KR101369076B1

KR101369076B1 - 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101369076B1
Application number: KR1020117027234A
Authority: KR
Inventors: 노리아키 고사카; 가즈히로 세토; 레이코 스기하라; 마사히데 와타베; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-05-12
Filing date: 2010-05-11
Publication date: 2014-02-28
Also published as: JP2010265486A; US20120138197A1; KR20120007048A; CN102421925A; EP2431491A4; EP2431491B1; BRPI1014265B1; US8535458B2; EP2431491A1; JP4998755B2; CN102421925B; WO2010131761A1; BRPI1014265A2

Abstract

염가의 Ti 계 범용 강판을 사용하여, 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상이고, 열연 코일내 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공한다. 성분 조성은, 질량％ 로 C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 그리고, 조직은, 평균 입경이 5 ∼ 10 ㎛ 인 폴리고날 페라이트가 80 ％ 이상인 분율로 존재하고, 또한, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물 중에 존재하는 Ti 의 양이, 하기 식 (1) 에서 계산되는 Ti* 값의 70 ％ 이상이다. Ti*=[Ti]－48×[N]÷14…(1) 여기서, [Ti] 및 [N] 은 각각 강판의 Ti 및 N 의 성분 조성 (질량％) 을 나타낸다.

Description

고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND PROCESS FOR MANUFACTURE THEREOF}

본 발명은, 트럭 프레임 등의 대형 차량 자동차의 골격 부재 등의 용도에 유용한, 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상이고, 코일 내에서의 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한, 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 의 배출량을 규제하기 때문에, 자동차의 연비 개선이 급선무가 되고 있고, 사용 부재의 박육화에 의한 경량화가 요구되고 있다. 또한, 충돌시에 승무원의 안전을 확보하기 위해, 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이 때문에, 자동차 차체의 경량화 및 강화의 쌍방이 적극적으로 진행되고 있다. 자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 만족시키기 위해서는, 강성의 문제가 되지 않는 범위에서 부재 소재를 고강도화하고, 판두께를 줄임으로써 경량화하는 것이 효과적이라고 하고 있고, 최근에는 고강도 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있다. 경량화 효과는, 사용하는 강판이 고강도일수록 커지기 때문에, 예를 들어, 트럭 프레임이나 건축 기계 등의 대형 차량용 골격 부재로서 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상인 강판을 사용하는 동향에 있다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은, 프레스 성형에 의해 제조된다. 고강도 강판의 성형성에 관해서는, 균열, 주름 이외에 치수 정밀도가 중요하고, 특히 스프링 백의 제어가 중요 과제로 되어 있다. 최근에는 CAE (Computer Assisted Engineering) 에 의해 신차의 개발이 매우 효율화되어, 금형을 몇번이나 만드는 것이 없어졌다. 동시에, 강판의 특성을 입력하면 스프링 백량을 보다 정밀도 좋게 예측 가능하게 되어 있다. 그러나, 스프링 백량의 편차가 큰 경우에는, CAE 에 의한 예측의 정밀도가 저하되는 문제가 생긴다. 따라서, 특히 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 고강도 강판이 요구되고 있다.

코일 내의 강도 편차를 작게 하는 방법으로서, 특허문헌 1 에는, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, Ti 를 첨가한 석출 강화강의 시트바를 열간 마무리 압연하고, 1 초 이상의 공랭을 형성한 후 450 ∼ 750 ℃ 의 범위의 온도에서 권취함으로써 코일 길이 방향의 강도 편차가 ± 15 ㎫ 이하를 달성하는 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는, Ti 와 Mo 를 복합 첨가하여, 매우 미세한 석출물을 균일하게 분산시킨 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한, 고강도 열연 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2004-197119호 일본 공개특허공보 2002-322541호

그러나, 상기 서술한 종래 기술에는, 다음과 같은 문제가 있다.

특허문헌 1 에 기재된 방법에서는, Nb 나 Mo 첨가때문에 비용 증가를 야기하여 경제적으로 불리하다.

또한, Ti, V, Nb 의 첨가에 의해 고강도화를 노리는 강판에 있어서는, 열간 마무리 압연 후에 강판 온도가 높은 상태이면 변형 유발 석출에 의한 조대한 석출물이 발생한다. 그 때문에, 잉여로 첨가 원소가 필요해지는 문제를 갖고 있다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 강판에서는, Ti 계이지만, 고가의 Mo 를 첨가할 필요가 있어, 비용 상승을 초래한다.

나아가서는, 어느 특허문헌에 있어서도, 코일의 폭 방향과 길이 방향의 양방을 포함하는, 코일면 내의 2 차원적인 강도의 균일성에 대해서는 고려되어 있지 않다. 이와 같은 코일면 내의 강도 편차는, 아무리 권취 온도를 균일하게 제어했다고 하더라고 권취 후의 코일의 냉각 이력이 위치마다 상이하기 때문에 불가피적으로 발생된다는 문제가 있다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 상기 문제점을 유리하게 해결하고, 고가의 Ni, Nb, Mo 등의 첨가 원소를 사용하지 않고 염가의 Ti 계 범용 강판을 사용하고, 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상이고, 열연 코일내 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.

