KR101772926B1

KR101772926B1 - 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101772926B1
Application number: KR1020157019347A
Authority: KR
Inventors: 카츠미 나카지마; 카즈히코 야마자키; 치카라 가미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-01-31
Filing date: 2014-01-23
Publication date: 2017-08-30
Also published as: EP2952600A1; WO2014119261A1; JP2014148698A; EP2952600A4; JP5610003B2; US20150368741A1; KR20150097716A; TW201435097A; CN104968819B; TWI518186B; EP2952600B1; CN104968819A

Abstract

우수한 버링 가공성을 구비한 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다.
질량％로, C: 0.06％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0.5％ 미만, Mn: 0.5％ 초과 1.4％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 이하, V: 0.15％ 초과 0.4％ 이하를 S, N, Ti 및 V가 Ti*＋V≥0.35(단, Ti*＝Ti－N×(48/14)－S×(48/32)이고, S, N, Ti, V는 각 원소의 함유량(질량％))을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 분율이 90％ 초과이고, Ti를 포함한 탄화물이 석출되고, 당해 탄화물 중 70％ 이상이 입경 9㎚ 미만인 조직으로 함으로써, 버링 가공성이 우수한 고강도 열연 강판으로 한다.

Description

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 버링 가공성(burring formability)이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 열연 강판은, 주로 자동차용 부재(automotive body components), 예를 들면 차체의 멤버(member)나 프레임(frame) 등의 구조 부재(structural parts)나 서스펜션(suspension) 등의 샤시 부재(chassis parts)에 이용된다. 그러나, 이들 용도에 한정되지 않는다.

최근, 자동차 차체(automotive body)의 경량화(weight saving)를 도모하기 위해, 자동차 부품의 소재에 고강도 강판이 적극적으로 이용되고 있다. 자동차의 골격 부재(structural parts)로서의 고강도 강판의 이용은 이미 보급되어 있다. 그리고, 자동차 차체의 더 한층의 경량화를 도모하기 위해, 골격 부재뿐만 아니라, 일반적으로 열연 강판이 사용되는 샤시 부재 등에 대해서도, 고강도 강판의 적용이 강하게 요망되고 있다.

강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은, 강판에 프레스 가공(press forming)이나 버링 가공(burring forming) 등을 행함으로써 소정 형상으로 성형된다. 그러나, 일반적으로, 강판의 고강도화에 수반하여, 강판의 가공성은 저하된다. 따라서, 자동차 부품용의 고강도 강판에는, 소망하는 강도와 우수한 가공성을 겸비하고 있는 것이 요구된다. 특히, 자동차 샤시 부품 등은 엄격한 가공에 의해 성형되기 때문에, 고강도화와 가공성을 양립하는 것이 필수 조건이 된다. 특히, 버링 가공성의 좋고 나쁨이, 이들 부품으로의 고강도 강판 적용 가부를 결정하거나, 그 양산성(mass productivity)의 가부를 좌우하는 경우도 많다.

종래, 고강도 열연 강판의 가공성 향상을 위해, 여러 가지 조직 제어(microstructure control)나 강화 수법이 활용되어 왔다. 예를 들면, 연성이 우수한 페라이트(ferrite)와 경질인 마르텐사이트(martensite) 등의 복합 조직화, 베이나이트 조직(bainite microstructure)의 활용, 나아가서는 페라이트 조직의 석출 강화 등이다. 그러나, 종래 기술에서는, 자동차 샤시 부품 등, 엄격한 버링 가공을 행하여 성형되는 부품에 적용할 수 있는 충분한 가공성을 구비한 고강도 열연 강판이 얻어지지 않는 것이 실정이고, 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 요망되고 있었다.

이러한 요망에 대하여, 특허문헌 1에는, 질량％로 C: 0.01％ 이상 0.20％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Al: 1.5％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.2％ 이하, S:0.0005％ 이상 0.009％ 이하, N: 0.009％ 이하, Mg: 0.0006％ 이상 0.01％ 이하, O: 0.005％ 이하 및, Ti: 0.01％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0.01％ 이상 0.10％ 이하의 1종 또는 2종 함유하는 조성으로 하고, 베이나이트상 주체의 조직으로 하는 열연 강판이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 1에서 제안된 기술에 의하면, 강판 조직을 베이나이트상 주체로 하고, Mg계 황화물을 활용하여 (Ti, Nb) N의 미세화를 도모함으로써, 980N/㎟ 초과의 구멍 확장성(hole expandability)과 연성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 하고 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Si: 2.0％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 2.5％ 이하를 포함하고, 추가로 V: 0.01％ 이상 0.30％ 이하, Nb: 0.01％ 이상 0.30％ 이하, Ti: 0.01％ 이상 0.30％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 0.30％ 이하, Zr: 0.01％ 이상 0.30％ 이하, W: 0.01％ 이상 0.30％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5％ 이하 포함하는 조성으로 하고, 베이나이트 분율 80％ 이상인 조직으로 하는 열연 강판이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 2에서 제안된 기술에 의하면, 강판 조직을 베이나이트 주체 조직으로 하고, 베이나이트를 V, Ti, Nb 등의 탄화물에 의해 석출 강화함으로써, 신장 플랜지성(stretch-flangeability)과 피로 특성(fatigue characteristic)이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 하고 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 질량％로 C: 0.07％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0.3％ 이하, Mn: 0.5％ 이상 2.0％ 이하, P: 0.025％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.0060％ 이하, Al: 0.06％ 이하, Ti: 0.10％ 이상 0.14％ 이하, V: 0.15％ 이상 0.30％ 이하를 함유하는 조성으로 하고, 페라이트상 주체이고 또한 평균 입자 지름이 10㎚ 미만인 미세 탄화물을 소망하는 체적률로 분산 석출한 조직으로 하는 열연 강판을 기판으로 한 고장력 용융 아연 도금 강판이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 3에서 제안된 기술에 의하면, 인장 강도가 980㎫ 이상인 가공성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판이 얻어진다고 하고 있다.

