KR101766567B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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마사후미 아즈마
아키후미 사카키바라
유우키 간자와
켄 기무라
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

열연 강판은, 질량％로, C:0.01∼0.2％, Si:2.5％ 이하, Mn:4.0％ 이하, P:0.10％ 이하, S:0.03％ 이하, Al:0.001∼2.0％, N:0.01％ 이하, O:0.01％ 이하를 함유하고, Ti 또는 Nb의 1종 또는 2종을 합계로 0.01∼0.30％ 함유하는 조성을 갖고, 판 두께 1/4 부분의 평균 유효 결정립경이 10㎛ 이하이고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하이고, 강판의 조직이 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트이며, 그 체적 분율이 합계로 90％ 이상이다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은 인장 최대 강도가 980㎫ 이상으로 피로 강도와 저온 인성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 반복 응력이 부하되는 부재에서의 사용에 견디고, 또한 극저온 영역에서의 사용을 가능하게 하기 위해, 피로 강도와 저온 인성을 구비한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하여 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성을 확보하기 위해, 자동차 차체에는 연강판 외에, 인장 최대 강도 980㎫ 이상의 고강도 강판이 많이 사용되도록 되어 있다. 또한 자동차 차체의 경량화를 향후 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높여야만 한다. 강판의 고강도화는, 일반적으로 저온 인성 등의 재료 특성의 열화를 수반하기 때문에, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할 것인지가 고강도 강판의 개발에 있어서 중요해진다.
강판의 피로 강도는, 자동차의 언더 보디용 강판을 중심으로 하는 중요 보안 부품을 중심으로 필요해지는 특성이다. 강판의 고강도화와 함께 피로 강도를 향상시켜야만, 부품의 경량화는 실현할 수 있다. 이로 인해, 강도뿐만 아니라, 그 이하의 응력에서는 피로 파괴가 발생하지 않는 피로 한도나, 일정한 응력 또는 변형을 부하한 때의 피로 수명인 시간 강도에 의해, 피로 특성이 규정되어 있다.
또한, 이와 같은 부재에 사용되는 강판은, 부재로서 성형되어 자동차에 설치된 이후에, 충돌 등에 의한 충격을 받아도 부재가 파괴되기 어렵게 하고자 하는 요망이 있다. 또한, 한냉지에서의 내충격성 확보를 위해서는, 저온 인성도 향상시키고자 한다는 요망도 있다. 이 저온 인성은, vTrs(샤르피 파면 천이 온도) 등에서 규정되는 것이다. 이로 인해, 상기 강재의 내충격성 그 자체를 고려하는 것도 필요해지고 있다. 또한, 강판은 고강도화에 의해 소성 변형을 하기 어려워지는 점에서, 파괴의 우려가 보다 높아진다. 이로 인해, 인성은 중요한 특성으로서 요망이 있다.
피로 특성을 향상시키기 위해서는, 조직을 미세화시키는 것이 유효하다. 예를 들어 특허문헌 1과 특허문헌 2에는, 페라이트의 평균 입경을 2㎛ 이하로 한, 강도-연성 밸런스 및 피로 한도비(피로 강도/TS)가 양호한 열연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이들의 강판은 페라이트를 주상으로 한 조직이며, 980㎫ 이상의 강도를 확보하는 것이 어렵다.
또한, 피로 균열은 표면 근방으로부터 발생하기 때문에, 표면 근방의 조직을 미세화하는 것이 특히 중요하다. 예를 들어, 특허문헌 3에는, 폴리고널 페라이트를 주상으로 하고, 폴리고널 페라이트의 평균 결정립경이 판 두께 중심으로부터 표층을 향해 점차 작아지는 결정립경 경사 조직으로 한 열연 강판이 개시되어 있다. 이 열연 강판은, 열연 후에 굽힘 가공을 가함으로써, 폴리고널 페라이트 분율을 판 두께 중심부로부터 판 두께 표층부를 향하여 점차 미세화한 것이다.
또한, 특허문헌 4에는, 폴리고널 페라이트를 주상으로 하고, 표층 근방의 결정립경을 판 두께 중심부의 입경의 20％ 이하로 한 열연 강판이 개시되어 있다. 이 열연 강판은, 페라이트 영역에서 압연되고, 열연 시의 가공 발열로 표층을 역변태시켜 표층의 조직을 미세화한 것이다.
이들 열연 강판은 피로 특성이 우수하지만, 제조 방법이 복잡하고, 적합한 제조 조건이 좁기 때문에, 생산성이나 수율의 저하가 우려된다. 또한, 페라이트가 주상이기 때문에, 980㎫ 이상의 강도 확보가 어렵다.
이에 대해, 마르텐사이트 조직은, 극히 단단한 점에서, 980㎫급 이상의 고강도를 갖는 강판에 있어서는, 강화를 위해 주상 또는 제2 상으로서 이용되는 경우가 많다. 특허문헌 5에는, 마르텐사이트 조직을 주상으로 한 조직에 있어서, 미립화에 의한 피로 특성 향상이 기재되어 있다. 단, 이것은 강관 분야의 기술이며, 조관 후에 직경 축소하고, 가열한 후, 급냉함으로써 마르텐사이트의 평균 블록 직경을 3㎛ 이하로 한 것이다. 동일한 방법을 열연 강판에 응용하고, 피로 강도를 향상시키기 위해서는, 마무리 압연 후에 가열·급냉 장치를 도입할 필요가 있고, 큰 투자가 필요해진다고 하는 과제가 있다.
한편, 강판의 인성을 향상시키는 방법으로서, 예를 들어 특허문헌 6에는, 어스펙트비를 조정한 마르텐사이트상을 강판의 조직의 주상으로 하는 제조 방법이 개시되어 있다.
일반적으로, 마르텐사이트의 어스펙트비는, 변태 전의 오스테나이트 입자의 어스펙트비에 의존하는 것이 알려져 있다. 여기서, 어스펙트비가 큰 마르텐사이트라 함은, 미재결정 오스테나이트(압연에 의해 신장된 오스테나이트)로부터 변태된 마르텐사이트를 의미하고 있다. 또한, 어스펙트비가 작은 마르텐사이트라 함은, 재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 의미하고 있다.
이것으로부터, 특허문헌 6의 강판은, 어스펙트비를 작게 하기 위해, 오스테나이트를 재결정시킬 필요가 있다. 또한, 오스테나이트를 재결정시키기 위해서는, 마무리 압연 온도를 높일 필요가 있다. 이로 인해, 오스테나이트의 입경, 나아가서는, 마르텐사이트의 입경이 커지는 경향이 있었다. 일반적으로, 인성 향상에는 세립화가 효과가 있는 것이 알려져 있는 점에서, 어스펙트비의 저하는 형상에 기인한 인성 열화 인자의 저감은 가능하지만, 결정립 조대화에 기인한 인성 열화를 수반하기 때문에, 그 향상에는 한계가 있다. 또한, 피로 강도에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않아, 충분한 피로 강도가 확보되어 있다고 말하기는 어렵다.