상기와 같은 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 진행시킨 결과, 강판의 화학 조성, 금속 조직 및 석출 강화에 기여하는 Ti 의 석출 상태를 제어함으로써, 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 고강도 열연 강판을 얻는 것에 성공하여 본 발명에 이르렀다.

본 발명에 의한, 면내 강도의 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법의 요지는 이하와 같다.

[1] 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 입경이 5 ∼ 10 ㎛ 인 폴리고날 페라이트를 80 ％ 이상의 분율로 함유하는 조직을 갖고, 또한, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물 중에 존재하는 Ti 의 양이, 하기 식 (1) 에서 계산되는 Ti* 값의 70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

Ti*= [Ti]―48×[N]÷14…(1)

여기서, [Ti] 및 [N] 은 각각 강판의 Ti 및 N 의 성분 조성 (질량％) 을 나타냄.

[2] 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％, P : 0.030 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를, 1200 ∼ 1300 ℃ 의 가열 온도로 가열 후, 800 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 열간 마무리 압연을 실시하고, 그 열간 마무리 압연 후 2 초 이내에 20 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 개시하고, 650 ℃ ∼ 750 ℃ 의 온도에서 냉각을 정지시키고, 계속하여, 2 초 ∼ 30 초의 방랭 공정을 거친 후에, 다시 100 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 실시하고, 650 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 ％ 는, 모두 질량％ 이다. 또, 본 발명에 있어서의 고강도 강판이란, 인장 강도 (이하, TS 라고 칭하는 경우도 있음) 가 540 ㎫ 이상인 강판이고, 열연 강판, 나아가서는, 이들 강판에 예를 들어 도금 처리 등의 표면 처리를 실시한 표면 처리 강판도 대상으로 한다.

또한, 본 발명이 목표로 하는 특성은, 열연 코일 내의 강도 편차 ΔTS≤35 ㎫ 이다.

본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상이고, 면내 강도의 편차가 작은 고강도 열연 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 열연 강판은, 코일 내에서의 강도 편차를 협소화하는 것이 가능하고, 이로써, 본 강판의 프레스 성형시의 형상 동결성이나 부품 강도, 내구 성능을 안정화시키는 것이 달성되고, 자동차용 부품, 특히 대형 차량용의 강판으로서 생산·사용시에 있어서의 신뢰성의 향상을 도모할 수 있게 된다. 또한, 본 발명에서는, Nb 등의 고가의 원료를 첨가하지 않고도 상기 효과가 얻어지기 때문에, 비용 삭감을 도모할 수 있게 된다.

도 1 은 폴리고날 페라이트의 분율 (％) 과 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 2 는 폴리고날 페라이트의 입경 (㎛) 과 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 3 은 Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 (％) 과, 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.

이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.

1) 먼저, 본 발명에 있어서의 강도 편차가 적은, 즉 강도 균일성의 평가 방법에 대해 설명한다.

대상의 강판의 일례로는 코일상으로 권취한 것으로, 그 중량이 5 t 이상, 강판의 폭이 500 ㎜ 이상인 것을 들 수 있다. 이와 같은 경우에는, 열간 압연 대로의 상태에 있어서의, 길이 방향의 선단부와 후단부에서 최내주와 최외주의 각각 일권과 폭 방향의 양단 10 ㎜ 는 평가 대상으로는 하지 않는다. 이것의, 길이 방향으로 적어도 10 분할, 폭 방향으로 적어도 5 분할로 한 시료에 대해 2 차원적으로 측정한 인장 강도 (TS) 의 분포를 가지고 강도 편차 (ΔTS) 를 평가하는 것으로 한다. 또, 본 발명은 강판의 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상의 범위를 대상으로 하고 있다.

2) 다음으로, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분 (성분 조성) 의 한정 이유에 대해 설명한다.

C : 0.03 ∼ 0.12 ％

C 는, 후술하는 Ti 와 함께 본 발명에 있어서의 중요한 원소이다. C 는, Ti 와 함께 탄화물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강판을 고강도화하는 데에 유효하다. 본 발명에서는 석출 강화의 관점에서 C 를 0.03 ％ 이상 함유한다. 탄화물의 석출 효율의 관점에서 바람직하게는 후술하는 Ti* 의 1.5 배 이상이다. 한편, 0.12 ％ 를 초과하면 인성이나 구멍 확장성에 악영향을 미치기 쉽고, C 함유량의 상한은 0.12 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.10 ％ 이하로 한다.

