상의 범위로 조정하는 것이 바람직하다. 여기서, Ti, C 는 각각의 함유량 (질량％) 이다. Ti 에 대해 C 가 지나치게 많고, (Ti/48)/(C/12) 가 0.15 미만에서는, Ti 가 TiC 로서 석출되기 쉬워져 고용 Ti 의 확보가 어려워진다. 이 때문에, (Ti/48)/(C/12) 는 0.15 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ti 에 대해 C 가 지나치게 적어 (Ti/48)/(C/12) 가 0.60 을 초과하면, 고용 Ti 는 확보하기 쉬워지지만, 고용 C 가 감소되어 베이나이트상의 강도가 저하되고, 원하는 강도를 확보하는 것이 어려워지기 때문에, 보다 바람직하게는 0.15 ∼ 0.60 이고, 더욱 바람직하게는 (Ti/48)/(C/12) 는 0.18 ∼ 0.35 이다.

또, 고용 Ti 가 0.02 ％ 미만에서는, 가공시에 발생된 크랙이나 피로 크랙의 진전을 억제하는 효과가 저감되어 원하는 신장 플랜지성, 내피로 특성의 향상을 기대할 수 없다. 또한, 고용 Ti 가 0.10 ％ 를 초과하여 다량으로 존재하면, ?칭성이 지나치게 커져 마텐자이트상이 생성되기 쉽고, 가공성이 저하되기 때문에, 고용 Ti 는 0.10 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.005 ∼ 0.10 ％

Al 은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 산화물계 개재물의 현저한 증가를 초래하여, 강판의 흠집 발생의 원인이 된다. 이 때문에, Al가 0.005 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정되었다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.07 ％ 이다.

N : 0.007 ％ 이하

N 은, Ti 등의 질화물 형성 원소와 결합하여 질화물로서 석출되지만, 특히 Ti 와는 고온에서 결합되어 조대한 질화물이 되기 쉽고, 신장 플랜지 가공시나 피로 시험시에 크랙의 기점이 되기 쉬워 본 발명에서는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이 때문에, 본 발명에서는, N 은 0.007 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이하이다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 이들 기본 성분에 더하여 추가로, 선택 원소로서, 필요에 따라, Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％ 및/또는 Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.

Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％

Sb 는, 열간 압연을 위한 가열시에, 표층에 농화되는 경향을 갖는 원소로서, 표면 근방에 있어서의 Si, Mn 등의 산화물의 생성을 억제하여 강판의 표면 성상을 개선하고, 표면으로부터의 피로 크랙의 생성을 억제하여 내피로 특성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있으나, 0.020 ％ 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Sb 는 0.001 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하고, 또한, 보다 바람직하게는 0.003 ∼ 0.010 ％ 이다.

Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Mo, Cr, B, Nb, V 는 모두 강판의 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다.

Cu 는, 고용되어 강의 강도를 증가시킴과 함께, ?칭성 향상을 통하여 베이나이트상을 형성하기 쉽게 한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.20 ％ 를 초과하는 함유는 표면 성상의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu 는 0.05 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni 는, 고용되어 강의 강도를 증가시킴과 함께, ?칭성 향상을 통하여 베이나이트상을 형성하기 쉽게 한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서, 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는, 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ni 는 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Mo 는, 탄화물의 형성에 의한 석출 강화나, ?칭성 향상을 통하여 강의 강도를 증가시킴과 함께, 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하여 신장 플랜지성이나 내피로 특성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서, 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Mo 는 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr 은, ?칭성 향상을 통하여 강의 강도를 증가시킴과 함께, 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하여 신장 플랜지성이나 내피로 특성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서, 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cr 은 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

B 는, 오스테나이트 (γ) 입계에 편석되고, 입계로부터의 페라이트 생성이나 성장을 억제하고, ?칭성 향상을 통하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, B 는 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Nb 는, 탄화물이나 질화물의 형성을 통하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는 연성이나 구멍 확대 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Nb 는 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

