KR20070107167A - 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20070107167A
KR20070107167A KR1020077022030A KR20077022030A KR20070107167A KR 20070107167 A KR20070107167 A KR 20070107167A KR 1020077022030 A KR1020077022030 A KR 1020077022030A KR 20077022030 A KR20077022030 A KR 20077022030A KR 20070107167 A KR20070107167 A KR 20070107167A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
hot rolled
rolled steel
ferrite
Prior art date
Application number
KR1020077022030A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100942088B1 (ko
Inventor
모토오 사토우
데츠오 소시로다
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2005092611A external-priority patent/JP3889766B2/ja
Priority claimed from JP2005092610A external-priority patent/JP3889765B2/ja
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20070107167A publication Critical patent/KR20070107167A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100942088B1 publication Critical patent/KR100942088B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 C: 0.05 내지 0.15%(질량%이 의미, 이하 동일), Si: 1.50% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 2.5%, P: 0.035% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.01% 이하(0%를 포함함), Al: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.05 내지 0.2%를 각각 함유하는 강판으로서, 금속 조직이 60 내지 95부피%의 베이나이트 이외에, 고용 강화 또는 석출 강화된 페라이트 또는 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직이며, 상기 강판의 충격 시험에서 수득되는 파면 천이 온도 vTrs가 0℃ 이하이다.

Description

확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN BORE EXPANDING WORKABILITY AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 승용차, 트럭 등의 자동차나 산업기계 등에 사용되는 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법에 관한 것으로서, 특히 그의 우수한 확공 가공성을 살려 상기 각종 용도의 부품 소재로서 유용하게 활용할 수 있는 고강도 열연 강판, 및 이러한 열연 강판을 제조하기 위한 유용한 방법에 관한 것이다.
최근, 에너지 절약의 관점에서 자동차의 연비 향상을 위한 차체의 경량화나, 자동차의 충돌 안전성의 확보 등을 배경으로 하여, 보다 고강도(예를 들면, 인장강도로 780MPa 이상)의 열연 강판의 수요가 증가해 오고 있다. 또한, 이러한 고강도 열연 강판이 사용되는 용도에 있어서, 당해 열연 강판에는 신장성은 물론, 확공 가공성이 우수할 것이 요구된다. 이러한 점에서, 소재로서 사용되는 고강도 강판에 있어서 확공성을 개선하기 위한 기술이 여러가지 제안되어 있다.
이러한 가공용 고강도 열연 강판으로서, 잔류 오스테나이트(austenite)나 마 르텐사이트(martensite)를 갖는 복합 조직 강판이 널리 알려져 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 조직으로 이루어지는 복합 조직 강판으로서, 극저 P강화(鋼化), 미세 조직이나 개재물의 최대 길이 등의 제어, 미세 조직의 경도 제어 등에 의하여 확공성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다.
예를 들면, 특허문헌 2에는, 페라이트를 주체로 한 페라이트-베이나이트 조직에서, 강(鋼) 중 Ti나 Nb와 반응하지 않는 비고정 탄소량과, 시효처리 시에 입계(粒界)로 석출되어 강도를 높이는 미석출 탄소량을 제어한 고강도 강판이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 미세 조직이 주로 페라이트로 이루어지고, 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트로 구성되는 미세 조직을 갖는 고강도 열연 강판으로 함으로써 확공 가공성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 또한, 이 기술에 있어서는, 상기 조직을 만들어 넣기 위해, 열간 압연 종료 후부터 코일로 권취하는 공정에서의 냉각 조건과 그것을 제어하기 위한 방법이 개시되어 있다.
또한, 예를 들면 특허문헌 4에는, 베이니텍 페라이트와 폴리고날 페라이트로 구성되는 미세 조직을 갖는 고강도 열연 강판으로 함으로써 확공성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 또한, 이 기술에 있어서는, 상기 조직을 만들어 넣기 위해, 열간 압연 종료 후부터 코일로 권취하는 공정에서의 냉각 조건과 그것을 제어하기 위한 방법이 개시되어 있다.
그러나, 지금까지 제안되어 있는 기술에서는 안정하고 양호한 확공 가공성을 발휘하지 못하고 있는 실정이다.
특허문헌 1: 일본 공표특허공보 제2004-536965호, 특허청구범위 등
특허문헌 2: 일본 공개특허공보 제2003-342684호, 특허청구범위 등
특허문헌 3: 일본 공개특허공보 제2004-250749호, 특허청구범위 등
특허문헌 4: 일본 공개특허공보 제2004-225109호, 특허청구범위 등
발명의 개시
발명이 해결하고자 하는 과제
본 발명은 상기한 종래의 고강도 열연 강판이 갖는 문제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 인장강도가 780MPa 이상인 고강도 열연 강판으로서, 우수한 신장성 및 확공 가공성을 갖는 고강도 열연 강판, 및 이러한 고강도 열연 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것이다.
과제를 해결하기 위한 수단
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 열연 강판은, C: 0.05 내지 0.15%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 1.50% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 2.5%, P:0.035% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.01% 이하(0%를 포함함), Al: 0.020 내지 0.15%, Ti: 0.05 내지 0.2%를 각각 함유하는 강판으로서, 금속 조직이 60 내지 95부피%의 베이나이트 이외에, 고용 강화 또는 석출 강화된 페라이트 또는 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직이며, 당해 강판의 충격 시험에서 수득되는 파면 천이 온도 vTrs가 0℃ 이하인 점을 요지로 한다.
