KR102064147B1

KR102064147B1 - 고강도 박강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102064147B1
Application number: KR1020177037867A
Authority: KR
Inventors: 다로 기즈; 슌스케 도요다; ?스케 도요다; 아키마사 기도; 데츠시 다다니
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-07-06
Filing date: 2016-07-05
Publication date: 2020-01-08
Also published as: MX2017016553A; WO2017006563A1; EP3321387A1; EP3321387B1; JPWO2017006563A1; EP3321387A4; JP6103160B1; US10526678B2; US20180371574A9; CN107849657A; US20180155806A1; KR20180014092A

Abstract

소정의 조성으로 하고, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* 를 0.010 ∼ 0.100 질량％ 로 하고, 또, Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량을 0.03 ∼ 0.50 질량％ 로 하고, 또한, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경을, (4000/TS)² ㎛ 이하 (TS 는 인장 강도 (㎫)) 로 한다.

Description

고강도 박강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH THIN STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 자동차의 로어 암이나 프레임 등의 서스펜션 부재, 필러나 멤버 등의 골격 부재와 그것들의 보강 부재, 도어 임펙트 빔, 시트 부재, 나아가서는 자동 판매기, 데스크, 가전·OA 기기, 건재 등에 사용되는 구조용 부재 등의 용도에 적합한 타발성 및 인성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경에 대한 관심의 고조를 받아, 강판 제조시에 CO₂ 배출량이 많아지는 후육 강판의 사용량을 삭감시키는 등의 요망이 커지고 있다. 또, 자동차 분야에서는, 자동차 차체를 경량화함으로써 연비를 향상시킴과 함께, 배기 가스량을 저감시키는 등의 요망도 커지고 있다. 이와 같은 점에서 강판의 고강도화와 박육화가 진행되고 있다.

일반적으로 고강도 강판에서는 타발성이나 인성이 저하되기 때문에, 프레스에 의한 타발 가공에 의해 성형되는 부품이나 인성이 필요해지는 부품, 특히 이들 양쪽에 해당하는 부품에 사용할 수 있는 고강도 박강판의 개발이 요망되고 있다.

예를 들어, 타발성이 우수한 강판으로서, 특허문헌 1 에는, 「질량％ 로, C : 0.010 ∼ 0.200 ％, Si : 0.01 ∼ 1.5 ％, Mn : 0.25 ∼ 3 ％ 를 함유하고, P : 0.05 ％ 이하로 제한하고, 추가로 Ti : 0.03 ∼ 0.2 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.2 ％, V : 0.01 ∼ 0.2 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.2 ％ 중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 페라이트의 대각 (大角) 결정립계의 C 의 편석량이 4 ∼ 10 atms/㎚² 인 것을 특징으로 하는 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판」이 개시되어 있다.

또한, 인성이 우수한 강판으로서, 특허문헌 2 에는, 「질량％ 로, C : 0.04 ∼ 0.09 ％, Si : 0.4 ％ 이하, Mn : 1.2 ∼ 2.0 ％, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 1.0 ％ 이하, Nb : 0.02 ∼ 0.09 ％, Ti : 0.02 ∼ 0.07 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 2.0≤Mn＋8[％Ti]＋12[％Nb]≤2.6 이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 펄라이트의 면적분율이 5 ％ 이하, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적분율이 0.5 ％ 이하, 잔부가 페라이트 및 베이나이트의 1 종 또는 2 종인 금속 조직으로 이루어지고, 페라이트 및 베이나이트의 평균 결정립경이 10 ㎛ 이하이고, Ti 및 Nb 를 함유하는 비정합 석출된 합금 탄질화물의 평균 입자경이 20 ㎚ 이하이고, 항복비가 0.85 이상, 최대 인장 강도가 600 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 저온에서의 충격 에너지 흡수 특성과 내 HAZ 연화 특성이 우수한 고항복비 열연 강판」이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2008-261029호 국제 공개 2013/022043호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 강판에서는, 석출물의 입경 등, 우수한 인성을 얻기 위해서 필요한 조건이 고려되어 있지 않고, 타발성과 인성을 양립시킬 수 없다는 문제가 있었다.

한편, 특허문헌 2 에 기재된 강판에서는, 우수한 타발성을 얻기 위해서 필요한 조건이 고려되어 있지 않고, 역시 타발성과 인성을 양립시킬 수 없다는 문제가 있었다.

본 발명은, 상기 문제를 해결하기 위해 개발된 것으로, 타발성과 인성을 겸비한 고강도 박강판을, 그 유리한 제조 방법와 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명에서 말하는 고강도 박강판은, 판두께 1 ∼ 4 ㎜ 의 강판을 대상으로 하는 것이다. 또한, 본 발명에서 말하는 고강도 박강판에는, 열연 강판 이외에, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금 등의 표면 처리를 실시한 강판도 포함하는 것으로 한다. 또한, 이들 강판에 화성 처리 등에 의해 피막을 형성한 강판도 포함하는 것으로 한다. 단, 상기 도금이나 상기 피막의 두께는 판두께에는 포함되지 않는다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 바, 이하의 지견을 얻었다.

(1) 소정의 조성으로 함과 함께, 입경이 20 ㎚ 미만인 미세한 Ti, Nb 및 V 석출물 등과, 세멘타이트 등의 Fe 석출물을 동시에 적정량 석출시킴으로써, 타발성을 대폭 향상시킬 수 있다.