V 는, 탄화물이나 질화물의 형성을 통하여, 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하나, 0.20 ％ 를 초과하는 함유는 연성이나 구멍 확대 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, V 는 0.01 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ca, REM 은 모두, 황화물의 형태를 구상으로 제어하고, 신장 플랜지성을 향상시키는 작용을 갖는 원소로서, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Ca : 0.0001 ％ 이상, REM : 0.0005 ％ 이상, 각각 함유하는 것이 바람직하나, Ca : 0.0050 ％, REM : 0.0100 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 개재물 등의 증가를 초래하여 표면 결함, 내부 결함의 다발을 쉽게 일으키게 한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 의 범위로 각각 한정하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명 강판의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명 강판의 조직은 미세한 베이나이트상 단상으로 한다. 혹은 베이나이트 단상 조직 대신에, 조직 전체에 대한 면적률로 90 ％ 이상의 미세한 베이나이트상을 주상으로 하고, 주상과 미세한 제 2 상으로 이루어지는 조직으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 말하는 미세한 베이나이트상이란 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 베이나이트상을 말한다. 또한, 바람직하게는 베이나이트상의 평균 입경은 3.0 ㎛ 초과 5 ㎛ 이하이다. 이로써, 인장 강도 : 780 ㎫ 이상의 고강도와, 신장 플랜지성, 내피로 특성을 겸비하는 열연 강판으로 할 수 있다.

주상과 제 2 상으로 이루어지는 조직의 경우에는, 주상으로서의 미세한 베이나이트상이 90 ％ 미만에서는, 원하는 고강도와 양호한 신장 플랜지성을 안정적으로 확보할 수 없다. 또, 베이나이트상의 평균 입경이 5 ㎛ 를 초과하여 커지면, 우수한 신장 플랜지성과 우수한 내피로 특성을 겸비할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, 주상인 미세한 베이나이트상은 90 ％ 이상, 평균 입경 5 ㎛ 이하로 한정하였다. 또한, 베이나이트상의 평균 입경은 3.0 ㎛ 초과 5 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 베이나이트상의 평균 입경을 3.0 ㎛ 초과 5 ㎛ 이하로 함으로써, 평균 입경이 3.0 ㎛ 이하인 경우에 비해, 피로 균열이 보다 크게 우회하여 진전되기 때문에, 피로 균열의 진전 속도가 작아져, 내피로 특성이 더욱 향상된다. 또한, 바람직하게는 베이나이트상은 95 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 베이나이트상 단상이다.

주상 이외의 제 2 상으로는, 마텐자이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 어느 것, 혹은 그것들의 혼합을 포함해도 된다. 본 발명에서는, 제 2 상은 평균 입경이 3 ㎛ 이하인 미세한 조직으로 한다. 제 2 상의 평균 입경이 3 ㎛ 를 초과하여 커지면, 주상과 제 2 상의 계면으로부터 크랙이 발생하기 쉬워져, 신장 플랜지성이나 내피로 특성이 저하된다. 이 때문에, 제 2 상의 평균 입경은 3 ㎛ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 제 2 상의 평균 입경은 2 ㎛ 이하이다. 또, 미세한 제 2 상은, 조직 전체에 대한 면적률로 10 ％ 이하이지만, 추가로 신장 플랜지성을 향상시키는 데 있어서는 5 ％ 이하로 한정하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 제 2 상으로는 마텐자이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트의 어느 것, 혹은 그것들의 혼합으로 하는 것이 바람직하지만, 제 2 상에는 상기한 상 이외에 조직 전체에 대한 면적률로 3 ％ 이하이면, 페라이트, 세멘타이트가 존재해도 된다. 이 경우도, 상기한 이유에 의해, 제 2 상의 평균 입경은 3 ㎛ 이하의 미세한 조직으로 한다.

다음으로, 본 발명 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명에서는 고용 Ti 량 이외에 상기한 조성을 갖는 강 소재를 출발 소재로 한다.

또한, 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성을 갖는 용강을 전로나 전기로 등에서 용제하고, 바람직하게는 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시하여, 연속 주조법 등의 주조 방법으로, 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용 방법을 모두 적용할 수 있다.

먼저, 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 열간 압연 종료 후, 530 ℃ 까지의 전단 (前段) 냉각과, 530 ℃ ∼ 권취 온도까지의 후단 (後段) 냉각을 실시하여 코일상으로 권취한다.

열간 압연을 위한 가열 온도는 1150 ∼ 1350 ℃ 로 한다.