본 발명의 열연 강판에 있어서는, 필요에 따라, (a) Ni: 1.0% 이하(0%를 포 함하지 않음), (b) Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), (c) Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), (d) Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), (e) B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음), (f) Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음),(g) Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 추가로 함유하는 것도 유효하며, 함유시키는 원소의 종류에 따라 열연 강판의 특성이 더 개선된다.
한편, 상기와 같은 열연 강판을 제조함에 있어서는, 상기 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1150 내지 1300℃의 온도 범위에서 가열하는 공정, 가열 후의 강 슬래브를 Ar3 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 강판으로 하는 공정, 열간 압연 후의 강판을 400 내지 550℃의 온도 영역까지 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상으로 냉각하여 코일로 권취하는 공정, 및 권취 후의 코일을 300℃ 이하의 온도까지 평균 냉각 속도: 50 내지 400℃/시로 냉각하는 공정을 포함하도록 하여 제조하면 좋다.
또한, C: 0.02 내지 0.10%, Si: 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 2.0%, P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.010% 이하(0%를 포함함), Al: 0.020 내지 0.15%, Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.08% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.05 내지 0.2%를 각각 함유하는 강판으로서, 금속 조직이 실질적으로 페라이트의 단상 조직이고, 당해 강판의 충격 시험에서 수득되는 파면 천이 온도 vTrs가 0℃ 이하인 점을 요지로 한다.
본 발명의 열연 강판에 있어서는, 필요에 따라, (a) Mo: 0.5% 이하(0%를 포 함하지 않음), (b) Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), (c) B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음), (d) Ca: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 추가로 함유하는 것도 유효하며, 함유시키는 원소의 종류에 따라 열연 강판의 특성이 더 개선된다. 이 중, 특히 Mo를 함유할 때에는, 하기 수학식 1을 만족하는 것이 좋다.
([Mo]/96)/([P]/31) ≥ 1.0
단, [Mo] 및 [P]는 각각 Mo 및 P의 함유량(질량%)을 나타낸다.
한편, 상기와 같은 열연 강판을 제조함에 있어서, 상기 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1150 내지 1300℃의 온도 범위에 가열하는 공정, 가열 후의 강 슬래브를 Ar3 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 강판으로 하는 공정, 열간 압연 후의 강판을 500 내지 650℃의 온도 영역까지 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상으로 냉각하여 코일로 권취하는 공정, 및 권취 후의 코일을 300℃ 이하의 온도까지 평균 냉각 속도: 50 내지 400℃/시로 냉각하는 공정을 포함하도록 하여 제조하면 좋다.
발명의 효과
본 발명에 의하면, 화학 성분 조성 및 미세 조직 이외에, 파면 천이 온도 vTrs를 적절히 제어함으로써, 신장성 및 확공 가공성이 우수한 열연 강판을 실현할 수 있고, 이러한 열연 강판은 판두께 2mm에서, 인장강도 780MPa 이상, 신장성 20% 이상, 및 확공률 60% 이상인 고강도 열연 강판이 된다. 이러한 열연 강판에서는, 종래에는 성형성의 관점에서 적용되지 않았던 열연 강판을 자동차나 산업기계 등의 다양한 부재에 적용할 수 있고, 부재의 저비용화에 기여할뿐만 아니라, 각종 부품의 판두께 감소 및 자동차의 충돌 안전성을 향상시킬 수 있고, 나아가서는 자동차의 고성능화에 기여하는 것이 된다.
도 1은 실시예 1에서의 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 실시예 1에서의 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3은 실시예 2에서의 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 4는 실시예 2에서의 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 5는 실시예 3에서의 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 6은 실시예 3에서의 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 7은 실시예 4에서의 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 8은 실시예 4에서의 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 나타낸 그래프이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
실시형태 1
본 발명자들은, 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 실현하기 위하여 다각도로 검토하였다. 그 결과, 강철의 화학 성분 조성을 적절히 조정한 다음, 제조 조건을 규제하여, 강재의 미세 조직을, 베이나이트 부피율이 60 내지 95%이고, 잔부가 TiC 및/또는 Nb나 Mo의 탄화물을 미세하게 석출시킨 페라이트 또는 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직으로 하면, 인장강도가 780MPa 이상인 강판을 실현할 수 있다는 것을 발견하였다. 또한, 코일로 권취한 후에, 권취한 코일의 냉각조건을 제어함으로써, 충격 시험에 의해 구해지는 파면 천이 온도 vTrs를 제어할 수 있게 되고, 이 파면 천이 온도 vTrs를 적절한 범위가 되도록 하면 열연 강판의 확공 가공성을 양호하게 할 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다. 이하, 본 발명이 완성된 경위에 따라, 그 작용효과에 대하여 설명한다.