이 메커니즘에 대해서, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다. 즉, Fe 석출물을 석출시킴으로써, 이들 Fe 석출물이 타발 가공시 균열의 기점이 된다. 또한 Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물은, 상기한 균열의 전파를 촉진시킨다. 그래서, 이들 Fe 석출물과 Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물을 적정량 석출시킴으로써, 타발 가공시의 단면 (端面) 균열이 억제되고, 이 결과, 타발성이 대폭 향상되는 것으로 생각하고 있다.

또, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물로서는, Ti, Nb 및 V (조성에 따라서는, Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W) 의 탄화물, 또한 이들 복합 탄화물, 그리고 이들 탄질화물이나 복합 탄질화물을 들 수 있다. 또한, Fe 석출물로는, 세멘타이트 (θ 탄화물) 이외에 ε 탄화물을 들 수 있다.

(2) 또한, 인성에는 강판의 압연 방향에 있어서의 페라이트 입경이 크게 영향 미치고 있고, 특히 입경이 큰 상위 5 ％ 의 평균 입경이 인성에 크게 영향을 미치고 있다. 그리고, 인장 강도 (TS) (㎫) 에 따라, 이 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트의 평균 입경을 적정하게 제어함으로써, 인성을 대폭 향상시킬 수 있다.

또한, 상기한 Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물이 전이의 발생원이 됨으로써, 인성이 한층 더 향상된다.

본 발명은, 상기 지견에 의거하여 검토를 더 한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.20 ％, Si : 0.6 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.3 ∼ 3.0 ％, P : 0.10 ％ 이하, S : 0.030 ％ 이하, Al : 0.10 ％ 이하 및 N : 0.010 ％ 이하를 함유함과 함께, Ti : 0.01 ∼ 1.00 ％, Nb : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 V : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,

하기 식 (1) 에서 규정하는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* 가 0.010 ∼ 0.100 질량％ 이고,

또, Fe 석출물 중의 Fe 량이 0.03 ∼ 0.50 질량％ 이고,

또한, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경이 (4000/TS)²㎛ 이하 (TS 는 인장 강도 (㎫)) 인, 고강도 박강판.

C*＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12 … (1)

여기서, [Ti], [Nb] 및 [V] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물 중의 Ti, Nb 및 V 량이다.

2. 상기 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％, Ta : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 W : 0.005 ∼ 0.50 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,

하기 식 (2) 에서 규정하는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C** 가 0.010 ∼ 0.100 질량％ 인, 상기 1 에 기재된 고강도 박강판.

C**＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51＋[Mo]/96＋[Ta]/181＋[W]/184)×12 … (2)

여기서, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta] 및 [W] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물 중의 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 량이다.

3. 상기 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％, Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 고강도 박강판.

4. 상기 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Sb : 0.005 ∼ 0.050 ％ 를 함유하는, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 고강도 박강판.

5. 상기 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는, 상기 1 ∼ 4 중 어느 한 항에 기재된 고강도 박강판.

6. 상기 1 ∼ 5 중 어느 한 항에 기재된 고강도 박강판을 제조하기 위한 방법으로서,

상기 1 ∼ 5 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 슬래브에, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고 권취하는 공정을 갖고,

상기 마무리 압연에 있어서의 하기 식 (3) 에서 규정하는 누적 변형 (R_t) 을 1.3 이상, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만으로 하고,

상기 마무리 압연 종료 후, 상기 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키고, 이어서 750 ∼ 600 ℃ 의 온도에서 서랭을 개시하고, 그 서랭에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 미만, 냉각 시간을 1 ∼ 10 s 로 하고, 그 서랭 종료 후, 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상으로 냉각시키는, 고강도 박강판의 제조 방법.

[수학식 1]

여기서, R_n 은, 마무리 압연을 m 개의 스탠드에서 실시하는 경우에, 상류측에서부터 n 스탠드째에서 축적되는 축적 변형으로, 다음 식과 같이 정의한다.

R_n＝－ln〔1－0.01×r_n×[1－0.01×exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]}]〕

식 중, r_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 압하율 (％), Tn 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 입측 온도 (℃), [C] 는 강 중의 C 의 함유량 (질량％) 이다. 또한, n 은 1 ∼ m 까지의 정수이다.

단, exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]} 가 100 을 초과하는 경우, 이 값은 100 으로 한다.

7. 상기 열간 압연 공정 후에, 또한 0.1 ∼ 3.0 ％ 의 판두께 감소율로 가공을 실시하는, 상기 6 에 기재된 고강도 박강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 자동차용 부재나 각종 구조용 부재 등의 용도에 적합한 타발성과 인성이 우수한 고강도 박강판이 얻어지기 때문에, 산업상 각별한 효과를 갖는다.

도 1 은 발명예 및 탄소량 환산치 C* 또는 C** 가 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, 탄소량 환산치 C* 또는 C** 와 타발 균열 길이율의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2 는 발명예 및 탄소량 환산치 C* 또는 C** 가 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, 탄소량 환산치 C* 또는 C** 와 DBTT 의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3 은 발명예 및 Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량이 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량과 타발 균열 길이율의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4 는 발명예 및 압연 방향의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 평균 입경이 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, (압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 평균 입경)/(4000/TS)² 과 DBTT 의 관계를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명의 고강도 박강판에 있어서의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또, 성분 조성에 있어서의 원소 함유량의 단위는 모두 「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히 「％」로 나타낸다.

C : 0.05 ∼ 0.20 ％

C 는, Ti, Nb 및 V 등과 미세한 탄화물이나 이들 복합 탄화물, 또한 이들 탄질화물이나 복합 탄질화물 (이하, 간단히 석출물이라고도 한다) 을 형성하고, 고강도화, 타발성, 인성의 향상에 기여한다. 또한, C 는 Fe 와 세멘타이트를 형성하고, 이런 점에서도 타발성의 향상에 기여한다. 그래서, C 함유량을 0.05 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 는 페라이트 변태를 억제하기 때문에, C 가 과잉으로 함유되면, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 형성이 억제된다. 또한, 세멘타이트가 과잉으로 생성되어 인성의 저하를 초래한다. 그래서, C 함유량을 0.20 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.15 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.12 ％ 이하이다.