일본 특허 공개 평 11-92859호 공보 일본 특허 공개 평 11-152544호 공보 일본 특허 공개 제2004-211199호 공보 일본 특허 공개 제2007-162076호 공보 일본 특허 공개 제2010-70789호 공보 일본 특허 공개 제2011-52321호 공보 일본 특허 공개 제2011-17044호 공보 일본 특허 공개 제2012-62561호 공보 일본 특허 공개 제2009-52106호 공보 일본 특허 공개 제2008-285748호 공보 일본 특허 공개 제2008-255484호 공보 일본 특허 공개 제2005-200673호 공보
본 발명은 상술한 문제점을 감안하여 안출된 것이며, 그 목적으로 하는 바는, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 우수한 피로 강도 및 저온 인성을 모두 갖는 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 열연 강판의 성분 및 제조 조건을 최적화하고, 열연 강판의 조직을 제어함으로써, 피로 강도와 저온 인성이 우수한 인장 최대 강도 980㎫ 이상의 열연 강판의 제조에 성공하였다. 그 요지는 이하와 같다.
(1) 질량％로,
C:0.01∼0.2％,
Si:2.5％ 이하(0은 포함하지 않음),
Mn:4.0％ 이하(0은 포함하지 않음),
P:0.10％ 이하,
S:0.03％ 이하,
Al:0.001∼2.0％,
N:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
O:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
를 함유하고, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 합계로 0.01∼0.30％ 함유하고, 잔량부는 철 및 불순물인 조성과,
템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율이 90％ 이상인 조직을 갖고,
표면으로부터 판 두께의 1/4 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 10㎛ 이하이고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 인장 최대 강도가 980㎫ 이상으로 피로 강도와 저온 인성이 우수한 열연 강판.
(2) 상기 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 중 또는 양쪽 중에 존재하는 철계 탄화물이 1×106(개/㎟) 이상이며, 상기 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 유효 결정립의 평균 어스펙트비가 2 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 열연 강판.
(3) 질량％로, Cu:0.01∼2.0％, Ni:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼1.0％, V:0.01∼0.3％, Cr:0.01∼2.0％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 열연 강판.
(4) 질량％로, Mg:0.0005∼0.01％, Ca:0.0005∼0.01％, REM:0.0005∼0.1％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.
(5) 질량％로, B:0.0002∼0.01％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.
(6) 강판의 표면에, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.
(7) 질량％로,
C:0.01∼0.2％,
Si:2.5％ 이하(0은 포함하지 않음),
Mn:4.0％ 이하(0은 포함하지 않음),
P:0.10％ 이하,
S:0.03％ 이하,
Al:0.001∼2.0％,
N:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
O:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
를 함유하고, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계로 0.01∼0.30％ 함유하고, 잔량부는 철 및 불순물인 조성에 용제한 후에, 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연의 최종단에 있어서, 압연 롤의 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때 R/(100-r)≥8을 만족시키고, 900℃ 이상에서 열간 압연을 완료하고, 마무리 압연 온도로부터 700℃ 사이를 평균 냉각 속도 60℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 700℃로부터 400℃ 사이를 평균 냉각 속도 50℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 400℃로부터 실온의 사이를 평균 냉각 속도 50℃/초 미만의 냉각 속도로 냉각하고, 400℃ 미만의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
(8) 상기 주조 슬래브는, 질량％로,
Cu:0.01∼2.0％,
Ni:0.01∼2.0％,
Mo:0.01∼1.0％,
V:0.01∼0.3％ 및
Cr:0.01∼2.0％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (7)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.
(9) 상기 주조 슬래브는, 질량％로,
Mg:0.0005∼0.01％,
Ca:0.0005∼0.01％ 및
REM:0.0005∼0.1％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.
(10) 상기 주조 슬래브는, 질량％로,
B:0.0002∼0.01％
를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (7)∼(9) 중 어느 1개에 기재된 열연 강판의 제조 방법.
(11) 권취 후, 아연 도금 처리 또는 합금화 아연 도금 처리를 더 행하는 것을 특징으로 하는 상기 (7)∼(10) 중 어느 1개에 기재된 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 피로 강도와 저온 인성이 우수하고, 인장 최대 강도가 980㎫ 이상인 열연 강판과 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하에, 본 발명의 내용을 상세하게 설명한다.
본 발명자들이 예의 검토를 행한 결과, 열연 강판의 조직을, 표면으로부터 판 두께의 1/4 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 10㎛ 이하이고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하이고, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계를 체적 분율로 90％ 이상 함유하는 조직으로 함으로써, 더욱 바람직하게는 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 평균 어스펙트비를 2 이하로 하고, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 존재하는 철계 탄화물을 1×106(개/㎟) 이상 함유함으로써, 980㎫ 이상의 고강도와 높은 피로 강도 및 저온 인성을 확보 가능한 것을 발견하였다.
여기서, 유효 결정립경이란, 방위차 15°이상의 입계로 둘러싸이는 영역이며, EBSD 등을 사용하여 측정 가능하다. 그 상세에 관해서는 후술한다.
[열연 강판의 마이크로 조직]
먼저, 본 발명의 열연 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 열연 강판에서는, 주상을 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 하고, 그 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 함으로써, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 높은 피로 강도를 확보하고 있다. 이것으로부터, 주상을 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 할 필요가 있다.
본 발명에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트는, 열연 강판이 강도와 피로 강도와 저온 인성을 구비하기 위해, 가장 중요한 마이크로 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함한다. 또한, 그 철계 탄화물은, 복수의 밸리언트, 즉 상이한 방향으로 신장한 복수의 철계 탄화물 군에 속하는 것이다.
템퍼링 마르텐사이트는, Ms점(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하의 냉각 시의 냉각 속도를 저하시킨 경우나, 일단, 마르텐사이트 조직으로 한 후, 100∼600℃에서 템퍼링함으로써, 그 조직을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 400℃∼실온간의 냉각 제어로 석출을 제어한다.
하부 베이나이트도, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 내부에 긴 직경 5㎚ 이상의 철계 탄화물을 포함한다. 또한, 그 철계 탄화물이, 단일의 밸리언트, 즉 동일한 방향으로 신장한 철계 탄화물 군에 속하는 것이다. 템퍼링 마르텐사이트인지 하부 베이나이트인지는, 철계 탄화물의 신장 방향을 관찰함으로써 용이하게 판별할 수 있다. 여기서, 동일 방향으로 신장한 철계 탄화물 군이라 함은, 철계 탄화물 군의 신장 방향의 차이가 5°이내인 것을 의미하고 있다.
하부 베이나이트는, 400℃로부터 Ms점 부근에서 생성되고, Ms점 이하라도 마르텐사이트와 경합하여 생성되는 경우가 있다. 400℃ 이하의 냉각 속도가 비교적 크면 마르텐사이트가 형성되고, 작으면 하부 베이나이트가 형성된다.