일본공개특허공보 2005-120437호 일본공개특허공보 2009-84637호 일본공개특허공보 2011-225978호

그러나, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에서 제안된 기술에서는, 베이나이트상을 주체로 한 열연 강판 조직으로 하기 때문에, 열연 강판의 연성이 낮아진다. 그 때문에, 자동차 부품에 적용할 수 있는 충분한 버링 가공성을 구비한 고강도 열연 강판은 얻어지지 않는다. 또한, 특허문헌 1에서 제안된 기술은, 고가의 Mg를 사용하기 때문에, 자동차 부품과 같은 양산 부품에 적용하는 기술로서는 실용적이라고 할 수 없다.

한편, 특허문헌 3에서 제안된 기술에서는, 페라이트상을 주체로 한 매트릭스에 미세 탄화물을 분산시킨 강판 조직으로 하고 있다. 따라서, 특허문헌 3에서 제안된 기술에 의하면, 비교적 양호한 버링 가공성을 구비한 고강도 강판이 얻어진다. 그리고, 이 고강도 강판은, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, 일본 철강 연맹 규격의 규정에 준거한 방법에 따라 구멍 확장 시험을 행하면, 우수한 버링 가공성을 나타낸다.

그러나, 특허문헌 3에서 제안된 기술을 비롯하여, 종래 기술에서는, 자동차 부품을 양산할 때에 요구되는 버링 가공성에 대해서 검토되어 있지 않다.

강판의 버링 가공성은, 종래, 주로 일본 철강 연맹 규격(The Japan Iron and Steel Federation Standard)의 규정에 준거한 방법에 따라 구멍 확장 시험(hole-expanding test)을 행함으로써 평가되고 있다. 그러나, 이 구멍 확장 시험은, 실제의 제조 라인에서 자동차 부품을 양산할 때의 펀칭 가공 공정 및 구멍 확장 가공 공정을 충실히 재현하는 것이라고는 말하기 어렵다. 따라서, 상기 규정에 따른 실험적인 평가에서 양호한 버링 가공성이 얻어진 강판이라도, 자동차 부품을 양산할 때, 가공 불량(processing defect)이 종종 발생한다는 문제가 있다.

특히 부품의 양산화를 생각한 경우, 실험실에서의 가공성 평가(evaluation of workability)만으로는 충분하지 않아, 추가로, 양산에서의 가공 조건 변동도 고려한 후에, 소재의 가공성을 보증할 필요가 있다. 종래 기술에서는, 이러한 문제에 대해서 전혀 검토되어 있지 않기 때문에, 소망하는 강도와, 자동차 부품을 양산할 때에 요구되는 가공성, 특히 버링 가공성(이하, 양산 버링 가공성이라고 하는 경우도 있음)을 겸비한 고강도 열연 강판이 반드시 얻어지는 것은 아니다. 예를 들면, 특허문헌 1∼3에서 제안된 기술에서는, 자동차 메이커, 부품 메이커로부터 요망되는 엄격한 양산 버링 가공성을 만족하는 고강도 열연 강판으로 하는 것은 매우 곤란하다.

이상과 같이, 종래, 신장 플랜지성(버링 가공성)이 우수한 열연 강판에 관하여 많은 검토가 이루어져 왔지만, 종래의 베이나이트상을 활용한 수법이나 페라이트 주체 조직에 탄화물을 활용하는 수법에서는, 우수한 양산 버링 가공성을 실현할 수 없었다.

본 발명은, 상기의 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 인장 강도(TS)가 900㎫ 이상이고 또한 버링 가공성, 특히 양산 버링 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 여기에서 말하는 「양산 버링 가공성」이란, 50mmφ 펀치(punch)에 의한 펀칭 후(펀칭 클리어런스(clearance of stamping): 30％), 60° 원추 펀치(conical punch)에 의한 구멍 확장 시험(hole-expanding test)을 실시함으로써 측정되는 버링률(burring ratio)에 의해 평가되는 것이고, 종래의 구멍 확장 시험 방법, 예를 들면 일본 철강 연맹 규격으로 규정된, 구멍 확장 시험 방법에 준거한 λ값으로 평가되는 버링 가공성과는 상이한 것이다.

상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은 우선, 양산 버링 가공성의 평가방법에 대해서 검토했다. 종래, 버링 가공성은, 예를 들면 일본 철강 연맹 규격으로 규정된 구멍 확장 시험 방법에 준거한 λ값으로 평가되어 왔다. 이 경우, 펀칭 펀치 지름은 10mmφ이다. 그러나, 본 발명자들은, 실제의 부품 양산 현장에 있어서의 버링 가공성과 일본 철강 연맹 규격에 기초하여 실험실에서 평가한 λ값에 괴리가 있는 것을 인식했다. 그리고, 추가로 검토를 진행시킨 결과, 50mmφ 펀치에 의한 펀칭 후(펀칭 클리어런스: 30％), 60°원추 펀치를 이용하여 구멍을 확장한다는 신규의 구멍 확장 시험을 채용하여 평가한 버링 가공성이, 양산 펀칭성, 양산 버링 가공성과 양호한 상관 관계를 갖는 것을 인식했다.

이어서, 본 발명자들은, 상기 신규의 구멍 확장 시험을 채용하여 양산 버링 가공성을 평가함으로써, 열연 강판의 고강도화와 가공성, 특히 양산 버링 가공성에 미치는 각종 요인에 대해서 예의 검토했다.

구체적으로는, 연성이 높은 페라이트상 주체 조직을 베이스로 한 열연 강판에 대해서, 질화물, 황화물, 탄화물 및, 이들의 복합 석출물(예를 들면 탄질화물 등), 즉 열연 강판 중에 석출될 수 있는 모든 석출물을 고려하여, 열연 강판의 고강도화를 도모하면서 양산 버링 가공성을 향상시키는 수단에 대해서 예의 검토를 거듭했다.

그 결과, 열연 강판 중에 포함되는 V량과, Ti 중 탄화물의 형성에 기여하는 Ti량(Ti*)과의 합계량을 최적화함과 함께, 열연 강판에 석출되는 탄화물 중 입경이 9㎚ 미만인 탄화물의 비율을 높임으로써, 실제의 자동차 부품 제조 라인에서 요구되는 바와 같은 엄격한 양산 버링 가공성을 구비한, 인장 강도 900㎫ 이상의 열연 강판이 얻어지는 것을 인식했다. 또한, 탄화물뿐만 아니라, 열연 강판에 석출될 수 있는 석출물(질화물, 황화물, 탄화물 및, 이들의 복합 석출물) 전체의 사이즈 제어를 행함으로써, 양산 버링 가공성이 보다 한층 향상되는 것을 인식했다.