780MPa 이상의 인장강도를 갖는 강판에 있어서, 신장성 및 확공 가공성(이하, 「확공성」이라고 함)을 향상시키는 데에는, 가능하면 저C화하고, 주상을 베이나이트 조직으로 함과 동시에, 고용 강화 및 석출 강화된 페라이트 조직을 적절한 부피 분율로 함유시키는 것이 유효하고, 저C화함으로써 베이나이트의 경도를 저감시켜, 베이나이트의 연성을 개선시킴과 동시에, 고용 강화나 석출 강화된 페라이트와의 경도 차이를 작게 할 수 있다는 점에서, 높은 신장성 및 높은 확공성을 확보할 수 있는 것으로 생각된다. 그러나, 동일 조성, 동일 조건으로 열간 압연된 강 판이더라도, 코일에 따라 확공성이 변화하는 경우가 있다.
그래서, 본 발명자들은 확공성과 인성(靭性)의 관계에 대하여 착안하여, 충격 시험에서 구해지는 파면 천이 온도 vTrs와 확공성의 관계에 대하여 조사하였는바, 이들에는 양호한 상관 관계가 있어서, 확공률(측정방법에 관해서는 후술함)이 60% 이상인 양호한 확공성을 확보하기 위해서는 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하가 되도록 하면 좋다는 것을 발견하였다(후기 도 1, 3 참조).
상기 파면 천이 온도 vTrs가 높은(즉, 인성값이 낮은) 강판에 대하여 보다 상세하게 조사하였는바, 저온 파괴시키면 입계 파괴하는 것, 및 이 입계 파면을 오제분석장치를 사용하여 분석하면 P의 입계 편석이 생기고 있는 것이 관찰되었다. 이에 반하여, 인성이 양호한(즉, 파면 천이 온도가 낮은) 강판에서는, 저온에서 파괴시키더라도 벽개(劈開) 파괴 밖에 보이지 않고, 입계로 편석된 원소의 유무에 대하여는 확인할 수 없는 것으로 밝혀졌다.
상기와 같은 페라이트 입계에 편석하는 P는, 권취한 코일의 냉각이 서냉으로 됨에 따라, 입자 내와 비교하여 불안정한 입계로 P가 확산·편석된 것으로 생각할 수 있었다. 본 발명자들은, 상기와 같은 P의 편석을 방지하면 인성을 양호하게 할 수 있다는 관점에서, 그 수단에 대하여 더욱 검토를 거듭한 결과, 확산 시간을 짧게 하는 것이 유효하지 않을까 하는 착상에 기초하여, 그를 위한 구체적 수단에 대하여 다양한 각도에서 검토하였다. 그 결과, 강판을 코일로 권취한 후, 300℃ 이하의 온도 범위까지 50℃/시(이하, 「℃/hr」라 함) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써, 파면 천이 온도 vTrs가 낮아져서 인성값이 향상될 수 있다는 것이 밝혀 졌다(후기 도 2, 4 참조).
본 발명의 열연 강판에서는, 그 기본적인 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 구비시키기 위하여 그 화학 성분 조성도 적절히 조정할 필요가 있는데, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성의 범위 한정 이유는 다음과 같다.
C: 0.05 내지 0.15%
C는 강도 향상 원소로서 기본적인 성분으로, 강판의 인장강도 780MPa 이상을 확보하기 위해서는 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, C 함유량이 0.15%를 초과하면, 미세 조직에 페라이트 이외의 제 2 상(예를 들면, 마르텐사이트 등)이 생성, 증가해 버려, 확공성이 열화된다. 한편, C 함유량의 바람직한 하한은 0.06%이고, 바람직한 상한은 0.10%이다.
Si : 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Si는 폴리고날 페라이트의 생성을 촉진하고, 신장성 및 확공성을 저하시키지 않고 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 지나치게 함유되면 표면 성상이 현저히 열화되는 동시에 열간 변형 저항을 증대시켜 강판의 제조가 곤란해지기 때문에 그 함유량은 1.5% 이하로 해야 한다. 한편, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.2%이고, 바람직한 상한은 1.0%이다.
Mn : 0.5 내지 2.5%
Mn은 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소로서, 780MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 적어도 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 지나치 게 함유시키면, 담금질성이 너무 높아져서 변태 생성물을 다량으로 생성하여 높은 확공률을 확보하기 어렵게 되기 때문에 2.5% 이하로 해야 한다. 한편, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.4%이고, 바람직한 상한은 2.3%이다.
P: 0.035% 이하(0%를 포함하지 않음)
P는 연성을 열화시키지 않고 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소로서, 본 발명에서는 특히 중요한 원소이다. P의 함유량이 지나치게 되면, 코일 권취 후의 냉각 중에 입계 중으로 편석하고, 인성을 열화시켜, 파면 천이 온도 vTrs를 상승시키게 된다. 이러한 점에서, P의 함유량은 0.035% 이하로 하는 것이 좋다. 한편, P 함유량의 바람직한 상한은 0.025%이다.
S: 0.01% 이하(0%를 포함함)
S는 제조 공정에서 불가피하게 혼입하는 원소이지만, 확공성에 악영향을 미치는 황화물계 개재물을 형성하기 때문에 가능하면 저감하는 것이 바람직하다. 이러한 점에서, S 함유량은 0.01% 이하로 억제하는 것이 좋다. 한편, S 함유량의 바람직한 상한은 0.008%이고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 하는 것이 좋다.