템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽의 또는 양쪽의 합계의 체적 분율이 90％ 미만에서는, 본 발명의 요건인 980㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보할 수 없고, 본 발명의 효과인 높은 피로 강도도 얻어지지 않는다. 이로 인해, 그 하한은 90％이다. 한편, 그 체적 분율을 100％로 해도, 본 발명의 효과인 강도와 높은 피로 강도와 우수한 저온 인성이 발휘된다. 또한, 하부 베이나이트는, 5％ 이상인 것이 바람직하고, 9％인 것이 더욱 바람직하다. 하부 베이나이트의 체적 분율이 증가함으로써, 판 두께 1/4 부분의 평균 유효 결정립경이 작아지는 경향이 있다.
열연 강판의 조직에는, 이 외의 조직으로서, 페라이트, 프레시 마르텐사이트, 상부 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상을 체적 분율 합계로 10％ 이하 함유해도 된다.
여기서, 프레시 마르텐사이트라 함은, 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트라고 정의한다. 프레시 마르텐사이트는, 고강도이지만 저온 인성이 뒤떨어지는 점에서, 체적 분율을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다.
잔류 오스테나이트는, 프레스 성형 시에 강재가 소성 변형되거나 충돌 시에 자동차 부재가 소성 변형됨으로써, 프레시 마르텐사이트로 변태되는 점에서, 상기에서 설명한 프레시 마르텐사이트와 동일한 악영향을 미친다. 이것으로부터, 체적 분율을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다.
상부 베이나이트는, 래스 형상의 결정립의 집합이며, 래스간에 탄화물을 포함하는 래스의 집합체이다. 래스간에 포함되는 탄화물은 파괴의 기점으로 되기 때문에, 저온 인성을 저하시킨다. 또한, 상부 베이나이트는, 하부 베이나이트와 비교하여, 고온에서 형성하는 점에서 저강도이다. 이로 인해, 상부 베이나이트가 과잉으로 형성되면, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도의 확보가 곤란해지고, 피로 강도가 저하된다. 이 경향은, 상부 베이나이트의 체적 분율이 10％ 초과로 되면 현저해지는 점에서, 그 체적 분율을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다.
페라이트는 괴상의 결정립이며, 내부에, 래스 등의 하부 조직을 포함하지 않는 조직을 의미한다. 페라이트는, 가장 연질한 조직이며, 인장 강도와 피로 강도 저하를 초래하는 점에서, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 높은 피로 강도를 확보하기 위해서는, 10％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, 페라이트는, 주상인 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽에 비해, 극히 연질인 점에서, 양쪽 조직의 계면에 변형이 집중되고, 파괴의 기점으로 되기 쉽다. 이와 같이, 페라이트는, 저온 인성을 저하시킨다. 이 경향은, 체적 분율 10％ 초과로 되면 현저해지는 점에서, 그 체적 분율을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다.
펄라이트도 페라이트와 마찬가지로, 인장 강도 저하나 피로 강도의 저하, 저온 인성의 열화를 초래하기 때문에, 그 체적 분율을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다.
이상과 같은 본 발명의 강판 조직을 구성하는 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 페라이트, 펄라이트, 오스테나이트 및 잔량부 조직은, 이하의 방법에 의해 이들 조직의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적률의 측정을 행할 수 있다. 즉, 나이탈 시약 및 일본 특허 공개 소 59-219473호 공보에 개시된 시약으로, 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면이 부식되고, 1000∼100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경으로 관찰함으로써, 이들 조직의 동정, 존재 위치의 확인 및 면적률의 측정을 행할 수 있다.
또한, FESEM-EBSP법[전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)에 부속의 EBSD:Electron Back-Scatter Diffraction을 사용한 결정 방위 해석법]을 사용한 결정 방위 해석이나, 마이크로 비커스 경도 측정 등의 미소 영역의 경도 측정으로부터도, 조직을 판별하는 것이 가능하다. 예를 들어, 상술한 바와 같이, 템퍼링 마르텐사이트, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는, 탄화물의 형성 사이트나 결정 방위 관계(신장 방향)가 상이한 점에서, FE-SEM을 사용하여 래스 형상 결정립 내부의 철계 탄화물을 관찰하고, 그 신장 방향을 조사함으로써, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 용이하게 구별할 수 있다.
본 발명에서는, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 열연 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭한다. 그리고, 판 두께의 표면으로부터 1/4의 깊이 위치를 중심으로 하는 1/8∼3/8 두께의 범위를 FE-SEM으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 갖고 체적 분율로 한다. 또한, 5000배의 배율로, 각 10시야 측정하고, 그 평균값을 면적률로 한다.
프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는, 나이탈 에칭에서는 충분히 부식되지 않으므로, FE-SEM에 의한 관찰에 있어서, 상술한 조직(페라이트, 베이니틱 페라이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트)과 명료하게 구별할 수 있다. 그로 인해, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, FE-SEM으로 관찰되는 부식되어 있지 않은 영역의 면적 분율과, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 차분으로서 구할 수 있다.
계속해서, 열연 강판의 결정립경에 대해 설명한다.
피로 강도의 향상을 도모하기 위해서는, 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 범위의 부분(이하, 이 부분을, 「판 두께 1/4 부분」이라고 기재함)의 평균 유효 결정립경이 10㎛ 이하로 하고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하일 필요가 있다. 이것은, 표층의 평균 유효 결정립경을 특히 미세화함으로써, 표층으로부터의 피로 균열 발생을 억제하기 위함이다. 본 발명자들이 피로 강도와 판 두께 1/4 부분 및 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경의 관계를 조사한 바, 판 두께 1/4 부분에서 10㎛ 이하 또한 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분에서 6㎛ 이하로, 우수한 피로 강도가 얻어지는 것이 명확해졌다. 바람직하게는 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분에서 평균 유효 결정립경이 5㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분에서 평균 유효 결정립경이 4㎛ 이하이다.
여기서, 평균 유효 결정립경의 동정 방법에 대해 설명한다. 본 발명에서는 평균 유효 결정립경을 EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법을 사용하여 정의하고 있다. EBSP-OIM법에서는, 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사한 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어가 구성되어 있다. EBSP-OIM법에서는, 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위를 정량적으로 해석할 수 있다. 또한, EBSP-OIM법의 분석 영역은, SEM으로 관찰할 수 있는 영역이며, SEM의 분해능에 따라 다르지만, EBSP-OIM법에 의하면, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다. 본 발명에 있어서는, 그 결정립의 방위 차를 일반적으로 결정립계로서 인식되어 있는 대각 입계의 역치인 15°라고 정의하여 매핑한 화상으로부터 입자를 가시화하고, 평균 유효 결정립경을 구한다.