또한, 본 발명자들은, 열연 강판에 석출되는 석출물(질화물, 황화물, 탄화물 및, 이들의 복합 석출물)을, 소망하는 크기, 즉 열연 강판에 소망하는 강도(인장 강도 900㎫ 이상)와 우수한 양산 버링 가공성을 부여하기 위해 필요해지는 크기로 제어하는 수단에 대해서 검토했다. 그 결과, 열연 강판의 Mn 함유량, 그리고 S, N, Ti, V 각각의 함유량을 적정량으로 조정하고, 열간 압연 조건이나 열간 압연 후의 냉각·권취 조건을 최적화할 필요가 있는 것을 인식했다.

본 발명은 상기의 인식에 기초하여 완성된 것이고, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.06％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0.5％ 미만, Mn: 0.5％ 초과 1.4％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 이하, V: 0.15％ 초과 0.4％ 이하를, S, N, Ti 및 V가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트상의 분율이 90％ 초과이고, Ti를 함유하는 탄화물이 석출되고, 당해 탄화물 중 70％ 이상이 입경 9㎚ 미만인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.

기

Ti*＋V≥0.35 … (1)

단, (1) 식에 있어서, Ti*＝Ti－N×(48/14)－S×(48/32)이고, S, N, Ti, V는 각 원소의 함유량(질량％)이다.

[2] 상기 [1]에 있어서, Ti 중 50질량％ 이상이, 입경 20㎚ 미만의 Ti를 함유하는 석출물로서 석출되고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Nb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Mo: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 B : 0.0002％ 이상 0.003％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

[6] 상기 [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Ca: 0.0002％ 이상 0.005％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.03％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

[7] 상기 [1], [3] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강(鋼) 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 520℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[8] 상기 [1], [3] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 500℃ 이상 640℃ 이하에서 권취하고, 산세정 후, 균열 온도(soaking temperature)를 760℃ 이하로 하는 어닐링 처리를 행하고, 용융 아연 도금 욕에 침지하는 도금 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[9] 상기 [8]에 있어서, 상기 도금 처리를 행한 후, 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

　본 발명에 의하면, 인장 강도가 900㎫ 이상이고, 게다가 자동차 부품을 양산할 때의 가공에 견딜 수 있는 우수한 버링 가공성을 갖는 고강도 열연 강판이 얻어진다. 따라서, 본 발명에 의하면, 고강도 열연 강판을 자동차에 있어서의 차체의 멤버나 프레임 등의 구조 부재, 나아가서는 서스펜션 등의 샤시 부재에 적용하는 것이 가능해지고, 본 발명은 이들 부품의 경량화에 크게 공헌한다.

또한, 본 발명은, 인장 강도 900㎫ 이상의 강도와 우수한 양산 버링 가공성을 겸비한 열연 강판이 얻어지는 점에서, 그 용도는 자동차 부품에 한정하지 않고, 고강도 열연 강판의 더 한층의 용도 전개가 가능해져, 산업상 현격한 효과를 나타낸다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다.

본 발명의 고강도 열연 강판은, 질량％로, C: 0.06％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0.5％ 미만, Mn: 0.5％ 초과 1.4％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 이하, V: 0.15％ 초과 0.4％ 이하를, S, N, Ti 및 V가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트상의 분율이 90％ 초과이고, Ti를 함유하는 탄화물이 석출되고, 당해 탄화물 중 70％ 이상이 입경 9㎚ 미만인 조직을 갖는 것을 특징으로 한다.

Ti*＋V≥0.35 … (1)

우선, 본 발명 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.06％ 이상 0.13％ 이하

C는, 열연 강판 중에 적정한 탄화물을 형성하여 필요한 강판 강도를 확보하는 데에 중요한 원소이다. 소망하는 인장 강도(900㎫ 이상)를 얻으려면, C 함유량을 0.06％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.13％를 초과하면, 열연 강판의 가공성이 저하되어, 소망하는 버링 가공성을 확보할 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.06％ 이상 0.13％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.07％ 이상 0.12％ 이하이다.

Si: 0.5％ 미만

Si 함유량이 0.5％ 이상이 되면, 열연 강판의 표면 성상(surface quality)의 현저한 저하를 초래하여, 피로 특성, 화성 처리성 및 내식성 등에 악영향을 미친다. 또한, Si는, 페라이트 변태 온도를 올리기 때문에, 본 발명이 목적으로 하는 미세 석출물의 생성에 악영향을 미친다. 따라서, Si 함유량은 0.5％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.001％ 이상 0.1％ 미만, 보다 바람직하게는 0.001％ 이상 0.05％ 미만이다.

Mn: 0.5％ 초과 1.4％ 이하

Mn은, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. Mn은, 오스테나이트-페라이트 변태점 제어(control of austenite-to-ferrite transformation temperatures)를 통하여, 본 발명에서 가장 중요한 Ti를 함유하는 탄화물의 석출(precipitation)에 현저하게 영향을 미친다.

Ti를 함유하는 열연 강판의 경우, Ti를 함유하는 탄화물은 주로, 열연 강판 제조 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 후의 냉각 및 권취 과정에서 오스테나이트→페라이트 변태에 수반하여 석출된다. 또한, 열연 강판 중에 석출되는 탄화물 중, 열연 강판의 고강도화에 기여하는 것은 미세한 탄화물이고, 조대한 탄화물은 고강도화에 기여하지 않을 뿐만 아니라 열연 강판의 가공성에 악영향을 미친다.

여기에서, 오스테나이트-페라이트 변태점이 고온이 되면, Ti를 함유하는 탄화물이 고온역에서 석출되게 되기 때문에, Ti를 함유하는 탄화물이 조대화되어 버린다. 따라서, Ti를 함유하는 탄화물을 미세화하기 위해서는, 오스테나이트-페라이트 변태점을 저하시키는 것이 바람직하다.