Al : 0.02 내지 0.15%
Al은 용제 제조시의 탈산 원소로서 첨가되어, 구리의 청정도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는, Al를 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 그 함유량이 지나치게 되면 알루미나계 개재물이 다량 생성되어 표면 흠집의 원인이 되기 때문에 0.15% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.025%이고, 바람직한 상한은 0.06%이다.
Ti : 0.05 내지 0.2%
Ti는 페라이트 중의 C나 N을 석출물로서 석출 강화하여 페라이트를 강화하는 동시에, 페라이트 중의 고용 C량 및 세멘타이트량을 저감하여, 확공성을 향상시키는데 유용한 원소이며, 780MPa 이상의 인장강도를 확보하는데 중요한 원소이다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, Ti 함유량을 0.05% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 지나치게 되면 연성이 열화되는 동시에 상기 효과도 포화되기 때문에 0.2% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.08%이고, 바람직한 상한은 0.18%이다.
본 발명의 열연 강판은 상기 성분 이외에 Fe 및 불가피적 불순물(예를 들면, V나 Sn 등)로 이루어지는 것이지만, 필요에 따라 Ni, Cr, Mo, Nb, B, Ca, Cu 등을 함유하는 것도 유효하다. 이들 원소를 함유시킬 때의 범위 규정 이유는 다음과 같다.
Ni : 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
Ni는 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 지나치게 되면 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 1% 이하로 하는 것이 좋다. Ni 첨가에 의한 상기 효과는 그 함유량이 증대함에 따라 커지지만, 페라이트 단상 조직강에서 780MPa 이상의 인장강도를 확보한다는 관점에서, Ni는 적어도 0.1% 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이상 함유시키는 것이 좋다. 또한, Ni 함유량의 바람직한 상한은 0.8%이고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 하는 것이 좋다.
Cr : 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cr은 강 중 C를 석출물로 하여 석출 강화하고 페라이트를 강화하는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 과잉으로 되어도 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 1.0% 이하로 하는 것이 좋다. Cr 첨가에 의한 상기 효과는 그 함유량이 증대함에 따라 커지지만, 상기 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, 그 Cr은 적어도 0.1% 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이상 함유시키는 것이 좋다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 상한은 0.8%이고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 하는 것이 좋다.
Mo : 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Mo는 탄화물로서 페라이트 중으로 석출되어 페라이트를 석출 강화하는데 매우 유용한 원소이다. 또한, 권취 코일이 냉각될 때에, 페라이트 입계로 P가 편석하고, 인성값을 저하시키며, 파면 천이 온도 vTrs가 상승하는 것을 방지하는 것에도 유효하게 작용한다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, Mo의 함유량이 지나치게 되면 그 효과가 포화되기 때문에 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Nb : 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)
Nb는 열간 압연 종료 후의 오스테나이트로부터 생성되는 페라이트를 미세화하여, 확공성 향상에 기여하는 원소이다. 또한, 강 중 C 및 N을 석출물로 하여 석출 강화하여, 페라이트를 강화하는데 유효하다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 그 함유량이 과잉으로 되어도 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 0.1% 이하로 하는 것이 좋다. Nb에 의한 상기 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상 함유시키는 것이 좋다. 한편, Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.08%이고, 보다 바람직하게는 0.07% 이하로 하는 것이 좋다.
B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
B는 강철의 입계 에너지를 저하시켜, P의 입계 편석을 억제하는데 유용한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 지나치게 함유되어도 그 효과가 포화되기 때문에 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량의 바람직한 하한은 0.001%이고, 보다 바람직한 상한은 0.005%이다.
Ca : 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
Ca는 강판 중의 황화물을 구상화하여 확공성을 향상시키는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 지나치게 되면 그 효과가 포화하기 때문에 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 첨가에 의한 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, Ca를 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca의 보다 바람직한 상한은 0.005%이다.
Cu : 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cu는 Ti, Nb와 함께 첨가한 경우, TiC 및 NbC의 균일 미세 석출을 촉진하여, 미세 석출에 의한 강도 상승과 추가로 확공성도 향상시키기 때문에 유효한 원소이지만, 그 함유량이 지나치게 되어도 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 1.0% 이하로 하는 것이 좋다. Cu 첨가에 의한 상기 효과는 그 함유량이 증가 함에 따라 커지지만, 상기 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, Cu를 적어도 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상 함유시키는 것이 좋다. 또한, Cu 함유량의 바람직한 상한은 0.8%이다.
본 발명의 열연 강판에서는, 고강도이고 높은 확공성을 가지며, 연성이 우수한 것으로 하기 위하여, 금속 조직의 구성도 중요한 요건이 된다. 고강도와 높은 확공성을 실현하기 위해서는, 고강도이면서 마르텐사이트보다도 페라이트와의 경도 차이가 작은 베이나이트를 주상으로 하고, 또한 연성을 확보하기 위하여 페라이트를 함유시킬 필요가 있다. 이러한 관점에서, 금속 조직 중의 베이나이트상을 60 내지 95부피%의 범위로 함으로써, 고강도이고 가공성이 양호한 강판으로 할 수 있다.