Si : 0.5 ％ 이하

Si 는, 고용 강화의 효과와 함께 연성을 향상시키는 효과가 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Si 는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 유효하다. 한편, Si 를 0.5 ％ 를 초과하여 함유하면, 열간 압연시에 적스케일이라고 칭해지는 표면 결함이 발생되기 쉬워지고, 강판으로 했을 때의 표면 외관을 나쁘게 하거나, 내피로성, 인성에 악영향을 미치는 경우가 있으므로, Si 함유량은 0.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％

Mn 은, 고강도화에 유효함과 함께, 변태점을 낮추고, 페라이트 입경을 미세화시키는 작용이 있는 점에서, 0.8 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 1.0 ％ 이상이다. 한편, 1.8 ％ 를 초과하는 과도한 Mn 을 함유하면, 열연 후에 저온 변태상 (變態相) 이 생성되어 연성이 저하되거나, 후술하는 Ti 계 탄화물의 석출이 불안정해지기 쉬워진다는 점에서, Mn 함유량의 상한은 1.8 ％ 로 한다.

P : 0.030 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 효과가 있는 원소이고, 또, Si 기인의 스케일 결함을 경감시키는 효과를 갖는다. 그러나, 0.030 ％ 를 초과하는 과잉된 P 의 함유는, P가 입계에 편석되기 쉽고, 인성 및 용접성을 열화시키기 쉽다. 따라서, P 함유량의 상한은 0.030 ％ 로 한다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는, 불순물이고, 열간 균열의 원인이 되는 것 이외에, 강 중에서 개재물로서 존재하여 강판의 제특성을 열화시키므로, 가능한 한 저감시킬 필요가 있다. 구체적으로는, S 함유량은, 0.01 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다.

Al : 0.005 ∼ 0.1 ％

Al 은, 강의 탈산 원소로서 유용한 것 이외에, 불순물로서 존재하는 고용 N 을 고정시켜 내상온 시효성을 향상시키는 작용이 있다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, Al 함유량은 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하는 Al 의 함유는, 고합금 비용을 야기하고, 또한 표면 결함을 유발시키기 쉽기 때문에, Al 함유량의 상한은 0.1 ％ 로 한다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 내상온 시효성을 열화시키는 원소이고, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직한 원소이다. N 함유량이 많아지면 내상온 시효성이 열화되고, 기계적 특성 향상의 기여가 적은 조대한 Ti 계 질화물로서 석출되기 때문에, 고용 N 을 고정시키기 위해 다량의 Al 이나 Ti 의 함유가 필요해진다. 그 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, N 함유량의 상한은 0.01 ％ 로 한다.

Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％

Ti 는, 석출 강화에 의해 강을 강화시키기 위해서 중요한 원소이다. 본 발명의 경우, C 와 함께 탄화물을 형성함으로써 석출 강화에 기여한다.

인장 강도 TS 가 540 ㎫ 이상의 고강도 강판을 얻기 위해서는, 석출물은 석출물 사이즈 20 ㎚ 미만이 되도록 미세화하는 것이 바람직하다. 또, 이 미세한 석출물 (석출물 사이즈 20 ㎚ 미만) 의 비율을 높이는 것이 중요하다. 이것은, 석출물의 사이즈가 20 ㎚ 이상에서는, 전위 (轉位) 의 이동을 억제하는 효과가 얻어지기 어렵고, 또 폴리고날 페라이트를 충분히 경질화시킬 수 없기 때문에, 강도가 저하되는 경우가 있다고 생각되기 때문이다. 따라서, 석출물의 사이즈는 20 ㎚ 미만이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는, 이들 Ti 와 C 를 함유하는 석출물을 총칭하여 Ti 계 탄화물이라고 부른다. Ti 계 탄화물로는 예를 들어 TiC, Ti₄C₂S₂ 등을 들 수 있다. 또, 상기 탄화물 중에 N 을 조성으로서 함유해도 되고, MnS 등과 복합하여 석출하고 있어도 된다.

또한, 본 발명의 고강도 강판에 있어서는, Ti 계 탄화물은, 주로 폴리고날 페라이트 중에 석출되어 있는 것이, 확인되고 있다. 이것은, 폴리고날 페라이트에 있어서의 C 의 고용한도는 작기 때문에, 과포화의 C 가 폴리고날 페라이트 중에 탄화물로서 석출되기 쉽기 때문이라고 생각된다. 이 때문에, 이와 같은 석출물에 의해 연질의 폴리고날 페라이트가 경질화되고, 540 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 가 얻어지게 된다. 동시에 Ti 는, 고용 N 과 결합되기 쉽기 때문에, 고용 N 을 고정시키는 데에도 바람직한 원소이기도 하다. 이와 같은 관점에서도 Ti 는 0.035 ％ 이상으로 한다. 그러나, Ti 의 과잉된 함유는 가열 단계에서 강도에 기여하지 않는 조대한 Ti 의 미용해 탄화물인 TiC 등을 생성시킬 뿐으로 바람직하지 않고, 비경제적이다. 따라서, Ti 의 상한은 0.100 ％ 로 한다.