Mn은, 오스테나이트-페라이트 변태점을 저하시키는 효과를 갖는 원소이다. Mn 함유량이 0.5％ 이하인 경우, 오스테나이트-페라이트 변태점이 충분히 저하되지 않는다. 그 결과, Ti를 함유하는 탄화물이 조대화되어, 본 발명이 목적으로 하는 양산 버링 가공성이 우수한 고강도 열연 강판은 얻어지지 않는다. 한편, Mn 함유량이 1.4％를 초과하면, 판두께 중앙부의 Mn 편석이 커진다. 이 중앙편석(center segregation)은, 버링 가공 전의 펀칭 구멍의 단면 성상(punched surface)을 손상시키기 때문에, 양산 버링 가공성의 열화의 요인이 된다. 따라서, Mn 함유량은 0.5％ 초과 1.4％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.7％ 초과 1.4％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0％ 초과 1.4％ 이하이다.

P: 0.05％ 이하

P는, 편석 등에 의해 열연 강판의 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.05％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.001％ 이상 0.03％ 이하이다. 단, 열연 강판에 아연 도금 처리(galvanized treatment)를 행하여 아연 도금 강판(galvanized steel sheet)으로 하는 경우에는, 도금성의 관점에서 P 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.01％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

S: 0.005％ 이하

S는, 황화물을 형성하여 열연 강판의 가공성을 저하시킨다. 따라서, S 함유량은 0.005％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.003％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.0015％ 이하이다.

N: 0.01％ 이하

N 함유량이 0.01％를 초과하여 과잉하게 되면, 열연 강판의 제조 공정에서 다량의 질화물을 생성하여, 열간 연성(hot ductility)이 열화되거나, 질화물이 조대화되어 열연 강판의 버링 가공성을 현저하게 손상시킨다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.006％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0001％ 이상 0.004％ 이하이다.

Al: 0.1％ 이하

Al은, 강의 탈산제로서 중요한 원소이다. 그러나, 그 함유량이 0.1％를 초과하면 강의 주조가 어려워지거나, 강 중에 다량의 개재물이 잔존하여 열연 강판의 표면 성상이나 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, Al 함유량은 0.1％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001％ 이상 0.06％ 이하이다.

Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 이하

Ti는, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. Ti는, 미세 탄화물을 형성하여 열연 강판의 강도 상승에 기여한다. 소망하는 열연 강판 강도(인장 강도 900㎫ 이상)를 얻으려면, Ti 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.25％를 초과하면, 열연 강판에 조대한 탄화물이 잔존하기 쉬워져, 강도 상승에 효과가 없을 뿐만 아니라, 열연 강판의 가공성, 인성 및 용접성 등을 현저하게 손상시킨다. 따라서, Ti 함유량은 0.05％ 이상 0.25％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.08％ 이상 0.20％ 이하이다.

V: 0.15％ 초과 0.4％ 이하

V도, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. V는, 미세 탄화물을 형성하여 열연 강판의 강도 상승에 기여한다. 소망하는 열연 강판 강도(인장 강도 900㎫ 이상)를 얻으려면, V 함유량을 0.15％ 초과로 할 필요가 있다. 한편, V 함유량이 0.4％를 초과하면, 비용에 알맞는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, V 함유량은 0.15％ 초과 0.4％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.15％ 초과 0.35％ 이하이다.

본 발명의 열연 강판은, S, N, Ti 및 V를, 상기한 범위에서 이하의 (1) 식을 만족하도록 함유한다. (1) 식은, 열연 강판의 고강도화와 우수한 양산 버링 가공성을 양립하기 위해 만족해야 할 요건으로, 본 발명에 있어서 매우 중요한 지표이다. 또한, (1) 식에 있어서, Ti*＝Ti－N×(48/14)－S×(48/32)이고, S, N, Ti, V는 각 원소의 함유량(％)이다.

Ti*＋V≥0.35 … (1)

후술하는 바와 같이, 본 발명에 있어서는, 강 소재에 탄화물 형성 원소(carbide formation elements)인 소정량의 Ti와 V를 첨가하고, 열연 전의 가열로 강 소재 중의 탄화물을 고용하고, 이들 원소를 주로 열간 압연 후의 권취시에 탄화물로서 석출시킨다. 그러나, 강 소재에 첨가한 Ti, V의 전체량이 탄화물 생성에 기여하는 것은 아니고, 특히 강 소재에 첨가한 Ti의 일부는 질화물이나 황화물의 형성에 소비되기 쉽다. 권취 온도보다도 고온역에서는, Ti가 탄화물보다도 질화물이나 황화물을 형성하기 쉽고, 열연 강판의 제조시, 권취 공정의 전에 Ti가 질화물이나 황화물을 형성하기 때문이다. 따라서, 강 소재에 첨가한 Ti 중 탄화물 생성에 기여할 수 있는 최소한의 Ti량은, Ti*(＝Ti－N×(48/14)－S×(48/32))로 나타낼 수 있다.

여기에서, Ti*＋V가 0.35 미만이면, 소망하는 열연 강판 강도(인장 강도 900㎫ 이상)이 얻어지지 않는다. 또한, Ti*＋V가 0.35 미만이면, 열연 강판 중에 조대한 질화물이나 황화물이 석출되기 쉬워져, 우수한 양산 버링 가공성이 얻어지지 않는다. 따라서, 본 발명에서는, Ti*＋V를 0.35 이상으로 한다. 또한, Ti*＋V를 0.355 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ti*＋V가 0.46을 초과하면, 열연 강판 강도가 과잉하게 높아져, 가공성이 열화될 우려가 있기 때문에, Ti*＋V는 0.46 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상이, 본 발명 열연 강판의 기본 성분이다. 또한, 본 발명의 열연 강판은, 필요에 따라서 Nb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하를 함유해도 좋다.

Nb는, 결정립을 미세화하고, 열연 강판의 인성을 향상시키는 효과가 있기 때문에, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이러한 효과를 얻으려면, Nb 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Nb 함유량이 0.1％를 초과하면, 비용에 알맞는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, Nb 함유량은 0.002％ 이상 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상 0.08％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 열연 강판은, 필요에 따라서 Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Mo: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하 중 적어도 1종을 함유해도 좋다.

Cu, Ni 및 Sn은, 열연 강판의 강도 상승에 기여하는 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이러한 효과를 얻으려면, Cu 함유량을 0.005％ 이상, Ni 함유량을 0.005％ 이상, Sn 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소의 함유량이 0.2％를 초과하면, 열연 강판 제조시, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있다. 따라서, Cu 함유량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상 0.1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, Ni 함유량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상 0.15％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, Sn 함유량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상 0.1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cr 및 Mo는, 모두 탄화물 형성 원소로, 열연 강판의 강도 상승에 기여하기 때문에, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 이러한 효과를 얻으려면, Cr 함유량을 0.002％ 이상, Mo 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소의 함유량이 0.2％를 초과하면, 비용에 알맞는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, Cr 함유량은 0.002％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상 0.1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, Mo 함유량은 0.002％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상 0.1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 열연 강판은, 필요에 따라서 B: 0.0002％ 이상 0.003％ 이하를 함유해도 좋다.