Si : 0.6 ∼ 1.5 ％

Si 는, 강판 제조시의 열간 압연 후의 냉각에서 실시하는 서랭 과정에 있어서, 페라이트 변태를 촉진시킴과 함께, 변태와 동시에 석출하는 Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 형성을 촉구시킨다. 또한, Si 는, 성형성을 크게 저하시키지 않고 고용 (固溶) 강화 원소로서 고강도화에도 기여한다. 이들 효과를 얻는 관점에서, Si 함유량을 0.6 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si 가 과잉으로 함유되면, 상기 페라이트 변태가 과도하게 촉진된다. 이로써 Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화되고, 나아가서는 이들 미세한 석출물을 적정량 얻을 수 없게 된다. 또한, 인성이 저하될 뿐만 아니라, 강판의 표면에 Si 의 산화물이 생성되기 쉬워지고, 그래서, 열연 강판에서는 화성 처리 불량, 도금 강판에서는 불도금 등이 생성되기 쉬워진다. 이와 같은 관점에서, Si 함유량을 1.5 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.2 ％ 이하이다.

Mn : 1.3 ∼ 3.0 ％

Mn 은, 강판 제조시의 열간 압연 후의 냉각에 있어서, 서랭 개시 전에 페라이트 변태가 발생하는 것을 억제하고, Ti, Nb 및 V 등의 석출물의 조대화를 억제하는 효과가 있다. 또, Mn 은, 고용 강화에 의해 고강도화에도 기여한다. 또한, 유해한 강 중 S 를 MnS 로 하여 무해화하는 효과도 갖는다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.3 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.5 ％ 이상이다. 한편, Mn 이 과잉으로 함유되면, 슬래브 균열을 야기시킨다. 또한, 페라이트 변태가 억제되어, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 형성이 억제된다. 그래서, Mn 함유량을 3.0 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다.

P : 0.10 ％ 이하

P 는, 입계에 편석되어, 연성이나 인성을 열화시킨다. 또한, P 량이 많아지면, 강판 제조시 열간 압연 후의 냉각에 있어서, 서랭 개시 전의 페라이트 변태가 촉진되어, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 그래서, P 함유량을 0.10 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. 또, P 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 탈 P 는 비용의 증가를 초래하기 때문에, P 함유량의 하한은 0.003 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.030 ％ 이하

S 는, 열간 압연시의 연성을 저하시킴으로써, 열간 균열을 유발하고, 또한 표면 성상도 열화시킨다. 또, S 는, 강도에 거의 기여하지 않을 뿐만 아니라, 불순물 원소로서 조대한 황화물을 형성함으로써, 연성 및 연신 플랜지성을 저하시킨다. 이와 같은 점에서, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그래서, S 함유량을 0.030 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.010 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다. 또, S 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 탈 S 는 비용의 증가를 초래하기 때문에, S 함유량의 하한은 0.0003 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.10 ％ 이하

Al 은 0.10 ％ 를 초과하여 함유되면, 인성 및 용접성을 크게 저하시킨다. 또한, 표면에 Al 산화물이 생성되기 쉬워지기 때문에, 열연 강판에서는 화성 처리 불량, 도금 강판에서는 불도금 등이 생기기 쉬워진다. 그래서, Al 함유량을 0.10 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. 또, Al 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, Al 킬드 강으로서 0.01 ％ 이상 포함되어도 문제는 없다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은, Ti, Nb 및 V 등과 고온에서 조대한 질화물을 형성하지만, 이들 질화물은 강도에는 거의 기여하지 않는다. 그래서, N 함유량이 많아지면, Ti, Nb 및 V 에 의한 고강도화의 효과를 저하시키고, 또한 인성의 저하도 초래한다. 또한, N 은 열간 압연 중에 슬래브 균열을 발생시키기 때문에, 표면 흔적이 발생할 우려도 있다. 그래서, N 함유량을 0.010 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. 또, N 함유량의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 탈 N 은 비용의 증가를 초래하기 때문에, N 함유량의 하한은 0.0010 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.01 ∼ 1.00 ％, Nb : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 V : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Ti, Nb 및 V 는, C 와 미세한 석출물을 형성하고, 고강도화에 기여함과 함께, 타발성, 인성의 개선에도 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb 및 V 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 각각 0.01 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 한편, Ti, Nb 및 V 를 각각 1.00 ％ 초과 함유시켜도, 고강도화의 효과는 그다지 커지지 않는다. 또한, 이들 미세 석출물이 과잉으로 석출되어, 오히려 인성 및 타발성이 저하된다. 그래서, Ti, V 및 Nb 함유량을, 각각 1.00 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.80 ％ 이하이다.

이상, 기본 성분에 대해서 설명했는데, 본 발명의 고강도 박강판은, 더나은 고강도화나 타발성 및 인성의 향상을 목적으로 하여, 다음 원소를 적절히 함유할 수 있다.

Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％, Ta : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 W : 0.005 ∼ 0.50 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Mo, Ta 및 W 는, Ti, Nb 및 V 와 마찬가지로 C 와 미세한 석출물을 형성하여, 고강도화에 기여함과 함께, 타발성, 인성의 개선에도 기여한다. 그래서, Mo, Ta 및 W 를 함유시키는 경우에는, Mo, Ta 및 W 함유량을 각각 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이상이다. 한편, Mo, Ta 및 W 를 각각 0.50 ％ 초과 함유시켜도, 고강도화의 효과는 그다지 커지지 않는다. 또한, 이들 미세 석출물이 과잉으로 석출되어, 오히려 인성 및 타발성이 저하된다. 그래서, Mo, Ta 및 W 를 함유시키는 경우에는, Mo, Ta 및 W 함유량을 각각 0.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％, Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cr, Ni 및 Cu 는, 조직을 세립화함으로써 고강도화와 인성 향상에 기여한다. 그래서, Cr, Ni 및 Cu 를 함유시키는 경우에는, Cr, Ni 및 Cu 함유량을 각각 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr, Ni 및 Cu 를 각각 1.00 ％ 초과 함유시켜도, 상기 효과가 포화되어 비용 상승을 초래한다. 그래서, Cr, Ni 및 Cu 를 함유시키는 경우에는, Cr, Ni 및 Cu 함유량을 각각 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Sb : 0.005 ∼ 0.050 ％

Sb 는, 열간 압연시에 표면에 편석되기 때문에, 슬래브의 질화를 방지하여 조대한 질화물의 형성을 억제한다. 그래서, Sb 를 함유시키는 경우에는, Sb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Sb 를 0.050 ％ 초과 함유시켜도, 상기 효과가 포화되어 비용 상승을 초래한다. 그래서, Sb 를 함유시키는 경우에는, Sb 함유량을 0.050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ca 및 REM 은, 황화물의 형태를 제어함으로써 연성, 연신 플랜지성을 향상시킨다. 그래서, Ca 및 REM 을 함유시키는 경우에는, Ca 함유량 및 REM 함유량을 각각 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca 및 REM 을 0.0100 ％ 초과 함유시켜도, 상기 효과가 포화되어 비용 상승을 초래한다. 그래서, Ca 및 REM 을 함유시키는 경우에는, Ca 함유량 및 REM 함유량을 각각 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 고강도 박강판에 있어서의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다. 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* : 0.010 ∼ 0.100 질량％, 또는 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta, 및 W 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C** : 0.010 ∼ 0.100 질량％

입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물은, 타발성 및 인성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* (이하, 간단히 탄소량 환산치 C* 라고도 한다) 를 0.010 질량％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.015 질량％ 이다.

한편, 이와 같은 석출물이 과잉으로 존재하면, 오히려 당해 석출물 주위의 내부 응력에 의해 타발성 및 인성이 열화된다. 그래서, 탄소량 환산치 C* 를 0.100 질량％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.080 질량％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.050 질량％ 이하이다.

여기서, C* 는, 다음 식 (1) 에 의해 산출된다.

C*＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12 … (1)

여기서, [Ti], [Nb] 및 [V] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물 중의 Ti, Nb 및 V 량이다. 또, Ti, Nb 또는 V 가 함유되지 않은 경우에는, [Ti], [Nb] 또는 [V] 는 제로이다.

또한, 본 발명의 고강도 박강판이, Ti, Nb 및 V 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상에 추가하여 Mo 나 Ta, W 를 함유하는 경우, 다음 식 (2) 에서 규정하는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C** (이하, 간단히 탄소량 환산치 C** 라고도 한다) 를, 0.010 ∼ 0.100 질량％ 로 한다. C** 의 바람직한 범위와 그 이유는, C* 와 동일하다.

C**＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51＋[Mo]/96＋[Ta]/181＋[W]/184)×12 … (2)

여기서, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta] 및 [W] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물 중의 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 량이다. 이 때, Ti, Nb, V, Mo, Ta 또는 W 가 함유되지 않은 경우, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta] 또는 [W] 는 제로이다. 또한, C** 의 계산에 있어서 C* 의 규정을 만족시키는 것이 전제이다.

또, 입경이 20 ㎚ 이상인 Ti, Nb 및 V 석출물 등은, 타발성 및 인성의 향상에 거의 기여하지 않기 때문에, 여기서는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물 등을 대상으로 하였다.

Fe 석출물 중의 Fe 량 : 0.03 ∼ 0.50 질량％

Fe 석출물, 특히 세멘타이트는, 타발 가공시에 균열의 기점이 되어, 타발성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해, Fe 석출물 중의 Fe 량을 0.03 질량％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05 질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.10 질량％ 이상이다. 한편, Fe 석출물이 과잉으로 되면, Fe 석출물이 취성 파괴의 기점이 되는 것이 우려된다. 그래서, Fe 석출물 중의 Fe 량을 0.50 질량％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.40 질량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30 질량％ 이하이다.

압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 페라이트립의 입경이 큰 상위 5 ％ 의 평균 입경 : (4000/TS)² ㎛ 이하 (TS 는 인장 강도 (㎫))

압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 순번으로 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경이 커지면, 인성이 크게 저하된다. 특히, 인성은 인장 강도 (TS) (㎫) 가 커질수록 저하되기 쉬워지기 때문에, 인장 강도에 따라 입경을 작게 하는 것이 중요하다. 그래서, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 순번으로 상위 5 ％ 의 평균 입경 (이하, 간단히 상위 5 ％ 의 평균 입경이라고도 한다) 을 (4000/TS (㎫))² ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 여기서, TS 는 강판의 인장 강도 (㎫) 이다. 또한, 바람직하게는 (3500/TS (㎫))² ㎛ 이하이다. 또한, TS 를 ㎫ 단위로 표기하고 있는 바와 같이, 상기 (4000/TS)² 및 (3500/TS)² 의 산출에 있어서는, M(＝10⁶) 을 사용하지 않고 가수부만을 사용한다. 예를 들어, TS 가 780 ㎫ 인 경우, TS＝780 으로 하여 (4000/TS)² 및 (3500/TS)²의 값을 산출하면 된다. 또한, 상기 평균 입경의 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상, 그 하한은 5.0 ㎛ 이다.