또, 본 발명에서는, 상기한 성분 이외의 잔부는 철 및 불가피적 불순물의 조성으로 한다.

3) 다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 강 조직을 한정한 이유에 대해 설명한다.

평균 입경 5 ∼ 10 ㎛ 의 폴리고날 페라이트를 80 ％ 이상의 분율로 함유하는 조직을 갖고, 또한, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물 중에 존재하는 Ti 의 양이, 하기 식 (1) 에서 계산되는 Ti* 값의 70 ％ 이상

Ti*= [Ti]―48×[N]÷14…(1)

여기서, [Ti] 및 [N] 은 각각 강판의 Ti 및 N 의 성분 조성 (질량％) 을 나타낸다.

종래 지견에서, 본 발명에 관련된 고강도 열연 강판의 강도는, 순철이 갖는 기초가 되는 강도에, 고용 강화, 시멘타이트에 의한 조직 강화, 입계에 의한 세립화 강화, 그리고 미세한 Ti 계 탄화물에 의한 석출 강화의 4 개의 강화 기구가 가산됨으로써 결정된다고 여겨진다. 이 중, 기초가 되는 강도는 철 고유의 강도이고, 고용 강화분은 화학 조성이 결정되면 거의 일의적으로 정해지므로, 이 2 개의 강화 기구는 코일 내의 강도 편차에는 거의 관여하지 않는다. 강도 편차에 가장 관계가 깊은 것이 조직 강화, 세립화 강화, 그리고 석출 강화이다.

조직 강화에 의한 강화량은, 화학 조성과 압연 후의 냉각 이력에 의해 정해진다. 강 조직은 오스테나이트로부터 변태되는 온도역에 따라 그 종류가 결정되고, 강 조직이 결정되면 강화량이 정해진다.

세립화 강화에서는, 홀 패치칙으로 알려져 있는 바와 같이 입계 면적, 즉 강 조직을 형성하는 결정립경과 강화량은 상관이 있다.

석출 강화에 의한 강화량은, 석출물의 사이즈와 분산 (구체적으로는 석출물 간격) 에 의해 정해진다. 석출물의 분산은, 석출물의 양과 사이즈에 따라 표현할 수 있기 때문에, 석출물의 사이즈와 양이 결정되면 석출 강화에 의한 강화량이 정해진다.

4) 다음으로, 이 발명의 근거가 되는 실험 사실에 대해 서술한다.

화학 조성이 후술하는 표 1 의 강 A 를 전로 (轉爐) 에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 강슬래브를 1200 ∼ 1300 ℃ 의 범위에서 재가열한 후, 조압연 (粗壓延) 하여 시트바로 하였다. 이것을, 800 ∼ 950 ℃ 의 온도에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연으로부터 1.4 ∼ 3.0 초 후에 25 ℃/s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 개시하고, 600 ∼ 780 ℃ 의 온도에서 냉각을 정지하였다. 계속하여, 2 ∼ 60 초의 방랭 공정을 거친 후, 50 ∼ 200 ℃／s 의 냉각 속도에서 다시 냉각시키고, 700 ℃ 이하의 온도 범위에서 권취하고, 코일상의 판두께 9 ㎜ 의 열연 강판을 제조하였다. 얻어진 열연 강판으로부터, 후술하는 실시예에 있어서의 채취 위치와 동일한 방법으로, 인장 시험편을 189 점 채취하였다.

상기와 같이 제조된 열연 강판군에 대해, 폴리고날 페라이트의 분율 (％) 과 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사하였다. 얻어진 결과를 도 1 에 나타낸다. 도 1 에 있어서는, 세로축을 강도 편차 ΔTS (㎫), 가로축을 폴리고날 페라이트의 분율 (％) 로 하고, 폴리고날 페라이트 분율이 80 ％ 이상을 부호 ○, 80 ％ 미만을 부호 × 로 나타내고 있다.

도 1 로부터, 폴리고날 페라이트 분율의 증가와 함께 강도 편차 ΔTS 는 감소 경향을 나타내는 것을 알았다. 그리고, 폴리고날 페라이트 분율이 80 ％ 이상 (부호 ○) 인 경우에는, ΔTS 가 35 ㎫ 이하가 되는 시료군 (도 1 중, 점선 A 로 둘러싼 영역) 이 나타나는 것을 알았다.

또한, 폴리고날 페라이트의 분율은, 예를 들어 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 단면) 의 판두께의 표층 10 ％ 를 제외한 부분에 대해, 5 ％ 나이탈에 의한 부식 현출 조직을 주사형 전자현미경 (SEM) 으로 100 배로 확대하여 촬영한다. 입계의 요철이 0.1 ㎛ 미만의 매끄럽고, 또한 입내에 부식 자국이 남지 않고 평활한 페라이트 결정립을 폴리고날 페라이트라고 정의하고, 그 밖의 형태의 페라이트상이나 펄라이트나 베이나이트 등의 상이한 변태상 구별한다. 이들을 화상 해석 소프트 상에서 색으로 구별하고, 그 면적률을 가지고, 폴리고날 페라이트 분율로 한다.