B는, 강의 오스테나이트-페라이트 변태를 지연시키는 원소로, 오스테나이트-페라이트 변태를 억제함으로써 Ti를 함유하는 탄화물의 석출 온도를 저온화하여, 당해 탄화물의 미세화에 기여한다. 이러한 효과를 얻으려면, B 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.003％를 초과하면, B에 의한 베이나이트 변태 효과가 강해져, 열연 강판 조직을 본 발명이 목적으로 하는 페라이트 주상 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, B 함유량은 0.0002％ 이상 0.003％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 열연 강판은, 필요에 따라서 Ca: 0.0002％ 이상 0.005％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.03％ 이하 중 적어도 1종을 함유해도 좋다.

Ca 및 REM은, 강 중 개재물의 형태 제어에 유효한 원소로, 열연 강판의 가공성 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻으려면, Ca 함유량을 0.0002％ 이상, REM 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ca 함유량이 0.005％를 초과하는 경우, 혹은 REM 함유량이 0.03％를 초과하는 경우, 강 중 개재물이 증가하여 열연 강판의 가공성이 열화될 우려가 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.0002％ 이상 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0002％ 이상 0.003％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, REM 함유량은 0.0002％ 이상 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0002％ 이상 0.003％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 있어서, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, W, Co, Ta, Sb, Zr 및 O 등을 들 수 있고, 이들의 함유량은 각각 0.1％ 이하이면 허용할 수 있다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 페라이트상의 분율이 90％ 초과이고, Ti를 함유하는 탄화물이 석출되고, 당해 탄화물 중 70％ 이상이 입경 9㎚ 미만인 조직을 갖는다. 또한, 열연 강판에 포함되는 Ti 중 50질량％ 이상이, 입경 20㎚ 미만의 석출물로서 석출되어 있는 것이 바람직하다.

페라이트상의 분율: 90％ 초과

열연 강판의 버링 가공성의 향상에는, 열연 강판 조직을, 연성이 우수한 페라이트상으로 하는 것이 유효하다. 본 발명이 목적으로 하는 양산 버링 가공성을 실현하려면, 열연 강판의 조직 전체에 대한 페라이트 분율을 면적률로 90％ 초과로 할 필요가 있다. 바람직하게는 면적률로 92％ 초과, 보다 바람직하게는 면적률로 94％ 초과이다. 또한, 페라이트립의 형상은 폴리고날 형상(polygonal shape)인 것이, 버링 가공성의 관점에서 바람직하다. 또한, 페라이트 입경은 최대한, 미세한 것이 바람직하다. 또한, 버링 가공성의 관점에서는, 열연 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 펀칭성 향상의 관점에서는 페라이트 분율을 면적률로 98％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 면적률로 97％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 열연 강판에 있어서, 함유될 수 있는 페라이트상 이외의 조직으로서는, 세멘타이트, 펄라이트(pearlite), 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류γ(retained austenite) 등을 들 수 있다. 이들 조직이 강판 중에 과잉하게 존재하면 버링 가공성이 저하되지만, 이들 조직은 합계 분율이 면적률로 약 10％ 미만이면 허용된다. 또한, 이들 조직은, 열연 강판 중에 적정량으로 존재하면, 버링 가공의 전단계인 펀칭성 향상에 기여하고, 나아가서는 버링 가공성 개선에 기여한다. 이 때문에, 페라이트상 이외의 조직의 합계 분율은, 면적률로 2％ 이상 8％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 면적률로 3％ 이상 6％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ti를 함유하는 탄화물

본 발명에서는, 열연 강판 중에 Ti를 함유하는 탄화물을 석출시킴으로써, 열연 강판에 소망하는 강도(인장 강도 900㎫ 이상)를 부여한다. 이 Ti를 함유하는 탄화물은 주로, 열연 강판 제조 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 후의 냉각, 권취 공정에서, 오스테나이트→페라이트 변태에 수반하여 석출되는 탄화물이다.

석출 강화의 효과를 최대한 끌어내어, 강도와 가공성(양산 버링 가공성)의 균형을 최적화하려면, 열연 강판 중에 석출되는 Ti를 함유하는 탄화물을 미세화할 필요가 있다. 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 소망하는 특성을 달성하려면, Ti를 함유하는 탄화물 중 개수로 하여 70％ 이상의 탄화물을 입경 9㎚ 미만으로 할 필요가 있는 것을 발견했다. 바람직하게는 80％ 이상이다. 여기에서, 「Ti를 함유하는 탄화물」에는, Ti 탄화물 외에, Ti에 더하여 V, Nb, Cr, Mo 중 1종 이상을 함유하는 복합 탄화물 등도 포함된다.

Ti를 함유하는 석출물

Ti를 함유하는 석출물의 크기를 제어함으로써, 열연 강판의 양산 버링 가공성을 보다 한층 높일 수 있다.

전술한 바와 같이, Ti 함유 강을 소재로 한 열연 강판의 경우, 열연 강판의 고강도화에 기여하는 탄화물(Ti를 포함한 탄화물) 외에, Ti를 포함하는 질화물, 탄질화물, 황화물 등이 석출되고 있다. 또한, 열연 강판의 제조시, 이들 질화물이나 탄질화물, 황화물 등은, Ti를 포함하는 탄화물보다 먼저 석출된다. 이 때문에 Ti를 포함하는 질화물, 탄질화물, 황화물은, 탄화물의 석출보다도 높은 온도역에서 석출되기 때문에, 조대화되기 쉬워 양산 버링 가공성을 저하시키기 쉽다.

본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 이들 석출물의 석출량과 입경을 제어하는 것이, 본 발명이 주안을 두는 양산 버링 가공성의 향상화에 매우 유효한 것을 인식했다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 열연 강판 중에 포함되는 Ti 중 50질량％ 이상을, 입경 20㎚ 미만의 Ti를 함유하는 석출물로서 석출시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 60질량％ 이상 85질량％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 65질량％ 이상 80질량％ 이하이다. 입경 20㎚ 미만의 Ti를 함유하는 석출물은 대부분, Ti를 함유하는 탄화물이지만, 일부, Ti를 포함하는 질화물, 탄질화물, 황화물을 포함한다.