본 발명의 강판에 있어서의 금속 조직은, 기본적으로 (베이나이트+페라이트)이지만, 페라이트의 일부가 마르텐사이트로 되어 있어도 좋다. 한편, 본 발명에 있어서 「페라이트」라 함은, 폴리고날 페라이트, 의(擬)폴리고날 페라이트를 포함하는 것이고, 애쉬큘러 페라이트나 베이니틱 페라이트 등의 전위 밀도가 높은 조직은 본 발명에 있어서의 「베이나이트」에 포함되는 것이다.
다음으로, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 전술한 것처럼 적어도 코일 권취 후의 냉각 속도를 적절하게 제어할 필요가 있고, 다른 조건(열간 압연 조건)에 관해서는 보통의 조건에 따르면 되지만, 본 발명의 제조방법에 있어서의 기본적인 제조 조건은 다음과 같다.
본 발명의 고강도 열연 강판을 제조함에 있어서, 우선 상기한 바와 같이 화 학 성분 조성으로 제어한 강판을 통상적인 방법에 의한 슬래브 주편으로 하여, 열간 압연에 제공되도록 하지만, 이때의 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 이는 오스테나이트 중에 TiC나 Nb(C, N)가 고용하기 시작하는 온도이고, 이 온도 이상으로 가열함으로써, 첨가한 Ti나 Nb를 강 중에 효과적으로 고용시킬 수 있다. 고용한 Ti나 Nb는, 열간 압연 종료 후의 페라이트 생성시에 페라이트 중의 고용 C나 고용 N과 반응하여 화합물로서 석출되어 강판을 석출 강화함으로써, 원하는 인장강도를 얻을 수 있다. 단, 이 가열 온도가 너무 높아지면, 가열로의 손상이나 에너지 비용의 증대를 초래하기 때문에, 1300℃ 이하로 할 필요가 있다.
열간 압연에 있어서는, 기본적으로는 보통의 열간 압연 조건에 따르면 되고, 특별한 조건적 제약은 없지만, 열간 압연 마무리 온도는 오스테나이트 단상 온도 영역인 Ar3 변태점 이상의 온도로 할 필요가 있다. 열간 압연 온도가 저하되어 Ar3 변태점 미만으로 되면, 열간 압연이 페라이트-오스테나이트의 2상 조직으로 종료하게 되기 때문에, 가공 페라이트(가공 조직의 의미)가 남아, 연성 및 확공성이 열화된다. 또한, 표층부에 조대 조직이 형성되어, 신장성이 저하된다. 또한, 열간 압연 중에 고용 Nb나 고용 Ti가 탄질화물로 석출되지만, 이 석출물은 강도 상승에는 기여하지 않는다. 그 결과, 페라이트 중으로 석출되어 페라이트의 강도 상승에 관여할 수 없게 되고, 본래의 첨가 목적인 석출 강화량이 감소해 버려, 강재의 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다.
열간 압연 종료 후의 냉각에서는, 400 내지 550℃의 권취 온도 범위까지, 평 균 냉각 속도를 30℃/초(이하, 「℃/s」라고 함) 이상으로 냉각할 필요가 있는데, 이는 오스테나이트로부터 생성되는 베이나이트 조직을 균일한 정(整)세립 조직으로 하여, 연성 및 확공성을 향상시키기 위함이다. 즉, 이때의 평균 냉각 속도가 30℃/s보다도 느리면, 변태 후의 페라이트가 조대화되고 또한 베이나이트 내부로 석출되는 탄화물의 응집, 성장이 진행하여, 조대 탄화물이 생성되고 연성 및 확공성이 열화되게 된다.
권취 온도를 400 내지 550℃의 온도 범위로 하는 것은, 강철의 미세 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하기 위함이다. 즉, 권취 온도가 400℃보다 낮으면, 마르텐사이트 조직이 생성되어 확공성이 저하된다. 또한, 탄질화물의 석출 강화량이 부족해져 버려, 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다.
한편, 권취 온도가 550℃를 넘어 고온이 되면, 세멘타이트가 석출되고 펄라이트 조직이 혼입되어 강도가 오히려 저하된다. 또한, 확공성도 저하된다. 이러한 점에서, 권취 온도는 400 내지 550℃의 온도 범위로 할 필요가 있고, 바람직하게는 400 내지 500℃의 온도 범위로 하는 것이 좋다.
권취 후의 코일의 냉각에서는, 강 중 P의 페라이트 입계로의 편석을 방지하기 위하여, 권취 온도로부터 300℃ 이하의 온도 범위까지의 평균 냉각 속도를 50℃/hr 이상으로 할 필요가 있다. 이 평균 냉각 속도보다도 느리면, 냉각 중에 페라이트 입계로의 P의 석출이 일어나, 충격 시험에서 구해지는 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성을 얻을 수 없게 된다.
한편, 코일에 권취 후의 냉각 속도를 상기와 같이 확보하는 수단에 관해서 는, 특별히 한정되는 것이 아니지만, 예를 들어 권취 코일에 송풍기를 사용하여 충풍 냉각하는 방법, 충풍에 분무제(mist)를 포함시켜서 (충풍+분무제) 냉각하는 방법, 권취 코일에 산수(散水) 노즐을 사용하여 수냉하는 방법, 또는 수조에 권취 코일을 침지하는 방법 등을 들 수 있다.