한편, 인장 시험의 방법은, 후술하는 실시예와 동일한 방법으로 실시하였다. 또한, 강도 편차 (ΔTS) 는, 상기 측정한 189 점의 인장 강도 TS 의 표준 편차 σ 를 구하여 이것을 4 배한 것으로 하였다.

이상의 결과를 받고, 다음으로, 상기와 같이 제조된 열연 강판군으로부터 폴리고날 페라이트의 분율이 80 ％ 이상인 것을 추출하고, 또한 폴리고날 페라이트의 입경 dp (㎛) 와 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사하였다. 얻어진 결과를 도 2 에 나타낸다. 도 2 에 있어서는, 세로축을 강도 편차 ΔTS (㎫), 가로축을 폴리고날 페라이트의 평균 입경 dp (㎛) 로 하고, 폴리고날 페라이트 평균 입경이 5 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하를 부호 ○, 5 ㎛ 미만 또는 10 ㎛ 초과를 부호 × 로 나타내고 있다.

도 2 로부터, 강도 편차 ΔTS 는, 폴리고날 페라이트 평균 입경 dp 가 약 8 ㎛ 에서 극소값을 갖는 변화를 나타내고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 폴리고날 페라이트 평균 입경이 5 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하의 범위 (부호 ○) 의 일부에서, ΔTS 가 35 ㎫ 이하가 되는 시료군 (도면 중, 점선 B 로 둘러싼 영역) 이 나타나는 것도 알았다. 단, 판두께가 6 ㎜ 이하인 경우에는, 판두께 방향에 존재하는 입경의 수가 상대적으로 감소하고, 평균 입경이 10 ㎛ 를 초과했을 경우에도 강도 편차는 강재 전체로서 문제가 될 만큼 커지지 않는 것으로 판명되었다. 따라서, 판두께 6 ㎜ 이상인 경우에, 평균 입경의 범위를 5 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하로 하면 보다 발명의 효과를 발휘하게 된다.

또한, 폴리고날 페라이트의 평균 입경은, JIS G 0551 에 준거한 절단법으로 측정하고, 배율 100 배로 촬영한 1 장의 사진에 대해, 3 개의 수직, 수평선을 그어 각각의 평균 입경을 계산하고, 그 평균을 가지고 최종적인 입경으로 하였다.

또, 폴리고날 페라이트의 평균 입경 dp 는, 코일 길이 중앙 또한 폭 중앙의 값을 가지고 대표값으로 하였다.

또한, 상기와 같이 제조된 열연 강판군으로부터, 폴리고날 페라이트의 분율이 80 ％ 이상, 또한, 폴리고날 페라이트의 입경이 5 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하인 것을 추출하고, 하기 식 (1) 로 나타나는 Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량 [Ti20] 의 비율 [Ti20]/Ti* (％) 와 강도 편차 ΔTS (㎫) 의 상관관계를 조사하였다. 얻어진 결과를 도 3 에 나타낸다.

상기 서술한 바와 같이, 석출 강화에 기여하는 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물은, 함유된 Ti 에 의해 형성되기 때문에, 20 ㎚ 미만의 석출물 중의 Ti 량을 파악하면, Ti 가 효율적으로 미세 석출물로서 석출되고 있는지 아닌지를 명확히 할 수 있기 때문이다.

도 3 에 있어서는, 세로축을 강도 편차 ΔTS (㎫), 가로축을 Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 [Ti20]/Ti* (％) 로 하고, Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 [Ti20]/Ti* 가 70 ％ 이상을 부호 ○, 70 ％ 미만을 부호 × 로 나타내고 있다.

도 3 으로부터, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 [Ti20]/Ti* 의 증가와 함께 강도 편차 ΔTS 는 감소 경향을 나타낸다. 또, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 [Ti20]/Ti* 가 70 ％ 이상이면, ΔTS 가 35 ㎫ 이하가 되는 것도 알 수 있었다.

또한, Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율 [Ti20] 은, 코일 길이 중앙 또한 폭 중앙의 값을 가지고 대표값으로 한 것이다.

이상의 결과로부터, 폴리고날 페라이트를 80 ％ 이상의 분율 범위에서 함유하는 강 조직으로 하고, 상기 폴리고날 페라이트의 입경 범위를 평균 입경 5 ㎛ 이상 10 ㎛ 이하로 제어하고, 또한, 20 ㎚ 미만인 사이즈의 석출물에 함유되는 Ti 량이 하기 식 (1) 로 나타내는 Ti* 의 70 ％ 이상의 범위가 되도록 제어하면, 그 발생하는 강도 편차 ΔTS 는 35 ㎫ 이하로 할 수 있는 것에 상도하였다.