여기에서, 상기 Ti를 함유하는 석출물에는 Ti 탄화물, Ti 질화물, Ti 황화물, Ti 탄질화물 등의 석출물 외에, Ti에 더하여 V, Nb, Cr, Mo 중 1종 이상을 함유하는 복합 탄화물, 복합 질화물, 복합 황화물 및, 복합 탄질화물 등의 복합 석출물도 포함된다.

또한, Ti를 함유하는 석출물 중, 입경이 20㎚ 이상인 석출물이 석출되고 있는 경우라도, 그 석출량이 적정량이면, 버링 가공의 전단계인 펀칭성 향상에 기여하고, 나아가서는 버링 가공성 개선에 기여한다고 추론된다.

또한, 내식성을 부여하는 목적으로, 본 발명 열연 강판의 표면에 도금층을 형성해도, 상기한 본 발명의 효과를 손상시키는 일은 없다. 열연 강판 표면에 형성하는 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 전기 도금(galvanic electroplating), 용융 도금(hot-dip plating) 등, 어느 것이라도 상관없다. 또한, 용융 도금으로서는, 예를 들면 용융 아연 도금(hot-dip galvanization)을 들 수 있다. 또한, 도금 후에 합금화 처리(alloying treatment)를 행한 합금화 용융 아연 도금(galvannealed steel)으로 해도 좋다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명은, 상기한 조성의 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 520℃ 이상 680℃ 이하로 권취하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 전로(converter)나 전기로(electric furnace), 유도로 등에서 용제를 행한다. 그 후, 진공 탈가스 장치(vacuum degassing equipment) 등을 활용하여 2차 정련(secondary smelting)을 행하는 것이 바람직하다. 그 후의 주조는, 생산성이나 품질상의 점에서 연속 주조법(continuous casting process)으로 행하는 것이 바람직하다. 또한, 분괴 압연(blooming)에 의한 방법도 가능하다. 주조되는 슬래브(slab)(강 소재)는, 두께가 200∼300㎜ 정도의 통상의 슬래브라도, 두께가 30㎜정도의 박(薄)슬래브라도 좋다. 박슬래브로 하면 조압연(rough rolling)을 생략 할 수 있다. 주조 후의 슬래브는, 그대로 직송 열간 압연(hot direct rolling)해도, 가열로에서 재가열 후에 열간 압연해도 좋다.

강 소재의 가열 온도: 1100℃ 이상

상기와 같이 얻어진 강 소재에 열간 압연을 행한다. 본 발명에서는, 열간 압연에 앞서, 강 소재(슬래브)를 가열하여, 강 소재 중의 탄화물을 재고용시키는 것이 중요하다. 강 소재의 가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 강 소재 중의 탄화물이 재고용되지 않아, 열간 압연 종료 후의 냉각 및 권취 공정에서 소망하는 미세 탄화물을 얻을 수 없다. 따라서, 강 소재의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 1200℃ 이상, 보다 바람직하게는 1240℃ 이상이다.

단, 강 소재의 가열 온도가 과잉하게 높아지면, 과도하게 강판 표면의 산화가 촉진되어, 표면 성상(surface quality)을 현저하게 손상시키고, 열연 강판의 가공성에도 악영향을 미친다. 따라서, 강 소재의 가열 온도는 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

강 소재의 가열에 이어서, 강 소재에 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한다. 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않는다. 또한, 전술한 바와 같이, 강 소재가 박슬래브인 경우에는, 조압연을 생략해도 좋다. 마무리 압연은, 마무리 압연 온도를 (Ar₃＋25℃) 이상으로 하고, 마무리 압연기의 최종 2스탠드의 합계 압하율(total reduction ratio)을 60％ 이하로 한다.

마무리 압연 온도: (Ar₃＋25℃) 이상

마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 미만인 경우, 열간 압연 종료 후의 냉각 및 권취 공정에 있어서의 오스테나이트→페라이트 변태가, 미재결정 γ립(unrecrystallized austenite grain)으로부터의 페라이트 변태가 된다. 이러한 경우, 소망하는 미세 탄화물이 얻어지지 않아, 본 발명이 목표로 하는 열연 강판 강도(인장 강도 900㎫ 이상)를 달성할 수 없다. 따라서, 마무리 압연 온도는 (Ar₃＋25℃) 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ar₃＋40℃) 이상이다. 단, 마무리 압연 온도가 과잉하게 높아지면, 결정립이 조대화되어 열연 강판의 펀칭성(punchability)에 악영향을 미치기 때문에, 마무리 압연 온도는 (Ar₃＋140℃) 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 여기에서 말하는 Ar₃ 변태점은, 냉각 속도 5℃/s의 가공 포머스터 실험(thermecmastor test)(열간 가공 재현 시험(thermo-mechanical simulation test))으로 열팽창 곡선(thermal expansion curve)을 구하고, 그 변화점에 의해 구한 변태 온도이다.

마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율: 60％ 이하

마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％를 초과하는 경우, 잔존 변형이 커져, 미재결정 γ립으로부터의 페라이트 변태를 조장하게 된다. 따라서, 마무리 압연기의 최종 2스탠드의 합계 압하율을 60％ 이하로 한다. 바람직하게는 50％ 이하이다.

평균 냉각 속도: 40℃/s 이상

열간 압연 종료 후에 냉각을 행할 때, 평균 냉각 속도가 40℃/s 미만인 경우, 페라이트 변태 온도가 높아진다. 그 결과, 고온역에서 탄화물이 석출되어 버려, 소망하는 미세 탄화물이 얻어지지 않아, 본 발명이 목표로 하는 열연 강판 강도(인장 강도 900㎫ 이상)를 달성할 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도는 40℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 50℃/s 이상이다. 단, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 소망하는 페라이트 조직이 얻어지지 않게 될 우려가 있기 때문에 150℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 여기에서 말하는 평균 냉각 속도란, 마무리 압연 온도-권취 온도 간의 평균 냉각 속도이다.