또, 본 발명의 고강도 박강판의 바람직한 인장 강도 (TS) 는 780 ㎫ 이상이다.

또한, 본 발명의 고강도 박강판의 조직은, 페라이트를 주체로 한 조직, 구체적으로는, 조직 전체에 대한 면적률로 50 ％ 이상인 페라이트와 잔부로 이루어지는 조직으로 하는 것이 바람직하다. 또, 페라이트 이외의 조직으로는, 베이나이트나 마텐자이트 등을 들 수 있다.

다음으로, 본 발명의 고강도 박강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도 박강판의 제조 방법은, 상기한 조성을 갖는 강 슬래브에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고 권취하는 공정을 갖는 것이고,

마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) 을 1.3 이상, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만으로 하고, 마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키고, 이어서 750 ∼ 600 ℃ 의 온도에서 서랭을 개시하고, 그 서랭에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 미만, 냉각 시간을 1 ∼ 10 s 로 하고, 그 서랭 종료 후, 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상으로 냉각시키는 것이다.

이하, 상기 제조 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또, 강 슬래브의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 용제 후, 생산성 등의 문제 때문에 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하는 것이 바람직하지만, 조괴－분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법으로 강 슬래브로 해도 된다.

마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) : 1.3 이상

마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) 을 크게 함으로써, 열간 압연, 냉각, 권취를 거쳐 얻어지는 열연 강판의 페라이트 입경을 작게 할 수 있다. 특히, 마무리 압연에 있어서의 누적 변형을 1.3 이상으로 함으로써, 마무리 압연으로 열연 강판에 변형을 균일하게 도입할 수 있게 된다. 그 결과, 압연 방향의 페라이트립의 입경 편차를 작게 하여, 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경을 작게 할 수 있게 된다. 그래서, 마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) 은 1.3 이상일 필요가 있다. 바람직하게는 1.5 이상이다. 또, 마무리 압연에서의 누적 변형 (R_t) 의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 누적 변형이 지나치게 커지면, 열간 압연 후의 냉각시에 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화되는 경우가 있다. 그래서, 마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) 은 2.2 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.0 이하이다.

또한, 마무리 압연에 있어서의 누적 변형 (R_t) 은, 다음 식 (3) 에 의해 규정된다.

[수학식 2]

식 중, r_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 압하율 (％), T_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 입측 온도 (℃), [C] 는 강 중의 C 의 함유량 (질량％) 이다. 또한, n 은 1 ∼ m 까지의 정수이다. 또, m 은 통상 7 이다. 압하율 (r_n) (％) 은 n 스탠드째의 입측 판두께를 t_an, 출측 판두께를 t_bn 으로 했을 때, r_n＝(t_an－t_bn)/t_an×100 으로 표시된다.

단, exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]} 가 100 을 초과하는 경우, 이 값을 100 으로 한다.

마무리 압연 온도 : 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만

마무리 압연 온도가 820 ℃ 미만인 경우, 열간 압연 후의 냉각에 있어서, 서랭 개시 전에 페라이트 변태가 촉진되어, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 또한, 마무리 압연 온도가 페라이트역인 경우, 변형 야기 석출에 의해 Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 더 조대화된다. 게다가, 온도 저하로 페라이트 결정립이 신전립 (伸展粒) 이 되고, 신전립에 따라 균열이 진전되기 때문에 타발성도 현저하게 열화되어 버린다. 그래서, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 850 ℃ 이상이다. 한편, 마무리 압연 온도가 930 ℃ 이상인 경우, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 페라이트 변태가 억제되어, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 생성이 억제된다. 그래서, 마무리 압연 온도를 930 ℃ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 900 ℃ 미만이다.

또, 여기서 말하는 마무리 압연 온도란, 마무리 압연을 m 개의 스탠드에서 실시하는 경우, 상류측에서부터 m 스탠드째의 출측 온도 (℃) 이다.

마무리 압연 온도부터 서랭 개시 시점까지의 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 이상

마무리 압연 온도부터 서랭 개시 시점까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만인 경우, 페라이트 변태가 촉진되어, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 따라서, 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 시점까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 50 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 80 ℃/s 이상이다. 또, 이 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 온도 제어 관점에서 200 ℃/s 정도이다.

서랭 개시 온도 : 750 ∼ 600 ℃

서랭 개시 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 페라이트 변태가 고온에서 일어나, 페라이트의 결정립이 조대화된다. 또한, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 그래서, 서랭 개시 온도를 750 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 서랭 개시 온도가 600 ℃ 미만인 경우, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 충분히 석출되지 않는다. 그래서, 서랭 개시 온도를 600 ℃ 이상으로 할 필요가 있다.

서랭시의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 미만

서랭시의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상인 경우, 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않아, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 석출량이 적어진다. 그래서, 서랭시의 평균 냉속을 10 ℃/s 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 6 ℃/s 미만이다. 또, 서랭시의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 2 ℃/s 정도로 충분하다. 바람직하게는 4 ℃/s 이상이다.

서랭시의 냉각 시간 : 1 ∼ 10 s

서랭시의 냉각 시간이 1 s 미만인 경우, 페라이트 변태가 충분히 일어나지 않아, Ti, Nb 및 V 등의 미세한 석출물의 석출량이 적어진다. 그래서, 서랭시의 냉각 시간을 1 s 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2 s 이상, 보다 바람직하게는 3 s 이상이다. 한편, 서랭시의 냉각 시간이 10 s 를 초과하면, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 또한, 페라이트의 결정립도 조대화된다. 그래서, 서랭시의 냉각 시간을 10 s 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 6 s 이하이다.