Ti*= [Ti]―48×[N]÷14…(1)

따라서, 본 발명의 요건, 즉, 평균 입경이 5 ∼ 10 ㎛ 인 폴리고날 페라이트를 80 ％ 이상의 분율로 함유하는 조직을 갖고, 또한, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물 중에 존재하는 Ti 의 양이, 하기 식 (1) 에서 계산되는 Ti* 값의 70 ％ 이상인 것이, 열연 코일의 어느 위치에 있어서도 달성되고 있으면, 그 각 위치에 있어서의 강판의 강도 편차는 작아지고, 결과적으로 당해 강판 전체가, 강도 편차가 작은 강도 균일성이 우수한 것으로 할 수 있다.

5) 또, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 의 양은, 이하의 방법에 의해 측정할 수 있다.

시료를 전해액 중에서 소정량 전해시킨 후, 시료편을 전해액으로부터 취출하여 분산성을 갖는 용액 중에 침지시킨다. 이어서, 이 용액 중에 함유되는 석출물을, 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과한다. 이 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 여과액과 함께 통과한 석출물이 사이즈 20 ㎚ 미만이다. 이어서, 여과 후의 여과액에 대해, 유도 결합 플라즈마 (ICP) 발광 분광 분석법, ICP 질량 분석법, 및 원자 흡광 분석법 등으로부터 적절히 선택하여 분석하고, 강 조성에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만에서의 석출물에 있어서의 Ti 의 양 [Ti20] 를 구한다.

6) 다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 바람직한 제조 방법의 일례에 대해 설명한다.

본 발명의 제조 방법에 사용되는 강슬래브의 조성은, 상기 서술한 강판의 조성과 동일하고, 또 그 한정 이유도 동일하다. 본 발명의 고강도 열연 강판은, 상기한 범위 내의 조성을 갖는 강슬래브를 소재로 하고, 그 소재에 조압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정을 거침으로써 제조할 수 있다.

가) 강슬래브를 1200 ℃ ∼ 1300 ℃ 의 가열 온도에서 가열

강슬래브를 열간 압연 전에 가열하는 목적의 하나로서, 연속 주조까지 생성된 조대한 Ti 계 탄화물을 강 중에 재고용시키는 것을 들 수 있다. 1200 ℃ 를 하회하는 가열 온도에서는 석출물의 고용 상태가 불안정해지고, 후의 공정에서 생성되는 미세한 Ti 계 탄화물의 생성량이 불균일해진다. 따라서, 가열 온도의 하한은 1200 ℃ 로 한다. 한편, 1300 ℃ 를 초과하는 가열은 슬래브 표면의 스케일 로스 증대에 악영향을 미치는 점에서, 상한은 1300 ℃ 로 한다. 이어서, 상기 조건에서 가열된 강슬래브에 조압연 및 마무리 압연을 실시하는 열간 압연을 실시한다. 여기서, 강슬래브는 조압연에 의해 시트바가 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 또, 슬래브 가열 온도를 낮게 하고, 또한 열간 압연시의 트러블을 방지한다는 관점에서는, 시트바를 가열하는, 소위 시트바 히터를 활용하는 것이 바람직하다.

이어서, 시트바를 마무리 압연하여 열연 강판으로 한다.

나) 마무리 온도 (FDT) 를 800 ∼ 950 ℃

마무리 온도가 800 ℃ 미만에서는, 압연 하중이 증대되고, 오스테나이트 미재결정 온도 영역에서의 압연율이 높아짐으로써 비정상인 집합 조직이 발달되거나, Ti 계 탄화물의 변형 유발 석출에 의한 조대한 석출물이 발생되는 점에서 바람직하지 않다. 한편, 마무리 온도가 950 ℃ 초과에서는 폴리고날 페라이트 입경의 조대화를 야기하여, 성형성이 저하되거나 스케일성 결함이 발생된다. 바람직하게는 840 ℃ ∼ 920 ℃ 로 한다.

또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해, 마무리 압연의 일부 또는 전부의 패스 사이에서 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화나 강도의 균일화의 관점에서 유효하다. 윤활 압연할 때의 마찰 계수는, 0.10 ∼ 0.25 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상 (相) 전후하는 시트바끼리를 접합시키고, 연속적으로 마무리 압연하는 연속 압연 프로세스로 하는 것도 바람직하다. 연속 압연 프로세스를 적용하는 것은, 열간 압연의 조업 안정성의 관점에서도 바람직하다.

다) 열간 마무리 압연 후 2 초 이내에 20 ℃／s 이상의 냉각 속도 (1 차 냉각) 로 냉각 열간 마무리 압연 후 2 초 이내에 20 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 개시한다. 마무리 압연 후 냉각을 개시할 때까지 2 초를 초과하는 시간을 경과하면, 마무리 압연시에 축적된 변형이 개방되고, 폴리고날 페라이트립의 조대화나, 조대한 Ti 계 탄화물의 변형 유발 석출이 발생되고, 후술하는 냉각 제어를 실시해도 효과적으로 페라이트 생성이 일어나지 않고, TiC 의 안정적인 석출이 실시되지 않는다. 또, 냉각 속도가 20 ℃／s 를 하회하는 경우에도 동일한 현상이 발생되기 쉬워진다.