본 발명에서는, 상기 평균 냉각 속도로 냉각하여, 페라이트 변태 온도를 권취 온도 부근까지 저하시킴으로써, 권취 직전부터 권취 공정 초기의 사이에, Ti를 함유하는 탄화물을 석출시킨다. 이에 따라, Ti를 함유하는 탄화물이 고온역에서 석출되어 조대화하는 것을 회피하여, 본 발명이 소망하는 미세 탄화물이 석출된 열연 강판이 얻어진다.

권취 온도: 520℃ 이상 680℃ 이하

상기와 같이, 본 발명에서는, Ti를 함유하는 미세한 탄화물을, 주로 권취 직전부터 권취 공정 초기의 사이에 석출시킨다. 따라서, Ti를 함유하는 탄화물을 미세하고 또한 다량으로 석출시키기 위해서는, 권취 온도를, Ti를 함유하는 탄화물의 석출에 적합한 온도역으로 설정할 필요가 있다. 권취 온도가 520℃ 미만인 경우, 혹은 680℃를 초과하는 경우, 강의 고강도화에 기여하는 미세한 탄화물이 충분히 석출되지 않아, 소망하는 열연 강판 강도가 얻어지지 않는다. 이상의 이유에 의해, 권취 온도를 520℃ 이상 680℃ 이하로 한다. 바람직하게는 550℃ 이상 650℃ 이하이다.

본 발명에서는, 권취 후의 열연 강판에, 산세정 및 어닐링 처리를 행한 후, 용융 아연 도금욕(molten zinc bath)에 침지하는 도금 처리를 행해도 좋다. 또한, 도금 처리를 행한 후, 합금화 처리를 행해도 좋다. 도금 처리를 행하는 경우에는, 권취 온도를 500℃ 이상 640℃ 이하로 하고, 어닐링 처리의 균열 온도를 760℃ 이하로 한다.

권취 온도: 500℃ 이상 640℃ 이하

권취 온도가 높아짐에 따라, 열연 강판에 내부 산화층(internal oxidation layer)이 생성되기 쉬워진다. 이 내부 산화층은 도금 불량의 요인이 되고, 특히, 권취 온도가 640℃를 초과하면 도금 품질을 확보할 수 없게 된다. 한편, 도금 불량을 억제하는 관점에서는 권취 온도를 낮게 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, 권취 온도가 500℃ 미만이 되면, Ti를 함유하는 탄화물의 석출량을 충분히 확보할 수 없어, 소망하는 열연 강판 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 권취 후에 도금 처리를 행하는 경우에는, 권취 온도를 500℃ 이상 640℃ 이하로 한다. 바람직하게는 520℃ 이상 600℃ 이하이다.

균열 온도: 760℃ 이하

상기한 바와 같이, 도금 처리를 행하는 경우에는, 권취 온도를 낮게 설정하기 때문에, 열연 강판의 고강도화에 기여하는 미세한 탄화물(Ti를 함유하는 탄화물)이 권취시에 충분히 석출되지 않는 경우가 있다. 그래서, 본 발명에서는, 도금 처리 전의 어닐링 처리시에 미세한 탄화물(Ti를 함유하는 탄화물)을 석출시켜, 도금 처리 후의 열연 강판을 소망하는 강도(인장 강도 900㎫ 이상)로 한다. 여기에서, 어닐링 처리의 균열 온도(soaking temperature)가 760℃를 초과하면, 석출된 탄화물(Ti를 함유하는 탄화물)이 조대화되어 버려, 열연 강판 강도가 저하된다. 따라서, 어닐링 처리의 균열 온도는 760℃ 이하로 한다. 바람직하게는 740℃ 이하이다. 또한, 미세한 탄화물(Ti를 함유하는 탄화물)의 석출을 촉진하는 관점에서는, 어닐링 처리의 균열 온도를 600℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 균열 온도에서의 유지 시간은, 10s 이상 1000s 이하로 하는 것이 바람직하다.

어닐링 처리 후, 강판을 용융 아연 도금조에 침지하고, 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한다. 용융 아연 도금조에 침지한 후, 합금화 처리를 행해도 좋다. 어닐링 처리 및 도금 처리는, 연속 용융 아연 도금 라인(continuous hot-dip galvanizing line)에서 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 도금의 종류는, 상기의 용융 아연 도금, 합금화 용융 도금뿐만 아니라, 전기 아연 도금(electrogalvanizing)으로 할 수도 있다.

또한, 도금 처리 조건이나 합금화 처리 조건, 그 외의 제조 조건은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 통상의 조건으로 행할 수 있다.

실시예

표 1에 나타내는 성분과 Ar₃ 변태점을 갖는 강 슬래브(No.A∼P)를, 1200∼1290℃로 가열하고, 표 2에 나타내는 열연 조건으로 열연 강판(No.1∼22)을 제작했다. 판두께는 1.2∼3.2㎜이다. 또한, 표 1의 Ar₃ 변태점은, 전술의 방법에 의해 구했다. 일부의 열연 강판(No.3, 4, 9, 10, 14, 16, 18∼20)에 대해서는, 산세정 후, 용융 아연 도금 라인에 통판함으로써, 표 2에 나타내는 균열 온도에서 어닐링 처리를 행하고, 추가로 용융 아연 도금 처리를 행했다. 또한, 용융 아연 도금 처리는, 어닐링 처리 후의 열연 강판을 480℃의 아연 도금욕(0.1질량％ Al-Zn) 중에 침지하고, 편면당 부착량 45g/㎡의 용융 아연 도금층(hot-dip galvanizing layer)을 강판의 양면에 형성하는 처리로 했다. 또한, 일부의 열연 강판(No.9, 10, 14, 16, 18∼20)에 대해서는 용융 아연 도금 처리의 후, 추가로 합금화 처리를 행했다. 합금화 처리 온도는 520℃로 했다.

상기에 의해 얻어진 열연 강판(No.1∼22)으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰(microstructure observation), 인장 시험, 구멍 확장 시험을 행했다. 조직 관찰 방법 및 각종 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(ⅰ) 조직 관찰

페라이트상의 분율

열연 강판으로부터 주사형 전자 현미경(scanning electron microscope: SEM) 용 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면을 연마 후, 나이탈 부식(natal etching)하고, 판두께 1/4 위치에 있어서, 배율 3000배로 SEM 사진을 10시야에서 촬영하고, 페라이트상과 페라이트 이외의 상을 화상 해석(image analysis)에 의해 분리하여, 각각의 상의 분율(면적률)을 결정했다.