실시형태 2
본 발명자들은 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 실현하기 위하여 다양한 각도로 검토했다. 그 결과, 강철의 화학 성분 조성을 적절히 조정한 뒤에, 제조조건을 규제하여, 강재의 미세 조직을 페라이트 단상 조직으로 하고, 또한 TiC 및/또는 Nb나 Mo의 탄화물을 이 조직 중으로 미세하게 석출되도록 하면, 인장강도가 780MPa 이상인 강판을 실현할 수 있음을 발견하였다. 또한, 코일로 권취한 후에, 권취 코일의 냉각조건을 제어함으로써, 충격 시험에 의해 구해지는 파면 천이 온도 vTrs의 제어가 가능해지고, 이 파면 천이 온도 vTrs를 적절한 범위가 되도록 하면 열연 강판의 확공 가공성을 양호하게 할 수 있음을 발견하여 본 발명을 완성하였다. 이하, 본 발명이 완성된 경위에 따른 작용효과에 대하여 설명한다.
780MPa 이상의 인장강도를 갖는 강판에 있어서, 신장성 및 확공 가공성(확공성)을 향상시키기 위해서는, 가능하면 저C화하고 주상을 페라이트 조직으로 하여 고용 강화 및 석출 강화한 조직으로 함으로써, 수득되는 강판 내의 조직이나 경도가 균일하게 된다는 점에서, 높은 신장성와 높은 확공성을 확보할 수 있는 것으로 생각된다. 그러나, 동일 조성, 동일 조건으로 열간 압연된 강판이더라도, 코일에 의해서 확공성이 변화될 수 있다.
그래서, 본 발명자들은 확공성과 인성의 관계에 대하여 착안하여, 충격 시험에서 구해지는 파면 천이 온도 vTrs와 확공성의 관계에 대하여 조사하였는바, 이들에는 양호한 상관관계가 있어서, 확공률(측정방법에 관해서는 후술함)이 60% 이상인 양호한 확공성을 확보하기 위해서는 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하가 되도록 하면 좋다는 것을 발견하였다(후기 도 5, 7 참조).
상기 파면 천이 온도 vTrs가 높은(즉, 인성값이 낮은) 강판에 대하여 보다 상세하게 조사하였는바, 저온 파괴시키면 입계 파괴하는 것, 및 이 입계 파면을 오제분석장치를 사용하여 분석하면 P의 입계 편석이 생기고 있는 것을 관찰하였다. 이에 반하여, 인성이 양호한(즉, 파면 천이 온도가 낮은) 강판에서는, 저온에서 파괴시키더라도 벽개 파괴 밖에 보이지 않고, 입계로 편석된 원소의 유무에 대해서는 확인할 수 없는 것으로 밝혀졌다.
상기와 같은 페라이트 입계에 편석하는 P는, 권취한 코일의 냉각이 서냉으로 됨에 따라, 입자 내와 비교하여 불안정한 입계로 P가 확산·편석한 것으로 생각할 수 있었다. 본 발명자들은, 상기와 같은 P의 편석을 방지하면 인성을 양호하게 할 수 있다는 관점에서, 그 수단에 대하여 더욱 검토를 거듭한 결과, 확산 시간을 짧게 하는 것이 유효하지 않을까 하는 착상에 기초하여, 그를 위한 구체적 수단에 대하여 다양한 각도에서 검토를 더하였다. 그 결과, 강판을 코일로 권취한 후, 300℃ 이하의 온도 범위까지 50℃/시 이상의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써, 파면 천이 온도 vTrs가 낮아져서 인성값이 향상될 수 있다는 것이 판명되었다(후기 도 6, 8 참조).
본 발명의 열연 강판에서는, 그 기본적인 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 구비시키기 위하여 그 화학 성분 조성도 적절히 조정할 필요가 있지만, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성의 범위 한정 이유는 다음과 같다.
C: 0.02 내지 0.10%
C는 강도 향상 원소로서 기본적인 성분으로, 강판의 인장강도 780MPa 이상을 확보하기 위해서는 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, C 함유량이 0.10%를 초과하면, 미세 조직에 페라이트 이외의 제 2 상(예를 들면, 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등)이 생성, 증가해 버려, 확공성이 열화된다. 한편, C 함유량의 바람직한 하한은 0.03%이고, 바람직한 상한은 0.06%이다.
Si : 1.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Si는 폴리고날 페라이트의 생성을 촉진하고, 신장성 및 확공성을 저하시키지 않고 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 지나치게 함유되면 표면 성상이 현저히 열화되는 동시에 열간 변형 저항을 증대시켜 강판의 제조가 곤란해지기 때문에 그 함유량은 1.5% 이하로 해야 한다. 한편, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.2%이고, 바람직한 상한은 1.0%이다.
Mn : 0.5 내지 2.0%
Mn은 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소로서, 780MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 적어도 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 지나치게 함유시키면, 담금질성이 너무 높아져서 변태 생성물을 다량으로 생성하여 높은 확공률을 확보하기 어렵게 되기 때문에 2.0% 이하로 해야 한다. 한편, Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.7%이고, 바람직한 상한은 1.9%이다.