강 소재 (슬래브) 중에서는, Ti 등의 탄화물, 질화물 형성 원소는 대부분이 조대한 탄화물, 질화물로서 존재하고 있다. 고용 Ti 나, 미세한 석출물로서 열연 강판의 고강도화 등에 이용하기 위해서, 이들 조대한 탄화물, 질화물을 일단 고용시켜 놓는 것이 필요하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 강 소재를 먼저 1150 ℃ 이상으로 가열한다. 한편, 가열 온도를 1350 ℃ 를 초과하여 고온으로 하면, 스케일 발생량이 많아져 스케일 홈 등에 의해 표면 품질이 저하된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1150 ∼ 1350 ℃ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1200 ∼ 1300 ℃ 이다. 고용 Ti 량을 확실하게 확보하기 위해서는, 강 소재의 가열 온도는 보다 바람직하게는 1200 ℃ 초과이다.

열간 압연은 마무리 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연을 종료하는 압연으로 한다.

마무리 온도가 850 ℃ 미만에서는, 페라이트＋오스테나이트의 2 상역 압연이 되어 가공 조직이 잔존하게 되기 때문에, 신장 플랜지성, 내피로 특성이 저하된다. 한편, 마무리 온도가 950 ℃ 를 초과하여 높아지면, 오스테나이트 입자가 성장하여 냉각 후 얻어지는 열연판의 조직이 조대화된다. 이와 같은 점에서, 마무리 온도는 850 ∼ 950 ℃ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 880 ∼ 930 ℃ 이다. 또, 마무리 온도를 900 ℃ 초과로 함으로써, 오스테나이트의 입자 성장이 현저해지고, ?칭성이 증대되며, 베이나이트상의 조직 분율이 증가되고, 또한 조직이 보다 균일화되어 신장 플랜지성이 더욱 향상된다. 이로써 추가로, 베이나이트의 평균 입경도 3.0 ㎛ 초과 5 ㎛ 이하로 조정하기 쉬워져, 내피로 특성도 향상된다. 이와 같은 점에서, 마무리 온도를 900 ℃ 초과 950 ℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

열간 압연 종료 후, 이어서, 전단 냉각으로서 530 ℃ 까지를 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다.

열간 압연 종료부터 530 ℃ 까지의 냉각은, 원하는 미세한 베이나이트 조직을 확보하기 위해서 매우 중요해진다. 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 페라이트의 생성이 현저하게 진행되거나, 펄라이트가 생성되거나, 나아가서는 TiC 의 석출이 현저하여 원하는 고용 Ti 를 확보할 수 없게 되어, 신장 플랜지성과 내피로 특성이 저하된다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후 530 ℃ 까지를, 평균 냉각 속도 30 ℃/s 이상에서 냉각시키는 것으로 한정하였다. 한편, 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 55 ℃/s 이상이 되면, 미재결정 오스테나이트로부터의 변태가 많아지고, 압연 방향으로 신장된 페라이트나 베이나이트가 증가하여 가공성이 저하되기 쉬워진다. 이 때문에, 이 온도 영역의 평균 냉각 속도는 55 ℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다.

530 ℃ 까지 냉각된 열연판은, 이어서, 후단 냉각으로서 530 ℃ ∼ 권취 온도까지의 온도역을 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급속 냉각된다. 본 발명에서는, 이 후단 냉각 (급속 냉각) 중에 베이나이트 변태시켜, 미세한 베이나이트상을 생성시키고, 또한, 평균 입경 5 ㎛ 이하의 미세한 베이나이트상으로 한다. 이와 같은 미세한 베이나이트상 단상으로 하는 것이, 우수한 신장 플랜지성이나 우수한 내피로 특성을 겸비시키기 위해서 바람직하다. 베이나이트상 단상으로 할 수 없어도, 상기한 평균 냉각 속도로 냉각시키면, 상기한 미세한 베이나이트상을 주상으로 하고, 제 2 상을 평균 입경 3 ㎛ 이하의 미세한 제 2 상으로 할 수 있다. 이 때문에, 530 ℃ 부터 권취 온도까지의 냉각은 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도에서의 급랭으로 한다. 이로써, 제 2 상의 생성에 의한, 신장 플랜지성이나 내피로 특성의 저하를 억제할 수 있다. 한편, 530 ℃ 부터 권취 온도까지의 후단 냉각의 평균 냉각 속도가 180 ℃/s 를 초과하면 냉각 속도의 제어가 어려워진다. 이 때문에, 이 후단 냉각의 평균 냉각 속도는 100 ∼ 180 ℃/s 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 120 ℃/s 이상이다.