판 두께 1/4 부분 및 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경의 측정에 있어서는, 각각의 위치를 중심으로 1200배의 배율로 10시야 측정하고, 유효 결정립경의 평균을 평균 유효 결정립경으로 한다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트에는, 조직 중에 철계 탄화물을 1×106(개/㎟) 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
철계 탄화물을 1×106(개/㎟) 이상 함유시키는 이유는, 모상의 저온 인성을 높이고, 우수한 강도와 저온 인성의 밸런스를 얻기 위함이다. 즉, 켄칭한 상태의 마르텐사이트는, 강도는 우수하지만 인성이 부족하여 그 개선이 필요하다. 따라서, 철계 탄화물을 소정수 이상 석출시킴으로써, 주상의 인성을 개선한다.
본 발명자들이, 저온 인성과 철계 탄화물의 개수 밀도의 관계를 조사한 바, 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중의 철계 탄화물의 개수 밀도를 1×106(개/㎟) 이상으로 함으로써 우수한 저온 인성이 확보 가능한 것이 명확해졌다. 이것으로부터, 철계 탄화물의 개수 밀도를 1×106(개/㎟) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 5×106(개/㎟) 이상이며, 더욱 바람직하게는, 1×107(개/㎟) 이상이다.
또한, 본 발명의 처리에서 석출된 철계 탄화물의 사이즈는, 300nm 이하로 작고, 대부분이 마르텐사이트 및 베이나이트의 래스 내에 석출되어 있었던 점에서, 저온 인성을 열화시키지 않는 것이라고 추정된다.
철계 탄화물의 개수 밀도를 측정하는 방법으로서는, 먼저, 열연 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 그리고, 시료의 관찰면을 연마하고, 나이탈 에칭하여, 판 두께의 표면으로부터의 깊이의 1/4의 위치를 중심으로 하는 1/8∼3/8 두께의 범위를 FE-SEM으로 관찰함으로써 철계 탄화물의 개수 밀도를 측정한다. 이때, 5000배로, 각 10시야 관찰을 행하고, 철계 탄화물의 개수 밀도를 측정한다.
또한, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트의 유효 결정립(여기서는, 15°이상의 입계에 둘러싸인 영역을 의미함)의 평균 어스펙트비를 2 이하로 하는 것이 바람직하다. 특정 방향으로 편평한 결정립은 이방성이 크고, 샤르피 시험 시에 균열이 입계를 따라 전파되기 때문에 인성값이 낮아지는 경우가 많다. 따라서, 유효 결정립은, 가능한 한 등축의 입자로 하는 것이 유효하다. 본 발명에서는, 열연 강판의 압연 방향 단면을 관찰하고, 압연 방향의 길이(L)와 판 두께 방향의 길이(T)의 비(＝L/T)를 어스펙트비로서 정의하고, 그 평균값(즉, 평균 어스펙트비)을 2 이상으로 한다.
[열연 강판의 화학 성분]
이어서, 본 발명의 열연 강판의 화학 성분의 한정 이유를 설명한다. 또한, 함유량의 ％는 질량％이다.
(C:0.01∼0.2％)
C는, 모재의 강도 상승이나 피로 강도의 향상에 기여하는 원소이지만, 구멍 확장 시의 균열의 기점으로 되는 시멘타이트(Fe3C) 등의 철계 탄화물을 생성시키고, 저온 인성을 열화시키는 원소이기도 하다. C 함유량은, 0.01％ 미만에서는, 저온 변태 생성상에 의한 조직 강화에 의한 강도 향상의 효과를 얻을 수 없다. 한편, C의 함유량이 0.2％ 초과에서는, 강판의 연성이 감소함과 함께, 충격이 가해진 때에 균열 기점으로 되는 시멘타이트(Fe3C) 등의 철계 탄화물이 증가하고, 저온 인성이 열화된다. 이로 인해, C의 함유량은, 0.01∼0.2％의 범위로 한다.
(Si:2.5％ 이하(0은 포함하지 않음))
Si는, 모재의 강도 상승에 기여하는 원소이며, 용강의 탈산재로서도 활용 가능하므로, 바람직하게는 0.001％ 이상의 범위에서 필요에 따라 함유시킨다. 그러나 함유량이 2.5％를 초과하면, 강도 상승에의 기여가 포화되는 것에 추가하여, Si에 의해 페라이트의 형성이 촉진되고, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 하는 것이 곤란해져, 강도나 저온 인성이 열화된다. 이로 인해, Si 함유량은 2.5％ 이하로 한다.
(Mn:4％ 이하(0은 포함하지 않음))
Mn은, 고용 강화에 추가하여, 켄칭 강화에 의해 강판 조직에 있어서 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 주상으로 하기 위해 함유시킨다. Mn 함유량을 4％ 초과로 하면, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 철계 탄화물의 밀도를 1×106개 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 또한, 켄칭 강화의 효과도 포화된다. 이로 인해, Mn 함유량은 4％ 이하로 한다. 한편으로는, Mn 함유량이 1％ 미만에서는 냉각 중의 페라이트 변태나 베이나이트 변태의 억제 효과를 발휘하기 어렵다. 이로 인해, Mn 함유량은, 1％ 이상인 것이 바람직하다.
(Ti, Nb:한쪽, 또는 양쪽을 합계로 0.01∼0.30％)
Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽은, 우수한 저온 인성과 980㎫ 이상의 고강도를 양립시키는 데 있어서 가장 중요한 원소이다. 이들 탄질화물, 또는, 고용 Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽이 열간 압연 시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세화할 수 있어 저온 인성 향상에 기여한다. 그 중에서도 Ti은, 고용 N에 의한 입성장의 특성에 추가하여, TiN으로서 존재함으로써, 슬래브 가열 시의 결정립경의 미세화를 통하여, 저온 인성 향상에 기여하는 점에서 특히 중요하다. 열연 강판의 평균 유효 결정립경을 10㎛ 이하로 하기 위해서는, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 합계로 0.01％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 함유량이 0.30％를 초과하면, 통상의 압연 온도에서는 오스테나이트가 재결정되기 어렵고, 압연 방향으로 신장한 입자로 되어, 인성 열화를 초래한다. 따라서, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 함유량의 범위는, 0.01∼0.30％로 한다. 보다 바람직한 범위는, 0.02∼0.25％이다.
(P:0.10％ 이하)
P은, 용선에 포함되어 있는 원소이며, 입계에 편석되고, 함유량의 증가에 수반하여 저온 인성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은, 낮을수록 바람직하고, 0.10％ 초과 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로, 0.10％ 이하로 한다. 특히, 용접성을 고려하면, P 함유량은, 0.03％ 이하인 것이 바람직하다.
(S:0.03％ 이하)
S은, 용선에 포함되어 있는 원소이며, 함유량이 지나치게 많으면, 열간 압연 시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 저온 인성을 열화시키는 MnS 등의 개재물을 생성시키는 원소이다. 이로 인해 S 함유량은, 최대한 저감시켜야 하는데, 0.03％ 이하라면 허용할 수 있는 범위이므로, 0.03％ 이하로 한다. 단, 어느 정도의 구멍 확장성을 필요로 하는 경우의 S 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
(Al:0.001∼2.0％)
Al은, 조대한 시멘타이트의 형성을 억제하여, 저온 인성을 향상시킨다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 그러나, 과잉으로 함유하면, 페라이트의 형성을 촉진하기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 이것으로부터, Al 함유량은 2.0％ 이하이다. 바람직하게는, Al 함유량은 1.5％ 이하이다. Al 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 곤란하므로, 이 값을 하한으로 한다.