P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)
P는 연성을 열화시키지 않고 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소로서, 본 발명에서는 특히 중요한 원소이다. P의 함유량이 지나치게 되면 , 코일 권취 후의 냉각 중에 입계 중으로 편석하고, 인성을 열화시켜, 파면 천이 온도 vTrs를 상승시키게 된다. 이러한 점에서, P의 함유량은 0.025% 이하로 하는 것이 좋다. 한편, P 함유량의 바람직한 상한은 0.015%이다.
S: 0.01% 이하(0%를 포함함)
S는 제조 공정에서 불가피하게 혼입하는 원소이지만, 확공성에 악영향을 미치는 황화물계 개재물을 형성하기 때문에, 가능하면 저감하는 것이 바람직하다. 이러한 점에서, S 함유량은 0.01% 이하로 억제하는 것이 좋다. 한편, S 함유량의 바람직한 상한은 0.005%이고, 보다 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.
Al : 0.02 내지 0.15%
Al은 용제 제조시의 탈산 원소로서 첨가되어, 구리의 청정도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는, Al이 0.02% 이상 함유될 필요가 있지만, 그 함유량이 지나치게 되면 알루미나계 개재물이 다량 생성되어 표면 흠집의 원인이 되기 때문에 0.15% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.03%이고, 바람직한 상한은 0.06%이다.
Ni : 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
Ni는 강철을 고용 강화하는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 지나치게 되면 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 1% 이하로 하는 것이 좋다. Ni 첨가에 의한 상기 효과는 그 함유량이 증대함에 따라 커지지만, 페라이트 단상 조직강에서 780MPa 이상의 인장강도를 확보한다는 관점에서, Ni는 적어도 0.1% 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상 함유시키는 것이 좋다. 또한, Ni 함유량의 바람직한 상한은 0.8%이고, 보다 바람직하게는 0.6% 이하로 하는 것이 좋다.
Cr : 1% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cr은 강 중 C를 석출물로 하여 석출 강화하고 페라이트를 강화하는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 과잉으로 되어도 그 효과가 포화되어 경제적으로 불리해지기 때문에 1% 이하로 하는 것이 좋다. Cr 첨가에 의한 상기 효과는 그 함유량이 증대함에 따라 커지지만, 상기 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, 그 Cr을 적어도 0.1% 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상 함유시키는 것이 좋다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 상한은 0.8%이고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하로 하는 것이 좋다.
Nb : 0.08% 이하(0%를 포함하지 않음)
Nb는 열간 압연 종료 후의 오스테나이트로부터 생성되는 페라이트를 미세화하여, 확공성 향상에 기여하는 원소이다. 또한, 강 중 C 및 N을 석출물로 하여 석출 강화하여, 페라이트를 강화하는데 유효하다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 그 함유량이 과잉으로 되어도 그 효과가 포화하여 경제적으로 불리해지기 때문에 0.08% 이하로 하는 것이 좋다. Nb에 의한 상기 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, 0.01% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.06%이고, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 하는 것이 좋다.
Ti : 0.05 내지 0.2%
Ti는 페라이트 중의 C나 N을 석출물로서 석출 강화하여 페라이트를 강화하는 동시에, 페라이트 중의 고용 C량 및 세멘타이트량을 저감하여 확공성을 향상시키는데 유용한 원소이며, 780MPa 이상의 인장강도를 확보하는데 중요한 원소이다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, Ti 함유량을 0.05% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 지나치게 되면, 연성이 열화되는 동시에 상기 효과도 포화되기 때문에 0.2% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.08%이고, 바람직한 상한은 0.15%이다.
본 발명의 열연 강판은 상기 성분 이외에 Fe 및 불가피적 불순물(예를 들면, V나 Sn 등)로 이루어지는 것이지만, 필요에 따라 Mo, Cu, B, Ca 등을 함유하는 것도 유효하다. 이들 원소를 함유시킬 때의 범위 규정 이유는 다음과 같다.
Mo : 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
Mo는 탄화물로서 페라이트 중으로 석출되어, 페라이트를 석출 강화하는데 매우 유효한 원소이다. 또한, 권취 코일이 냉각될 때에, 페라이트 입계로 P가 편석하고, 인성값을 저하시키며, 파면 천이 온도 vTrs가 상승하는 것을 방지하는 것에도 유효하게 작용한다. 이러한 효과를 발휘하기 위하여 필요한 Mo량은 P 함유량에 따라 변화하지만, Mo과 P의 원자비가 1.0 이상이 되는 양[즉, 하기 수학식 1의 식 을 만족하는 양]을 함유시키는 것이 좋다. 단, Mo의 함유량이 과도해지면 그 효과가 포화되기 때문에, Mo 함유량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
[수학식 1]
([Mo]/96)/([P]/31) ≥ 1.0
단, [Mo] 및 [P]는 각각 Mo 및 P의 함유량(질량%)을 나타낸다.
Cu : 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cu는 강철의 기계적 강도를 높이고 재질을 개선하는 효과가 있다. 이러한 효과는 Cu의 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 지나치게 함유시키면 오히려 가공성을 열화시키기 때문에 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 발휘하기 위한 Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.05%이고, 보다 바람직한 상한은 0.5%이다.