Ti를 함유하는 탄화물

열연 강판(판두께 1/4 위치)으로부터 박막 시료(thin-film sample)를 제작하고, 투과 전자 현미경(transmission electron microscope)을 이용하여 20만배의 사진을 10시야 촬영했다.

촬영한 사진을 기초로, Ti를 함유하는 탄화물의 전체 개수(N₀)를 구함과 동시에, 화상 처리에 의해, Ti를 함유하는 탄화물의 개개의 입경을 원근사 직경(equivalent circle diameter)으로서 구하고, Ti를 함유하는 탄화물 중 입경이 9㎚ 미만인 탄화물의 개수(N₁)를 구했다. 이들의 값(N₀ 및 N₁)을 이용하여 Ti를 함유하는 탄화물에 대해서, 전체 탄화물수에 대한 9㎚ 미만의 탄화물수의 비율(N₁/N₀×100(％))을 구했다.

Ti를 함유하는 석출물

AA계 전해액(아세틸아세톤(acetylacetone)-테트라메틸암모늄클로라이드(tetramethylammonium chlorite))의 에탄올 용액(ethanol solution)을 이용하여, 열연 강판을 정전류 전해(constant-current electrolysis)하여 석출물을 추출하고, 추출액을 공경(pore size) 20㎚의 필터(filter)를 사용하여 여과했다. 이와 같이 하여 입경 20㎚ 미만의 석출물을 분리하고, 이것을 ICP 발광 분광 분석(inductively-coupled plasma optical emission spectrometry)에 의해 분석하여 입경 20㎚ 미만의 석출물에 포함되어 있는 Ti량을 구했다. 입경 20㎚ 미만의 석출물에 포함되어 있는 Ti량을, 열연 강판에 포함되어 있는 Ti량으로 나누어, 입경 20㎚ 미만의 석출물에 포함되어 있는 Ti의 비율(백분율)을 구했다.

(ⅱ) 인장 시험

열연 강판마다, 압연 방향에 대하여 직각 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5호 인장 시험편을 3개 채취하고, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거한 인장 시험(변형 속도: 10㎜/min)을 행하여, 인장 강도, 전체 신장(total elongation)을 측정했다. 열연 강판마다 인장 시험을 3회 행하여, 3회의 평균값을 인장 강도(TS), 전체 신장(El)으로 했다.

(ⅲ) 구멍 확장 시험(양산 버링 가공성 평가)

열연 강판으로부터, 시험편(크기: 150mm×150㎜)을 채취하고, 당해 시험편에 초기 직경 d₀의 구멍을, 50mmφ 펀치를 이용한 펀칭 가공(펀칭 클리어런스: 30％)에 의해 형성했다. 이어서, 형성한 구멍에, 펀칭시의 펀치측으로부터 정각(vertex angle): 60°의 원추 펀치를 삽입하고, 당해 구멍을 확장하고, 균열이 강판(시험편)의 판두께를 관통했을 때의 구멍의 지름 d₁을 측정하고, 다음식으로 버링률(％)을 산출했다.

버링률(％)＝{(d₁－d₀) /d₀}×100

버링률이 30％ 이상인 경우를, 양산 버링 가공성이 양호하다고 평가했다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

본 발명예의 열연 강판(No.1∼3, 5, 6, 9, 12∼16, 21, 22)은 모두, 소망하는 인장 강도(900㎫ 이상)와, 우수한 양산 버링 가공성을 겸비한 열연 강판이 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 열연 강판(No.4, 7, 8, 10, 11, 17∼20)은, 소정의 고강도가 확보되어 있지 않거나, 충분한 버링률이 확보되어 있지 않다.

Claims

질량％로,
C : 0.06％ 이상 0.13％ 이하, Si: 0% 초과 0.5％ 미만, Mn: 0.5％ 초과 1.4％ 이하, P : 0.05％ 이하, S : 0.005％ 이하, N : 0.01％ 이하, Al: 0% 초과 0.1％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.25％ 이하, V : 0.15％ 초과 0.4％ 이하를, S, N, Ti 및 V가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 페라이트상의 분율이 90％ 초과이고, Ti를 함유하는 탄화물이 석출되고, 당해 탄화물 중 70％ 이상이 입경 9㎚ 미만인 조직을 가지며, 50mmφ 펀치에 의한 펀칭 후(펀칭 클리어런스: 30％), 60° 원추 펀치에 의한 구멍 확장 시험을 실시함으로써 측정되는 버링률(burring ratio)이 30% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
　　　　　　　　　　　　　　　기
Ti*＋V≥0.35 … (1)
단, (1) 식에 있어서, Ti*＝Ti－N×(48/14)－S×(48/32)이고, S, N, Ti, V는 각 원소의 함유량(질량％)이다.
제1항에 있어서,
Ti 중 50질량％ 이상이, 입경 20㎚ 미만의 Ti를 함유하는 석출물로서 석출되고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 하기의 그룹 (A) 내지 (D) 중 적어도 하나를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
(A) 질량％로 Nb: 0.002％ 이상 0.1％ 이하
(B) 질량％로, Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Mo: 0.002％ 이상 0.2％ 이하, Sn: 0.005％ 이상 0.2％ 이하 중 적어도 1종
(C) 질량％로 B: 0.0002％ 이상 0.003％ 이하
(D) 질량％로 Ca: 0.0002％ 이상 0.005％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.03％ 이하 중 적어도 1종
제1항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 520℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제1항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 500℃ 이상 640℃ 이하에서 권취하고, 산세정 후, 균열 온도를 760℃ 이하로 하는 어닐링 처리를 행하고, 용융 아연 도금 욕에 침지하는 도금 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 도금 처리를 행한 후, 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제3항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 520℃ 이상 680℃ 이하에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제3항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 온도가 (Ar₃＋25℃) 이상이고 또한 마무리 압연 최종 2스탠드의 합계 압하율이 60％ 이하인 열간 압연을 행한 후, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 500℃ 이상 640℃ 이하에서 권취하고, 산세정 후, 균열 온도를 760℃ 이하로 하는 어닐링 처리를 행하고, 용융 아연 도금 욕에 침지하는 도금 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 도금 처리를 행한 후, 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.