권취 온도는 300 ∼ 500 ℃ 로 한다.

권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 마텐자이트나 잔류 오스테나이트의 생성량이 지나치게 많아져, 미세한 베이나이트상을 100 ％ (단상), 혹은 면적률로 90 ％ 이상으로 하기가 어려워지고, 원하는 조직을 확보하지 못하여 신장 플랜지성, 내피로 특성이 저하된다. 한편, 권취 온도가 500 ℃ 를 초과하여 높아지면 펄라이트가 증가되기 때문에, 신장 플랜지성과 피로 특성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 권취 온도는 300 ∼ 500 ℃ 로 한정하였다. 또한, 베이나이트상의 미세화라는 관점에서, 바람직하게는 350 ℃ 이상 450 ℃ 이하이다.

또한, 권취 후, 열연판에는 통상적인 방법에 의해 산세를 실시하여 스케일을 제거해도 된다. 또, 추가로 조질 (調質) 압연을 실시해도 되고, 혹은 추가로 용융 아연 도금, 전기 아연 도금이나 화성 처리를 실시해도 된다.

이하, 실시예에 의해 더욱 본 발명에 대해 설명한다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이어서, 이들 강 소재에, 표 2 에 나타내는 조건으로 가열하고, 표 2 에 나타내는 마무리 온도에서 압연을 종료하는 열간 압연을 실시하여, 열연판 (판 두께 : 6.0 ∼ 2.6 ㎜) 으로 하고, 열간 압연 종료 후, 이들 열연판에, 표 2 에 나타내는 조건의 전단 냉각과 후단 냉각을 실시하여, 표 2 에 나타내는 권취 온도로 권취하였다. 또한, 전단 냉각은, 열간 압연 종료 후, 마무리 온도부터 530 ℃ 까지의 냉각이고, 후단 냉각은 530 ℃ 부터 권취 온도까지의 냉각이다. 표 중의 냉각 속도는 각각의 냉각 온도 영역에서의 평균 냉각 속도로 나타낸다.

얻어진 열연판을 산세한 후, 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 고용 Ti 량의 측정, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확대 시험, 피로 시험을 실시하였다. 또한, 강판 No.2 (판 두께 : 6.0 ㎜) 에 대해서는, 얻어진 열연판으로부터, 산세를 실시하지 않고 시험편을 채취하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향과 평행한 단면을 연마하고, 부식액 (3 ％ 나이탈액) 으로 부식시켜 조직을 나타나게 하였다. 판 두께 1/4 위치에 대해 주사형 전자 현미경 (배율 : 3000 배) 을 이용하여 관찰하고, 각 3 시야 촬상하여, 화상 처리에 의해 각 상의 면적률 (조직 분율) 을 측정하였다. 또, 동일한 주사형 전자 현미경 사진에, 판 두께 방향에 대해 45°의 경사를 갖는 길이 : 80 ㎜ 의 직선을 직교하도록 2 줄 긋고, 그 직선이, 각 상의 각 입자와 교차하는 선분의 길이를 각각 측정하고, 얻어진 선분의 길이의 평균치를 구하여 각 상 (베이나이트상, 제 2 상) 의 평균 입경으로 하였다.

(2) 고용 Ti 량의 측정

얻어진 열연판으로부터, 분석용 시험편 (크기 : 50 ㎜×100 ㎜) 을 채취하고, 표면으로부터 판 두께 방향 1/4 까지를 기계 연삭에 의해 깎아내어 전해용 시험편으로 하였다. 이들 시험편을, 10 ％ AA 계 전해액 (10 vol％ 아세틸아세톤 - 1 mass％ 염화테트라메틸암모늄·메탄올) 중에서, 전류 밀도 20 ㎃/㎠ 로 정전류 전해하여 약 0.2 g 을 전해하였다. 얻어진 전해액을 여과한 후, ICP 발광 분광 분석 장치를 이용하여 분석하고, 전해액 중의 Ti 량을 측정하였다. 얻어진 전해액 중의 Ti 량을 전해 중량으로 나누어, 고용 Ti 량 (질량％) 으로 하였다. 또한, 전해 중량은, 전해 후의 전해용 시험편을 세정하고, 부착된 석출물을 제거한 후에 중량을 측정하여, 전해 전의 시험편 중량에서 뺌으로써 산출하였다.