라) 650 ℃ ∼ 750 ℃ 의 온도역에서 냉각을 정지시키고, 이어서 2 초 ∼ 30 초의 방랭 공정 650 ℃ ∼ 750 ℃ 의 온도에서 냉각을 정지시키고, 이어서, 2 초 ∼ 30 초의 방랭을 한다. 방랭 온도는 런아웃 테이블을 통과하는 단시간에 효과적으로 TiC 와 같은 Ti 계 탄화물을 석출시키기 위해서, 가장 페라이트 변태가 진행되는 온도역으로 일정 시간 유지할 필요가 있다. 650 ℃ 미만의 방랭 (유지) 온도에서는 폴리고날 페라이트립의 성장이 저해되고, 그에 따라 Ti 계 탄화물의 석출도 일어나기 어려워진다. 한편, 750 ℃ 를 초과하는 방랭 (유지) 온도에 있어서는, 폴리고날 페라이트립 및 Ti 계 탄화물의 조대화가 일어나는 악영향으로 연결된다. 따라서, 방랭 온도는 650 ℃ ∼ 750 ℃ 로 한다.

또, 본 발명의 강으로 폴리고날 페라이트 분율 80 ％ 이상을 얻기 위한 최저 방랭 시간은 2 초이다. 또, 30 초를 초과하는 방랭은 Ti 계 탄화물의 조대화에 의해 강도가 저하된다. 따라서, 방랭 시간은 2 초 ∼ 30 초로 한다.

마) 다시 100 ℃／s 이상의 냉각 속도 (2 차 냉각) 에서 냉각

다시 100 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 실시한다. 전술한 공정에 의해 안정적으로 얻어진 미세한 Ti 계 탄화물의 상태를 유지하기 위해, 높은 냉각 속도를 필요로 한다. 그 때문에 냉각 속도의 하한은 100 ℃／s 로 한다.

바) 650 ℃ 이하의 온도에서 권취한다

650 ℃ 이하의 온도에서 권취한다. 권취 온도가 650 ℃ 초과에서는, 석출물의 사이즈가 조대화되고, 현저하게 불균일해지기 때문에 바람직하지 않다. 저온측의 권취 온도에 대해서는 강도 편차의 원인은 되지 않기 때문에, 권취 온도의 하한은 특별히 정하지 않는다.

[실시예 1]

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 강슬래브를 표 2 에 나타내는 조건의 온도에서 가열하고, 조압연하여 시트바로 하고, 이어서, 표 2 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에 의해 열연 강판으로 하였다.

이들 열연 강판을 산세 (酸洗) 후, 폭 방향의 단부 10 ㎜ 를 트리밍하여 제거하고, 각종 특성을 평가하였다. 코일의 길이 방향의, 선단부와 후단부에서 최내주와 최외주의 각각 일권을 컷한 위치와 그 내측을, 길이 방향으로 20 등분된 분할점에서 강판을 채취하였다. 이들 폭 단부 및 폭 방향으로 8 분할된 분할점에서 인장 시험편과 석출물 분석 샘플을 채취하였다.

인장 시험의 시험편은 압연 방향에 평행한 방향 (L 방향) 으로 채취하고 JIS 5 호 인장 시험편으로 가공하였다. JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 크로스 헤드 속도 10 ㎜/min 에서 인장 시험을 실시하고, 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

미크로 조직은, L 단면 (압연 방향에 평행한 단면) 의 판두께 중심의 ± 17 ％ 의 부분에 대해, 나이탈에 의한 부식 현출 조직을 주사형 전자현미경 (SEM) 으로 400 배로 확대한 16 시야에 대해 실시하였다. 폴리고날 페라이트의 분율은, 상기한 방법으로 화상 처리 소프트를 사용하여 측정하였다. 폴리고날 페라이트의 입경은, JIS G 0551 에 준거한 절단법으로 하고, 상기한 방법으로 측정하였다.

20 ㎚ 미만인 사이즈의 석출물 중에 있어서의 Ti 의 정량은, 이하의 정량법에 의해 실시하였다. 상기에 의해 얻어진 열연 강판을 적당한 크기로 절단하고, 10 ％ AA 계 전해액 (10 vol％ 아세틸아세톤-1 mass％ 염화테트라메틸암모늄-메탄올) 중에서, 약 0.2 g 을 전류 밀도 20 mA/㎠ 에서 정전류 전해시켰다.