(N:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음))
N는, 강도를 향상시킨다. 단, 과잉으로 함유하면, 피로 균열의 기점으로 되는 TiN이나 AlN 등의 질소계 개재물의 증가를 수반하고, 피로 강도를 저하시킨다. 이로 인해, N 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 한편, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, N 함유량은, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(O:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음))
O는, 산화물을 생성시키고, 성형성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히, O가 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해진다. 이것으로부터, O 함유량은 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 한편, O 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않으므로, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
이상이 본 발명의 열연 강판의 기본적인 화학 성분이지만, 하기하는 바와 같은 성분을 더 함유할 수 있다.
(Cu, Ni, Mo, V, Cr으로부터 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상)
Cu, Ni, Mo, V, Cr은, 냉각 시의 페라이트 변태를 억제하여, 열연 강판의 조직의 주상을 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 하는 점에서, 이 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 또는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이며, 이 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, Cu, Ni, Mo, V, Cu의 각각의 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 또한, Cu 함유량이 2.0％ 초과, Ni 함유량이 2.0％ 초과, Mo 함유량이 1.0％ 초과, V 함유량이 0.3％ 초과, Cr 함유량이 2.0％를 초과이어도 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, 필요에 따라, Cu, Ni, Mo, V, Cr을 함유시키는 경우, Cu 함유량은 0.01∼2.0％, Ni 함유량은 0.01∼2.0％, Mo 함유량은 0.01∼1.0％, V 함유량은 0.01∼0.3％, Cr 함유량은 0.01∼2.0％인 것이 바람직하다.
(Mg, Ca 및 REM으로부터 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상)
Mg, Ca 및 REM(희토류 원소)은 파괴의 기점으로 되고, 가공성을 열화시키는 원인으로 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 이로 인해, 이 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. Mg, Ca 및 REM의 함유량은, 0.0005％ 이상에서 효과가 현저해지는 점에서, 0.0005％ 이상으로 한다. 또한, Mg의 함유량을 0.01％ 초과, Ca의 함유량을 0.01％ 초과, REM의 함유량을 0.1％ 초과로 해도, 상기 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서 Mg 함유량은 0.0005∼0.01％, Ca 함유량은 0.0005∼0.01％, REM 함유량은, 0.0005∼0.1％인 것이 바람직하다.
(B:0.0002∼0.01％)
B는, 페라이트 변태를 지연시킴으로써 강판의 조직의 주상을, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 하는 것에 기여한다. 또한, C와 마찬가지로 입계에 편석되고, 입계 강도를 높임으로써, 저온 인성을 향상시킨다. 이것으로부터, 열연 강판에 함유시켜도 된다. 그러나, B 함유량이 0.0002％ 이상으로 함으로써 이 효과가 현저해지는 점에서, B 함유량의 하한을 0.0002％ 이상으로 한다. 한편으로는, B 함유량이 0.01％ 초과로 되면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 경제성이 뒤떨어진다. 이로 인해, B 함유량은 0.0002∼0.01％가 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0005∼0.005％이며, 더욱 바람직하게는, 0.0007∼0.0030％이다.
또한, 그 외의 원소에 대해, Zr, Sn, Co, Zn, W를 합계로 1％ 이하 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 이들 원소 중 Sn은, 열간 압연 시에 흠집이 발생할 우려가 있으므로, Sn 함유량은 0.05％ 이하인 것이 바람직하다.
잔량부는, 철 및 불순물이다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 함유되는 것, 제조 공정에 있어서 함유되는 것이 예시된다.
이상과 같은 조직과 화학 성분을 갖는 본 발명의 열연 강판은, 이상 설명한 열연 강판의 표면에, 용융 아연 도금 처리에 의한 용융 아연 도금층이나, 또한, 도금 후 합금화 처리를 하여 합금화 아연 도금층을 구비한 것으로 함으로써, 내식성을 향상시킬 수 있다. 또한, 도금층은, 순아연으로 한정되는 것은 아니고, Si, Mg, Zn, Al, Fe, Mn, Ca, Zr 등의 원소를 함유하고, 가일층의 내식성의 향상을 도모해도 된다. 이와 같은 도금층을 구비함으로써, 본 발명의 우수한 피로 강도 및 저온 인성을 저하시키는 것은 아니다.
또한, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논 크롬 처리 등에 의한 표면 처리층 중 어느 것을 갖고 있어도 본 발명의 효과가 얻어진다.
[열연 강판의 제조 방법]
다음으로 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
우수한 피로 강도 및 저온 인성을 실현하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 하고, 판 두께 1/4 부분의 평균 유효 결정립경을 10㎛ 이하로 하고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경을 6㎛ 이하로 한다. 그리고, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽은, 철계 탄화물을 1×106(개/㎟) 이상 함유하고, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 유효 결정립의 평균 어스펙트비를 2 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들을 동시에 만족시키기 위한 제조 방법의 상세를 이하에 기재한다.
열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전기로 등에 의한 용제에 계속해서 각종 2차 제련을 행하여 상술한 성분으로 되도록 조정하고, 계속해서, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다.
연속 주조의 경우에는 한번 저온까지 냉각한 후에, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 잉곳을 실온까지 냉각하는 일 없이 열연해도 된다. 또한, 주조 슬래브를 연속적으로 열연해도 된다. 본 발명의 성분 범위로 제어할 수 있는 것이면, 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
본 발명의 피로 강도와 저온 취성이 우수한 열연 강판은, 이하의 요건을 만족시키는 경우에 얻어진다.
열연 강판을 제조하는 데에 있어서, 소정의 강판 성분으로 용제한 후에, 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열한다. 마무리 압연의 최종단에 있어서, 압연 롤의 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때 R/(100-r)≥8을 만족시키고, 900℃ 이상으로 열간 압연을 완료한다. 마무리 압연 온도로부터 700℃ 사이를 평균 냉각 속도 60℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 700℃로부터 400℃ 사이를 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 400℃로부터 실온을 50℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이에 의해, 피로 강도와 저온 인성이 우수한 인장 강도 980㎫ 이상의 열연 강판을 제조할 수 있다.