(3) 인장 시험

얻어진 열연판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록, JIS 5 호 시험편 (GL : 50 ㎜) 을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 신장 El) 을 구하였다.

(4) 구멍 확대 시험 (신장 플랜지성 평가 시험)

얻어진 열연판으로부터, 구멍 확대 시험용 시험편 (크기 : 130×130 ㎜) 을 채취하고, 철련 (鐵連) 규격 JFST 1001 에 준하여 시험편 중앙에 10 ㎜φ 의 펀치 구멍을 타발 (打拔) 한 후, 그 구멍에 60°원추 펀치를 밀어 올리듯이 삽입하여, 균열이 판 두께를 관통한 시점에서의 구멍 직경 d ㎜ 를 구하고, 다음 식에서 구멍 확대율 λ (％) 를 산출하였다.

λ (％) = {(d-10)/10}×100

(5) 피로 시험

얻어진 열연판으로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록, JIS Z 2275 에서 규정되는 1 호 시험편 (R : 42.5 ㎜, b : 20 ㎜) 을 채취하여 평면 굽힘 재료 시험을 실시하였다. 응력 부하는 교번 응력으로 하고, 반복 횟수 : 10⁷ 회까지 실시하고, 파단되지 않은 응력의 상한을 피로 한계 (σf) 로 하고, TS 에 대한 피로 한계의 비 σf/TS 로 피로 특성을 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명례는 모두, 인장 강도 TS 가 780 ㎫ 이상의 고강도를 갖고, 구멍 확대율 λ 이 60 ％ 이상인 우수한 신장 플랜지성을 갖고, 또한 σf/TS 가 0.55 이상으로 우수한 내피로 특성을 겸비하는 고강도 열연 강판으로 되어 있다. 특히, 열간 압연의 마무리 온도를 900 ℃ 초과로 함으로써, 신장 플랜지성과 내피로 특성이 보다 향상된다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 인장 강도 TS 가 780 ㎫ 미만이거나, 구멍 확대율 λ 이 60 ％ 미만이거나, σf/TS 가 0.55 미만이거나 하여, 원하는 고강도, 신장 플랜지성, 내피로 특성을 겸비하기까지는 도달하지 못했다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.2 ∼ 1.2 ％,
Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.04 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％,
Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, N : 0.007 ％ 이하
를 함유하고, 고용 Ti 가 0.02 ％ 이상이고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 또한 평균 입경이 3.0 초과 ~ 5 ㎛ 인 베이나이트상 단상으로 이루어지는 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
삭제
제 1 항에 있어서,
상기 베이나이트상 단상으로 이루어지는 조직 대신에, 조직 전체에 대한 면적률로 90 ％ 이상의 베이나이트상과, 그 베이나이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지고, 상기 베이나이트상의 평균 입경이 3.0 초과 ~ 5 ㎛ 이고, 상기 제 2 상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하인 조직으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
삭제
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
질량％ 로,
C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.2 ∼ 1.2 ％,
Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.04 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％,
Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, N : 0.007 ％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 할 때,
상기 강 소재를 1150 ∼ 1350 ℃ 로 가열한 후, 상기 열간 압연을 850 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연으로 하고,
그 열간 압연 종료 후, 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 530 ℃ 까지 냉각시키고, 이어서 100 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로, 권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃ 까지 냉각시키고, 그 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 강 소재를 1150 ∼ 1350 ℃ 로 가열한 후, 상기 열간 압연을 850 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연 대신에, 상기 강 소재를 1200 ℃ 초과 1350 ℃ 이하로 가열한 후, 상기 열간 압연을 900 ℃ 초과 950 ℃ 이하의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.05 ∼ 0.20 ％, Ni : 0.05 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, V : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 5 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 6 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.