전해 후의, 표면에 석출물이 부착되어 있는 시료편을 전해액으로부터 취출하고, 헥사메타인산나트륨 수용액 (500 ㎎/ℓ)(이하, SHMP 수용액이라고 칭함) 중에 침지시키고, 초음파 진동을 부여하고, 석출물을 시료편으로부터 박리하여 SHMP 수용액 중에 추출하였다. 이어서, 석출물을 함유하는 SHMP 수용액을, 구멍 직경 20 ㎚ 의 필터를 사용하여 여과하고, 여과 후의 여과액에 대해 ICP 발광 분광 분석 장치를 사용하여 분석하고, 여과액 중의 Ti 의 절대량을 측정하였다. 이어서, Ti 의 절대량을 전해 중량으로 나누고, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 의 양 (시료의 전체 조성을 100 질량％ 로 했을 경우의 질량％) 을 얻었다. 또한, 전해 중량은, 석출물 박리 후의 시료에 대해 중량을 측정하고, 전해 전의 시료 중량에서 공제함으로써 구하였다. 이 후, 상기에서 얻어진 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 의 양 (질량％) 을, 표 1 에 나타낸 Ti 와 N 의 함유량을 식 (1) 에 대입하여 산출한 Ti* 로 나누고, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 의 양의 비율 (％) 로 하였다.

이상에 의해 얻어진 각 열연 강판의 인장 특성, 미크로 조직, 석출물을 조사한 결과를 표 2 에 나타낸다.

여기서 표 2 에 나타내는 결과 중, 폴리고날 페라이트 분율, 입경, 식 (1) 로 나타내는 Ti* 에 대한 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 량의 비율, 및 인장 강도 TS 는, 코일의 길이 중앙 또한 폭 중앙의 값을 가지고 대표값으로 한 것이다. 또, TS 적합률은, 측정한 189 점 중 인장 강도 TS 가 540 ㎫ 이상인 값을 나타낸 비율이다. ΔTS 는 1 시료당 측정한 189 점의 TS 에 있어서의 표준 편차 σ 를 구하고, 이것을 4 배한 것이다.

표 2 에 나타내는 조사 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예에서는, 모두 TS 는 540 ㎫ 이상의 고강도이고, 또한, 코일면 내에서의 강도 편차 (ΔTS) 가 35 ㎫ 이하로 작고, 강도 균일성이 양호한 강판이 얻어지고 있다. 또한, TS 적합률은, 주로 미세한 석출물량과 밀접한 관계가 있고, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물에 함유되는 Ti 의 양의 비율이 클수록 TS 적합률은 높다.

또, 이들 결과로부터, 본 발명에 있어서는, 특히, 판두께 6 ㎜ 이상 14 ㎜ 이하의 열연 코일 내에서의 강도 편차 ΔTS 를 35 ㎫ 이하로 할 수 있고, 그 때문에, 대형 차량용의 강판으로서 프레스 성형시의 형상 동결성이나 부재 강도, 내구 성능을 안정화시키는 것이 가능해진다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고강도 열연 강판은, 인장 강도 (TS) 540 ㎫ 이상이고, 또한 강도 편차가 작다. 그 때문에, 예를 들어, 본 발명의 고강도 열연 강판을 자동차 부품에 적용했을 경우, 하이텐에 있어서의 성형 후의 스프링 백량이나 충돌 특성의 편차를 저감시켜, 차체 설계의 고정밀도화가 가능해지고, 자동차 차체의 충돌 안전성이나 경량화에 충분히 기여할 수 있게 된다.

Claims

성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0 % 초과 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％, P : 0 % 초과 0.030 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 입경이 5 ∼ 10 ㎛ 인 폴리고날 페라이트를 80 ％ 이상의 분율로 함유하는 조직을 갖고, 또한, 사이즈 20 ㎚ 미만의 석출물 중에 존재하는 Ti 의 양이, 하기 식 (1) 에서 계산되는 Ti* 값의 70 ％ 이상이고, 판두께가 6 ㎜ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
Ti*= [Ti]―48×[N]÷14…(1)
여기서, [Ti] 및 [N] 은 각각 강판의 Ti 및 N 의 성분 조성 (질량％) 을 나타냄.
성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0 % 초과 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ∼ 1.8 ％, P : 0 % 초과 0.030 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.035 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를, 1200 ∼ 1300 ℃ 의 가열 온도로 가열 후, 800 ∼ 950 ℃ 의 마무리 온도에서 열간 마무리 압연을 실시하고, 그 열간 마무리 압연 후 2 초 이내에 20 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 개시하고, 650 ℃ ∼ 750 ℃ 의 온도에서 냉각을 정지시키고, 계속하여, 20 초 ∼ 30 초의 방랭 공정을 거친 후에, 다시 100 ℃／s 이상의 냉각 속도에서 냉각을 실시하고, 650 ℃ 이하의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
질량％ 로, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％ 를 함유하는 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
질량％ 로, S : 0.005 % 이하를 함유하는 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
질량％ 로, N : 0.0075 % 이하를 함유하는 고강도 열연 강판.
제 2 항에 있어서,
강슬래브가 질량% 로, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％ 를 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
강슬래브가 질량% 로, S : 0.005 ％ 이하를 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
강슬래브가 질량% 로, N : 0.0075 ％ 이하를 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.