열간 압연의 슬래브 가열 온도는, 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 본 발명의 열연 강판은, 고용 Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 사용한 오스테나이트 입자의 조대화 억제를 행하고 있는 점에서, 주조 시에 석출된 NbC와 TiC 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 재용해시킬 필요가 있다. 슬래브 가열 온도가 1200℃ 미만에서는, Nb와 Ti 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 탄화물이 용해에 장시간을 요하는 점에서, 그 후의 결정립경의 미립화와, 이것에 의한 저온 인성 향상의 효과가 야기되지 않는다. 이것으로부터, 슬래브 가열 온도는, 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하는 일 없이, 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제상 바람직하지 않다. 이것으로부터, 슬래브 가열 온도의 상한은 1300℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연의 최종단에 있어서, 압연 롤의 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때 R/(100-r)≥8을 만족시킬 필요가 있다. 발명자들은 예의 연구를 진행시키고, R/(100-r)≥8을 만족시키면, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하로 되고, 높은 피로 강도를 갖는 열연 강판이 제조 가능한 것을 발견하였다. 이 원인은 분명치는 않지만, R/(100-r)의 값을 크게 하고, 마무리 압연의 최종단에서 열연 강판의 표층에 가해지는 전단 변형을 크게 함으로써, 압연 후의 변태 시에 변형 집중부가 페라이트의 핵 생성 사이트로 되고, 표층의 조직이 미세화된 것으로 추측된다. R/(100-r)≥9.2로 하면, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 5㎛ 이하로 되고, 또한 R/(100-r)≥10.3으로 하면 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 4㎛ 이하의 조직이 얻어진다.
마무리 압연 온도는, 900℃ 이상으로 할 필요가 있다. 본 발명의 열연 강판은, 오스테나이트 입경의 미립화를 위해, 다량의 Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 함유하고 있다. 이 결과, 900℃ 미만의 온도 영역에서의 마무리 압연에서는, 오스테나이트는 재결정되기 어렵고, 압연 방향으로 신장한 입자로 되어, 인성 열화를 초래한다. 또한, 마무리 압연 온도의 상한은, 1040℃인 것이 바람직하다.
마무리 압연 온도로부터 700℃의 사이를 60℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 60℃/초 미만에서는, 압연 후에 표층의 재결정이 과잉으로 진행되고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛를 초과해 버린다. 이것은, R/(100-r)이 크면 표층에 큰 전단 변형이 가해지고, 변형 유기 재결정이 일어나기 때문이다.
전술한 바와 같이, 마무리 압연의 최종단에 있어서, 압연 롤의 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때에 R/(100-r)≥8을 만족시키고, 900℃ 이상에서 열간 압연을 완료한다. 이렇게 함으로써, 평균 유효 결정립경은, 판 두께 1/4 부분에서 10㎛ 이하로 되고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분에서 6㎛ 이하로 되도록 제어할 수 있다. 이에 의해, 피로 강도와 저온 인성이 향상된다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율이 90％ 이상이므로, 이 평균 유효 결정립경은, 대부분이 이들 조직의 결정에 의한 것이 된다.
계속해서 700℃로부터 400℃의 사이를 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.
마무리 압연 온도로부터 400℃까지의 사이에서, 냉각 속도가 50℃/초 미만이면 냉각 도중에 페라이트가 생성되어 버려, 주상인 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 하는 것이 어렵다. 이것으로부터, 700℃∼400℃의 평균 냉각 속도를, 50℃/초 이상으로 한다. 단, 냉각 과정에서 페라이트가 형성되지 않는 것이라면, 도중의 온도 영역에서 공냉을 행해도 된다.
또한, Bs점으로부터 하부 베이나이트 형성 온도까지의 냉각 속도는, 50℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 상부 베이나이트의 생성을 피하기 위함이다. Bs점으로부터 하부 베이나이트 형성 온도까지의 냉각 속도가 50℃/초 미만이면 상부 베이나이트가 형성됨과 함께, 베이나이트의 래스간에 프레시 마르텐사이트(전위 밀도가 높은 마르텐사이트)가 생성되거나, 잔류 오스테나이트(가공 시에 있어서 전위 밀도가 높은 마르텐사이트로 됨)가 존재하는 경우가 있다. 이로 인해, 베이킹 경화성 및 저온 인성이 뒤떨어진다. 또한, Bs점은, 상부 베이나이트의 생성 개시 온도이며, 성분에 의해 결정되는 것인데, 여기에서는 편의적으로 550℃로 한다. 또한, 하부 베이나이트 생성 온도도 성분에 의해 결정되는 것인데, 여기에서는 편의적으로 400℃로 한다. 마무리 압연 온도로부터 400℃까지, 특히 550℃로부터 400℃까지는, 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 한다. 그리고, 마무리 압연 온도로부터 400℃까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 한다.
또한, 마무리 압연 온도로부터 400℃까지를 50℃/초 이상(700℃ 이상에서는 60℃/초 이상)의 평균 냉각 속도로 냉각한다고 하는 것은, 마무리 압연 온도로부터 550℃까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 미만으로 하는 조건도 포함된다. 그러나, 이 조건에서는, 상부 베이나이트가 생성되기 쉬워지고, 부분적으로는 체적 분율로 10％ 이상의 상부 베이나이트가 생성되는 경우가 있다. 따라서, 550℃로부터 400℃까지의 냉각 속도는, 50℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
400℃로부터 실온에서의 평균 냉각 속도는 50℃/초 미만으로 할 필요가 있다. 이것은, 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 주상으로 하고, 철계 탄화물의 개수 밀도가 상술한 범위에 있는 조직으로 하기 위함이다. 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상에서는, 철계 탄화물을 상기 범위로 할 수 없어 높은 피로 강도나 인성을 얻을 수 없다. 이것으로부터, 평균 냉각 속도를 50℃/초 미만으로 할 필요가 있다.
여기서, 「400℃로부터 실온을 50℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 냉각한다 」라고 함은, 냉각만을 의미하는 것은 아니고, 등온 유지, 즉, 400℃ 미만에서의 권취도 포함한다. 또한, 이 온도 영역에서의 냉각 속도 제어는, 열연 강판의 조직 중의 전위 밀도나 철계 탄화물의 개수 밀도의 제어가 목적이므로, 일단, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 냉각한 후, 재가열하여 온도를 높여도, 본 발명의 효과인 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와, 높은 피로 강도와 높은 인성을 얻을 수 있다.
권취 온도는 400℃ 미만일 필요가 있다. 권취 온도가 400℃ 이상에서는, 권취 후에 페라이트와 상부 베이나이트 중 어느 하나 또는 양쪽이 형성되어 버려, 주상인 템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 합계의 체적 분율을 90％ 이상으로 하는 것이 어렵다. 이것으로부터, 권취 온도는 400℃ 미만으로 한다.
일반적으로, 마르텐사이트를 얻기 위해서는 페라이트 변태를 억제할 필요가 있고, 50℃/초 이상으로의 냉각이 필요하다고 여겨지고 있다. 또한, 저온에서는 막비등 영역이라고 불리는 열전달 계수가 비교적 낮아 냉각되기 어려운 온도 영역으로부터, 핵비등 온도 영역이라고 불리는 열전달 계수가 크며, 냉각되기 쉬운 온도 영역으로 천이한다. 이로 인해, 400℃ 미만의 온도 영역을 냉각 정지 온도로 하는 경우, 권취 온도가 변동되기 쉽고, 거기에 따른 재질도 변동된다. 이것으로부터, 통상의 권취 온도는, 400℃ 초과, 또는, 실온 권취 중 어느 하나로 하는 경우가 많았다.