서랭 종료 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

서랭 종료 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만인 경우, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 또한, 페라이트의 결정립도 조대화된다. 그래서, 서랭 종료 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 30 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 50 ℃/s 이상이다. 또, 이 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 온도 제어 관점에서 100 ℃/s 정도이다.

권취 온도 : 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만

권취 온도가 530 ℃ 이상인 경우, Ti, Nb 및 V 등의 석출물이 조대화된다. 또한, 페라이트의 결정립도 조대화된다. 그래서, 권취 온도를 530 ℃ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 480 ℃ 미만이다. 한편, 권취 온도가 350 ℃ 미만인 경우, Fe 와 C 의 석출물인 세멘타이트의 생성이 억제된다. 그래서, 권취 온도를 350 ℃ 이상으로 할 필요가 있다.

또, 상기 마무리 압연 온도, 서랭 개시 온도, 권취 온도는 모두 강판 표면 온도이다. 평균 냉각 속도도, 강판 표면의 온도를 토대로 규정된다.

또한, 상기 열간 압연 공정 후, 또한 0.1 ％ 이상의 판두께 감소율로 가공을 실시함으로써 가동 전위를 늘려, 타발성을 보다 높일 수 있다. 바람직하게는 0.3 ％ 이상이다. 단, 판두께 감소율이 3.0 ％ 를 초과하면, 전위의 상호 작용으로 전위가 이동하기 어려워져, 타발성이 저하된다. 그래서, 열간 압연 공정 후에 추가로 가공을 실시하는 경우에는 판두께 감소율을 3.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다.

또, 상기 가공은, 압연 롤에 의한 압하여도 되고, 강판에 인장을 가하는 것이도 된다. 또한, 이것들을 조합하여 가공을 실시해도 된다.

또한, 상기와 같이 해서 얻은 강판에, 아연 도금이나 아연과 Al 의 복합 도금, 아연과 Ni 의 복합 도금, Al 도금, Al 과 Si 의 복합 도금 등을 실시해도 된다. 또한, 화성 처리 등에 의해 피막을 형성해도 된다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 용강을 통상 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 강 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 가열하여 조압연을 실시한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서, 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시켜 권취하여, 열연 강판으로 하였다. 또, 마무리 압연은 7 스탠드로 이루어지는 열간 압연기에 의해 실시하였다. 또한, 일부 강판에 대해서는, 추가로 실온에서 압연 롤에 의한 압하를 실시하였다.

이렇게 해서 얻어진 강판으로부터 시험편을 채취하고, 다음 (i) ∼ (vi) 의 평가를 하였다.

(i) 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* (또는 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C**) 의 측정

(ii) Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량의 측정

(iii) 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경의 측정

(iv) 인장 시험

(v) 타발 시험

(vi) 인성의 평가

평가 결과를 표 3 에 나타낸다. 또, 평가 방법은 각각 다음과 같다.

일본 특허공보 제4737278호에 나타내는 바와 같이 강판으로부터 채취한 시험편을 양극으로 하여 10 ％ AA 계 전해액 (10 체적％ 아세틸아세톤－1 질량％ 테트라메틸암모늄클로라이드－메탄올 전해액) 중에서 정전류 전해를 실시하고, 이 시험편을 일정량 용해시킨 후, 구멍 직경이 20 ㎚ 인 필터를 사용하여 전해액을 여과하였다. 이어서, 얻어진 여과액 중의 Ti, Nb 및 V 량, 또한 Mo, Ta 및 W 량을, ICP 발광 분광 분석법에 의해 분석하여 구하고, 이들 값으로부터 상기 게재된 식 (1) (또는 상기 게재된 식 (2)) 에 의해, 탄소량 환산치 C* (또는 탄소량 환산치 C**) 를 구하였다.

(ii) Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량의 측정

강판으로부터 채취한 시험편을 양극으로 하여 10 ％ AA 계 전해액 중에서 정전류 전해를 실시하고, 이 시험편을 일정량 용해시켰다. 그 후, 전해에 의해 얻어진 추출 잔류물을 구멍 직경이 0.2 ㎛ 인 필터를 사용하며 여과하여, Fe 석출물을 회수하였다. 이어서, 얻어진 Fe 석출물을 혼산으로 용해시킨 후, ICP 발광 분광 분석법에 의해 Fe 를 정량하고, 그 측정치로부터 Fe 석출물 중의 Fe 량을 산출하였다.

또, Fe 석출물은 응집되어 있기 때문에 구멍 직경이 0.2 ㎛ 인 필터를 사용하며 여과를 실시함으로써, 입경이 0.2 ㎛ 미만인 Fe 석출물도 회수하는 것이 가능하다.

(iii) 압연 방향의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 평균 입경의 측정

압연 방향－판두께 방향 단면을 매립하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 판두께 1/4 위치 (강판 표면으로부터 깊이 방향에서 판두께의 1/4 에 상당하는 위치) 를 중심으로 하여 100×100 ㎛ 의 범위를, 스텝 사이즈 : 0.1 ㎛ 의 조건에서 3 군데, EBSD (전자선 후방 산란 회절법) 측정을 실시하여, 방위차 : 15°이상을 입계로 하여 압연 방향의 페라이트 입경 분포를 구하였다.

여기서, 상기와 같이 해서 얻은 강판은 모두 페라이트를 주체로 하는 조직(페라이트가 면적률로 50 ％ 이상) 을 갖고 있었다. 또, 페라이트의 면적률은, 압연 방향－판두께 방향 단면을 매립하여 연마하고, 나이탈 부식 후, 판두께 1/4 위치에 대해서 SEM (주사 전자 현미경) 을 사용하여 3000 배의 배율로 3 시야 관찰하고, 얻어진 조직 화상에 있어서의 구성 상 (相) 의 면적률을 3 시야분 산출하여, 그것들의 값을 평균함으로써 구할 수 있다. 또한, 상기 조직 화상에 있어서, 페라이트는 회색 조직 (하지 조직) 을 나타내고 있다.

또한, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포는, 이른바 절편법에 의해 구하였다. 즉, EBSD 측정에 있어서의 측정 지점마다 압연 방향과 평행하게 등간격으로 9 개 선을 긋고, 압연 방향에 있어서의 각 페라이트립의 절편 길이를 측정한다. 그리고, 측정한 절편 길이의 평균치를, 압연 방향에 있어서의 페라이트립의 평균 입경으로 하였다. 또한, 입경이 큰 것부터 차례로, 상위 5 ％ 까지의 페라이트립 입경의 평균치를, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 평균 입경으로 하였다. 또, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트립를 선정함에 있어서는, 입경 : 0.1 ㎛ 미만의 페라이트립를 제외하였다. 또한, 여기서는, 페라이트 입경 분포를 구함에 있어서, 200 개 이상의 페라이트립의 입경을 측정하였다.

(iv) 인장 시험

인장 시험은, 압연 직각 방향을 길이 방향으로 하여 JIS 5 호 인장 시험편을 잘라내고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 전체 연신율 (El) 을 평가하였다.

(v) 타발 시험

타발성은, 직경이 10 ㎜ 인 구멍을 클리어런스 20 ％ 로 3 회씩 타발하고, 타발 단면을 전체 둘레 관찰하여 균열이 발생한 부분의 둘레 길이율의 평균치 (이하, 타발 균열 길이율이라고도 한다) 를 구하였다. 이 타발 균열 길이율이 10 ％ 이하인 경우, 타발성이 우수하다고 할 수 있다.

(vi) 인성의 평가

판두께를 원래 두께인 상태로 한 (즉, 표 3 에 기재한 판두께로 한) 것 이외에는 JIS Z 2242 에 준거하여 샤르피 충격 시험에 의해 연성－취성 천이 온도 (DBTT) 를 구하였다. 여기서, V 노치 시험편은, 길이 방향이 압연 직각 방향이 되도록 제작하였다. 이 연성－취성 천이 온도 (DBTT) 가 ―40 ℃ 이하인 경우, 인성이 우수하다고 할 수 있다.

표 3 으로부터 발명예에서는 모두 인장 강도 (TS) : 780 ㎫ 이상의 고강도를 갖고, 우수한 타발과 인성을 겸비하는 고강도 박강판이 얻어짐을 알 수 있다.

또한, 도 1 및 도 2 에, 발명예 및 탄소량 환산치 C* 또는 C** 가 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, 탄소량 환산치 C* 또는 C** 와 DBTT 의 관계, 및 탄소량 환산치 C* 또는 C** 와 타발 균열 길이율의 관계를 각각 나타낸다.

도 1 및 도 2 로부터 탄소량 환산치 C* 또는 C** 를 0.010 ∼ 0.100 질량％ 의 범위로 한 경우에는, DBTT가 ―40 ℃ 이하이고 또한 타발 균열 길이율이 10 ％ 이하가 되는 것을 알 수 있다.

또한, 도 3 에, 발명예 및 Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량이 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량과 타발 균열 길이율의 관계를 나타낸다.

도 3 으로부터 Fe 석출물 중에 있어서의 Fe 량을 0.03 ∼ 0.50 질량％ 의 범위로 제어함으로써, 타발 균열 길이율이 10 ％ 이하가 되는 것을 알 수 있다.

또한, 도 4 에, 발명예 및 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경이 적정 범위 외가 되는 비교예에 대해서, (압연 방향의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 평균 입경)/(4000/TS)² 과 DBTT 의 관계를 나타낸다.

도 4 로부터 (압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경)/(4000/TS)² 이 1.0 이하, 요컨대, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서의 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경이, 인장 강도 (TS) (㎫) 과의 관계에서 (4000/TS)² ㎛ 이하가 되는 경우, DBTT가 ―40 ℃ 이하가 되는 것을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.20 ％, Si : 0.6 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.3 ∼ 3.0 ％, P : 0.10 ％ 이하, S : 0.030 ％ 이하, Al : 0.10 ％ 이하 및 N : 0.010 ％ 이하를 함유함과 함께, Ti : 0.01 ∼ 1.00 ％, Nb : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 V : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
하기 식 (1) 에서 규정하는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C* 가 0.010 ∼ 0.100 질량％ 이고,
또, Fe 석출물 중의 Fe 량이 0.03 ∼ 0.50 질량％ 이고,
또한, 압연 방향 단면의 페라이트 입경 분포에 있어서, 입경이 큰 상위 5 ％ 의 페라이트립의 평균 입경이 (4000/TS)²㎛ 이하 (TS 는 인장 강도 (㎫)) 인, 고강도 박강판.
C*＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51)×12 … (1)
여기서, [Ti], [Nb] 및 [V] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb 및 V 석출물 중의 Ti, Nb 및 V 량이다.
제 1 항에 있어서,
상기 조성으로서, 추가로 질량％ 로, Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％, Ta : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 W : 0.005 ∼ 0.50 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,
하기 식 (2) 에서 규정하는, 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물의 합계의 탄소량 환산치 C** 가 0.010 ∼ 0.100 질량％ 인, 고강도 박강판.
C**＝([Ti]/48＋[Nb]/93＋[V]/51＋[Mo]/96＋[Ta]/181＋[W]/184)×12 … (2)
여기서, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta] 및 [W] 는 각각 입경이 20 ㎚ 미만인 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 석출물 중의 Ti, Nb, V, Mo, Ta 및 W 량이다.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성으로서, 추가로, 이하의 (A) ~ (C) 중의 하나 이상을 함유하는, 고강도 박강판.
(A) 질량％ 로, Cr : 0.01 ∼ 1.00 ％, Ni : 0.01 ∼ 1.00 ％ 및 Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상
(B) 질량％ 로, Sb : 0.005 ∼ 0.050 ％
(C) 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종
제 1 항에 기재된 고강도 박강판을 제조하기 위한 방법으로서,
제 1 항에 기재된 조성을 갖는 강 슬래브에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고 권취하는 공정을 갖고,
상기 마무리 압연에 있어서의 하기 식 (3) 에서 규정하는 누적 변형 (R_t) 을 1.3 이상, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만으로 하고,
상기 마무리 압연 종료 후, 상기 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키고, 이어서 750 ∼ 600 ℃ 의 온도에서 서랭을 개시하고, 그 서랭에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 미만, 냉각 시간을 1 ∼ 10 s 로 하고, 그 서랭 종료 후, 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상으로 냉각시키는, 고강도 박강판의 제조 방법.
[수학식 3]