이 결과, 본 발명과 같은 400℃로부터 실온간에서의 권취나 냉각 속도 저하에 의해, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 우수한 피로 강도 및 저온 인성을 동시에 확보할 수 있는 것이, 종래에는 발견되기 어려웠던 것으로 추정된다.
또한, 열연 강판의 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 전체 공정 종료 후에 있어서는, 압하율 0.1∼2％의 스킨패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전체 공정 종료 후에는, 얻어진 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일의 제거를 목적으로 하여, 얻어진 열연 강판에 대해 필요에 따라 산세해도 된다. 또한, 산세한 후에는, 얻어진 열연 강판에 대해 인라인 또는 오프라인으로 압하율 10％ 이하의 스킨 패스 또는 냉간 압연을 실시해도 상관없다.
본 발명의 열연 강판은, 통상의 열연 공정인 연속 주조, 조압연, 마무리 압연, 또는, 산세를 거쳐 제조되는 것이다. 단, 그 일부를 빼서 제조를 행했다고 해도, 본 발명의 효과인 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 우수한 피로 강도 및 저온 인성을 확보 가능하다.
또한, 일단, 열연 강판을 제조한 후, 탄화물의 석출을 목적으로, 온라인 또는 오프라인으로, 100∼600℃의 온도 범위에서 열처리를 행했다고 해도, 본 발명의 효과인 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 높은 피로 강도 및 저온 인성은 확보 가능하다.
본 발명의 인장 최대 강도 980㎫ 이상의 강판이라 함은, 열연의 압연 방향에 대해 수직 방향으로 잘라낸 JIS5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241에 준거하여 행하는 인장 시험에 의한 인장 최대 응력이, 980㎫ 이상의 강판을 가리킨다.
본 발명의 우수한 피로 강도가 우수한 강판이라 함은, JIS Z 2275에 준거하여 행하는 평면 굽힘 피로 시험에 의해 얻어진 1000만회 시간 강도가, 600㎫ 이상의 강판을 가리킨다.
본 발명의 저온에서의 인성이 우수한 강판이라 함은, JIS Z 2242에 준거하여 행하는 샤르피 시험의 파면 천이 온도(vTrs)가 -40℃ 이하의 강판을 가리킨다.
본 발명에서는, 대상으로 되는 열연 강판이 주로 자동차 용도이기 때문에, 3㎜ 전후의 판 두께로 되는 경우가 많다. 따라서, 열연 강판의 표면을 연삭하고, 열연 강판을 2.5㎜ 서브 사이즈 시험편으로 가공하여 행하였다.
실시예
본 발명의 실시예를 들면서, 본 발명의 기술적 내용에 대해 설명한다. 또한, 본 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 취지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1에 나타내는 조성 성분을 갖는 강을 사용하여 검토한 결과에 대해 설명한다. 표 1에 나타내는 A로부터 P까지의 강은 본 발명의 조성의 조건을 충족하는 예이며, a로부터 j까지의 강은 본 발명의 조성의 조건을 충족하지 않는 예이다. 또한, REM으로서는, 구체적으로는 La 및 Ce을 사용하였다.
이들 강을 주조 후, 그대로 가열하거나, 또는 일단 실온까지 냉각된 후에 재가열하여, 1170℃∼12950℃의 온도 범위에 가열하고, 그 후 표 2-1 및 2-2의 조건으로 열간 압연을 실시하고, 889℃∼1095℃에서 마무리 압연하고, 표 2-1 및 2-2에 나타내는 조건으로 냉각 및 권취를 행하고, 판 두께 3.4㎜의 열연 강판으로 하였다. 그 후, 산세하고, 그 후, 0.5％의 스킨패스 압연을 행하였다.
표 2-1 및 2-2에 있어서, R은 마무리 압연 최종단의 압연 롤 직경(㎜)을 의미하고, r은 마무리 압연 최종단의 압하율(％)을 나타낸다. 언더라인은, 본 발명의 범위 외를 의미한다. 또한, 표 2-1 및 2-2의 강은, 사용한 표 1의 강에 일련 번호를 부여하여 표기하고 있다.
얻어진 열연 강판으로부터 각종 시험편을 잘라내고, 재질 시험이나 조직 관찰 등을 실시하였다. 인장 시험은, 압연 방향에 수직인 방향으로 JIS5호 시험편을 잘라내고, JIS Z 2242에 준거하여 시험을 실시하였다.
피로 강도는, JIS Z 2275에 준거하여 행하는 평면 굽힘 피로 시험에 의해 구한, 1000만회 시간 강도를 사용하여 평가하였다.
샤르피 시험은 JIS Z 2242에 준거하여 실시하고, 파면 천이 온도를 측정하였다. 본 발명의 열연 강판은, 판 두께가 10㎜ 미만이었기 때문에, 얻어진 열연 강판의 표리를 연삭하고, 2.5㎜로 한 후, 샤르피 시험을 실시하였다.
일부의 열연 강판에 관해서는, 660∼720℃로 가열하고, 용융 아연 도금 처리 또는, 도금 처리 후에 540∼580℃에서의 합금화 열처리를 행하고, 용융 아연 도금 강판(GI) 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 한 후, 재질 시험을 실시하였다.
마이크로 조직 관찰에 관해서는, 상술한 방법으로 실시하고, 각 조직의 체적 분율, 철계 탄화물의 개수 밀도, 유효 결정립경 및 평균 어스펙트비를 측정하였다.
결과를, 표 3-1∼3-3에 나타내었다. 표 3-1∼3-3에 있어서, 언더라인은 본 발명의 범위 외를 나타낸다. 또한, HR은 열연 강판을 의미하고, GI는 용융 아연 도금 강판을 의미하고, GA는 열연 강판에 합금화 용융 아연 도금을 실시한 도금 강판을 의미한다.
본 발명의 조건을 만족시키는 것만, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도, 높은 피로 강도 및 저온 인성을 갖고 있었다.
한편, 강 B-10, G-3, K-4는, 슬래브 가열 온도가 1200℃ 미만으로 되고, 주조 시에 석출된 Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 철계 탄화물이 용체화되기 어렵기 때문에, 그 외의 열연 조건을 본 발명의 범위로 하였다고 해도, 유효 결정립경을 본 발명의 범위로 할 수 없어, 저온 인성이 뒤떨어져 있었다.
강 A-8, C-4, F-3, K-5, O-2는, 마무리 압연 최종단에 있어서, 압연 롤 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때 R/(100-r)이 8 미만으로 되고, 열연 강판의 표층에 충분한 변형이 가해지지 않은 점에서, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 조대해져, 피로 강도가 뒤떨어져 있었다.
강 A-9, B-11, G-4, K-6은, 마무리 압연 온도가 지나치게 낮아버려 미재결정 오스테나이트 영역에서의 압연으로 된 점에서, 압연 방향으로 신장된 입자로 되었기 때문에, 평균 어스펙트비가 크며, 저온 인성이 뒤떨어져 있었다.