여기서, R_n 은, 마무리 압연을 m 개의 스탠드에서 실시하는 경우에, 상류측에서부터 n 스탠드째에서 축적되는 축적 변형으로, 다음 식과 같이 정의한다.
R_n＝－ln〔1－0.01×r_n×[1－0.01×exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]}]〕
식 중, r_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 압하율 (％), T_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 입측 온도 (℃), [C] 는 강 중의 C 의 함유량 (질량％) 이다. 또한, n 은 1 ∼ m 까지의 정수이다.
단, exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]} 가 100 을 초과하는 경우, 이 값은 100 으로 한다.
제 4 항에 있어서,
상기 열간 압연 공정 후에, 또한 0.1 ∼ 3.0 ％ 의 판두께 감소율로 가공을 실시하는, 고강도 박강판의 제조 방법.
제 2 항에 기재된 고강도 박강판을 제조하기 위한 방법으로서,
제 2 항에 기재된 조성을 갖는 강 슬래브에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고 권취하는 공정을 갖고,
상기 마무리 압연에 있어서의 하기 식 (3) 에서 규정하는 누적 변형 (R_t) 을 1.3 이상, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만으로 하고,
상기 마무리 압연 종료 후, 상기 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키고, 이어서 750 ∼ 600 ℃ 의 온도에서 서랭을 개시하고, 그 서랭에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 미만, 냉각 시간을 1 ∼ 10 s 로 하고, 그 서랭 종료 후, 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상으로 냉각시키는, 고강도 박강판의 제조 방법.
[수학식 3]

여기서, R_n 은, 마무리 압연을 m 개의 스탠드에서 실시하는 경우에, 상류측에서부터 n 스탠드째에서 축적되는 축적 변형으로, 다음 식과 같이 정의한다.
R_n＝－ln〔1－0.01×r_n×[1－0.01×exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]}]〕
식 중, r_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 압하율 (％), T_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 입측 온도 (℃), [C] 는 강 중의 C 의 함유량 (질량％) 이다. 또한, n 은 1 ∼ m 까지의 정수이다.
단, exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]} 가 100 을 초과하는 경우, 이 값은 100 으로 한다.
제 6 항에 있어서,
상기 열간 압연 공정 후에, 또한 0.1 ∼ 3.0 ％ 의 판두께 감소율로 가공을 실시하는, 고강도 박강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 고강도 박강판을 제조하기 위한 방법으로서,
제 3 항에 기재된 조성을 갖는 강 슬래브에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고 권취하는 공정을 갖고,
상기 마무리 압연에 있어서의 하기 식 (3) 에서 규정하는 누적 변형 (R_t) 을 1.3 이상, 마무리 압연 온도를 820 ℃ 이상 930 ℃ 미만으로 하고,
상기 마무리 압연 종료 후, 상기 마무리 압연 온도부터 서랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키고, 이어서 750 ∼ 600 ℃ 의 온도에서 서랭을 개시하고, 그 서랭에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 미만, 냉각 시간을 1 ∼ 10 s 로 하고, 그 서랭 종료 후, 350 ℃ 이상 530 ℃ 미만의 권취 온도까지 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상으로 냉각시키는, 고강도 박강판의 제조 방법.
[수학식 3]

여기서, R_n 은, 마무리 압연을 m 개의 스탠드에서 실시하는 경우에, 상류측에서부터 n 스탠드째에서 축적되는 축적 변형으로, 다음 식과 같이 정의한다.
R_n＝－ln〔1－0.01×r_n×[1－0.01×exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]}]〕
식 중, r_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 압하율 (％), T_n 은 상류측에서부터 n 스탠드째의 입측 온도 (℃), [C] 는 강 중의 C 의 함유량 (질량％) 이다. 또한, n 은 1 ∼ m 까지의 정수이다.
단, exp{－(11800＋2×10³×[C])/(T_n＋273)＋13.1－0.1×[C]} 가 100 을 초과하는 경우, 이 값은 100 으로 한다.
제 8 항에 있어서,
상기 열간 압연 공정 후에, 또한 0.1 ∼ 3.0 ％ 의 판두께 감소율로 가공을 실시하는, 고강도 박강판의 제조 방법.