강 A-10, D-3, H-3, K-7, N-2, O-3은, 마무리 압연 온도로부터 700℃까지의 냉각 속도가 60℃/초 미만이고, 냉각 중에 표층 근방의 결정립이 재결정되어, 평균 유효 결정립경이 커졌기 때문에, 피로 강도가 뒤떨어져 있었다.
강 A-11, A-13, D-4, H-4, K-8, K-10은 700∼400℃ 사이에서의 냉각 속도가 50℃/초 미만이고, 냉각 중에 페라이트 또는 상부 베이나이트가 형성되어 버려, 인장 강도와 피로 강도의 확보가 어려움과 함께, 페라이트와 마르텐사이트 계면이 파괴의 기점으로 되었기 때문에, 저온 인성이 뒤떨어져 있었다.
강 A-12, B-12, I-2, K-9는, 400℃로부터 실온에서의 냉각 속도가 50℃/초 이상이며, 탄화물의 석출량이 불충분하였기 때문에 저온 인성이 뒤떨어져 있었다.
강 A-13, D-4, K-10은, 권취 온도가 400℃ 이상이고, 강판 조직 중의 페라이트 또는 상부 베이나이트 조직이 많아졌다. 이로 인해, 인장 강도와 피로 강도의 확보가 어렵고, 또한 상부 베이나이트 조직 중에 존재하는 래스간에 석출된 조대한 철계 탄화물이, 파괴의 기점으로 되었기 때문에 저온 인성이 뒤떨어져 있었다.
또한, 강 A-4, B-2, 9, C-2, 3, K-3, L-7, M-1에서 나타내는 바와 같이, 용융 아연 도금 처리, 또는, 용융 아연 도금 처리를 행해도, 본 발명의 재질을 확보할 수 있었다.
한편, 강판 성분이 본 발명의 범위를 만족시키지 않는 강 a1∼j1은, 본 발명에서 정하는 980㎫ 이상의 인장 강도, 우수한 피로 강도 및 저온 인성을 구비할 수 없었다.
또한, O 함유량이 0.01질량％를 초과하는 것 이외는 강 A-1과 동일한 조건으로 샘플을 작성하려고 한 바, 가공성에 문제가 있어, 제품으로서 취급할 수 없는 것이 확인되었다.
[표 1]
Figure 112015084186142-pct00001
[표 2-1]
Figure 112015084186142-pct00002
[표 2-2]
Figure 112015084186142-pct00003
[표 3-1]
Figure 112015084186142-pct00004
[표 3-2]
Figure 112015084186142-pct00005
[표 3-3]
Figure 112015084186142-pct00006
본 발명은 인장 최대 강도 980㎫ 이상으로 피로 강도와 저온 인성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 유효한 기술이다. 본 발명에 따르면, 피로 강도와 저온 인성이 우수하고, 인장 최대 강도가 980㎫ 이상의 열연 강판을 제공할 수 있다. 이 열연 강판은, 가공이 용이하고, 극한냉지에서의 사용에 견디는 것이 가능하게 되기 때문에, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C:0.01∼0.2％,
    Si:0.33~2.5％,
    Mn:4.0％ 이하(0은 포함하지 않음),
    P:0.10％ 이하,
    S:0.03％ 이하,
    Al:0.001∼2.0％,
    N:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
    O:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
    Cu:0∼2.0％,
    Ni:0∼2.0％,
    Mo:0∼1.0％,
    V:0∼0.3％,
    Cr:0∼2.0％,
    Mg:0∼0.01％,
    Ca:0∼0.01％,
    REM:0∼0.1％ 및
    B:0∼0.01％
    를 함유하고, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 합계로 0.01∼0.30％ 함유하고, 잔량부는 철 및 불순물인 조성과,
    템퍼링 마르텐사이트와 하부 베이나이트의 체적 분율이 합계로 90％ 이상인 조직을 갖고,
    표면으로부터 판 두께의 1/4 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 10㎛ 이하이고, 표면으로부터 50㎛ 범위의 부분의 평균 유효 결정립경이 6㎛ 이하이고,
    상기 평균 유효 결정립경은, 상기 판 두께 표면으로부터 50㎛ 범위의 쪽이, 판 두께 표면에서 50㎛ 위치로부터 판 두께 1/4 범위보다도 작은 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트 중에 존재하는 철계 탄화물이 1×106(개/㎟) 이상이며, 상기 템퍼링 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 유효 결정립의 평균 어스펙트비가 2 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량％로,
    Cu:0.01∼2.0％,
    Ni:0.01∼2.0％,
    Mo:0.01∼1.0％,
    V:0.01∼0.3％ 및
    Cr:0.01∼2.0％,
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량％로,
    Mg:0.0005∼0.01％,
    Ca:0.0005∼0.01％ 및
    REM:0.0005∼0.1％,
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량％로,
    B:0.0002∼0.01％
    를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강판의 표면에, 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  7. 질량％로,
    C:0.01∼0.2％,
    Si:0.33~2.5％,
    Mn:4.0％ 이하(0은 포함하지 않음),
    P:0.10％ 이하,
    S:0.03％ 이하,
    Al:0.001∼2.0％,
    N:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
    O:0.01％ 이하(0은 포함하지 않음),
    Cu:0∼2.0％,
    Ni:0∼2.0％,
    Mo:0∼1.0％,
    V:0∼0.3％,
    Cr:0∼2.0％,
    Mg:0∼0.01％,
    Ca:0∼0.01％,
    REM:0∼0.1％ 및
    B:0∼0.01％
    를 함유하고, Ti과 Nb 중 어느 한쪽 또는 양쪽을 합계로 0.01∼0.30％ 함유하고, 잔량부는 철 및 불순물인 조성에 용제한 후에, 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후 1200℃ 이상으로 가열하는 공정과,
    마무리 압연의 최종단에 있어서, 압연 롤의 직경을 R/㎜, 압하율을 r％로 한 때 R/(100-r)≥8을 만족시키고, 열간 압연의 완료 온도를 900℃ 이상으로 하여 열간 압연을 행하는 공정과,
    마무리 압연 온도로부터 700℃ 사이를 평균 냉각 속도 60℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 700℃로부터 400℃ 사이를 평균 냉각 속도 50℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 400℃로부터 실온의 사이를 평균 냉각 속도 50℃/초 미만의 냉각 속도로 냉각하고, 400℃ 미만의 온도에서 권취하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 주조 슬래브는, 질량％로,
    Cu:0.01∼2.0％,
    Ni:0.01∼2.0％,
    Mo:0.01∼1.0％,
    V:0.01∼0.3％ 및
    Cr:0.01∼2.0％,
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 주조 슬래브는, 질량％로,
    Mg:0.0005∼0.01％,
    Ca:0.0005∼0.01％ 및
    REM:0.0005∼0.1％,
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 주조 슬래브는, 질량％로,
    B:0.0002∼0.01％
    를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
  11. 제7항에 있어서,
    권취 후, 아연 도금 처리 또는 합금화 아연 도금 처리를 행하는 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
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