B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)
B는 강철의 입계 에너지를 저하시켜, P의 입계 파괴를 억제하는데 유용한 원소이다. 이러한 효과는 그 함유량이 증가함에 따라 커지지만, 지나치게 함유되어도 그 효과가 포화되기 때문에 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량의 바람직한 하한은 0.001%이고, 보다 바람직한 상한은 0.005%이다.
Ca : 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)
Ca는 강판 중의 황화물을 구상화하여 확공성을 향상시키는데 유용한 원소이지만, 그 함유량이 지나치게 되면 그 효과가 포화하기 때문에, 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 첨가에 의한 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는, Ca를 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Ca의 보다 바람직한 상한은 0.004%이다.
본 발명의 열연 강판에서는, 그 미세 조직은 실질적으로 페라이트 단상 조직으로 이루어지는 것이다. 여기서 「실질적으로 페라이트 단상 조직」이라 함은, 페라이트상이 적어도 90면적% 이상인 것을 의미한다. 따라서, 본 발명의 강판에는, 그 조직 중에 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등의 각 조직이 기본으로 포함되지 않는다(10면적% 이하). 또한, 본 발명에 있어서 「페라이트」라 함은, 폴리고날 페라이트, 의폴리고날 페라이트를 포함하지만, 애쉬큘러 페라이트나 베이니틱 페라이트 등은 전위 밀도가 높기 때문에 고연성을 얻기에는 적합하지 않다는 관점에서 본 발명에 있어서의 「페라이트」에는 포함되지 않는다.
다음으로, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 전술한 것처럼 적어도 코일 권취 후의 냉각 속도를 적절하게 제어할 필요가 있고, 다른 조건(열간 압연 조건)에 관해서는 보통의 조건에 따르면 되지만, 본 발명의 제조방법에 있어서의 기본적인 제조 조건은 다음과 같다.
본 발명의 고강도 열연 강판을 제조함에 있어서는, 우선 상기한 바와 같이 화학 성분 조성으로 제어한 강판을 통상적인 방법에 의한 슬래브 주편으로 하여, 열간 압연에 제공되도록 하지만, 이때의 슬래브 가열 온도는 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 이는 오스테나이트 중에 TiC나 Nb(C, N)가 고용하기 시작하는 온도이고, 이 온도 이상으로 가열함으로써 첨가한 Ti나 Nb를 강 중에 효과적으로 고용 시킬 수 있다. 고용한 Ti나 Nb는, 열간 압연 종료 후의 페라이트 생성시에 페라이트 중의 고용 C나 고용 N을 석출시켜 강판을 석출 강화함으로써 원하는 인장강도를 얻을 수 있다. 단, 이 가열 온도가 너무 높아지면, 가열로의 손상이나 에너지 비용의 증대를 초래하기 때문에, 1300℃ 이하로 할 필요가 있다.
열간 압연에 있어서는, 기본적으로는 보통의 열간 압연 조건에 따르면 되고, 특별한 조건적 제약은 없지만, 열간 압연 마무리 온도는 오스테나이트 단상 온도 영역인 Ar3 변태점 이상의 온도로 할 필요가 있다. 열간 압연 온도가 저하되어 Ar3 변태점 미만으로 되면, 열간 압연이 페라이트-오스테나이트의 2상 조직으로 종료하게 되기 때문에, 가공 페라이트(가공 조직의 의미)가 남아, 연성 및 확공성이 열화된다. 또한, 표층부에 조대 조직이 형성되어, 신장성이 저하된다. 또한, 열간 압연 중에 고용 Nb나 고용 Ti가 탄질화물로 석출되지만, 이 석출물은 강도 상승에는 기여하지 않는다. 그 결과, 페라이트 중으로 석출되어 페라이트의 강도 상승에 관여할 수 없게 되고, 본래의 첨가 목적인 석출 강화량이 감소해 버려, 강재의 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다.
열간 압연 종료 후의 냉각에서는, 500 내지 650℃의 권취 온도 범위까지 평균 냉각 속도를 30℃/초 이상으로 냉각할 필요가 있는데, 이는 오스테나이트로부터 생성되는 페라이트 조직을 균일한 정세립 조직으로 하기 위함이다. 즉, 이때의 평균 냉각 속도가 30℃/s보다도 느리면, 변태 후의 페라이트가 조대화되고 확공성이 열화하게 된다.
권취 온도를 500 내지 650℃의 온도 범위로 하는 것은, 강철의 미세 조직을 페라이트 단상 조직으로 하기 위함이다. 즉, 권취 온도가 500℃보다 낮으면, 베이나이트 조직이 혼입되어 버려, 신장성이 저하된다. 또한, 탄질화물의 석출 강화량이 부족해져 버려, 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 보다 우수한 신장성을 확보하기 위해서는 권취 온도를 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 권취 온도가 650℃를 넘어 고온이 되면, 석출 강화에 기여하는 탄·질화물(탄화물, 질화물 및 탄질화물)의 석출 사이즈가 조대화되고, 강도가 오히려 저하된다. 이러한 점에서, 권취 온도는 500 내지 650℃의 온도 범위로 할 필요가 있고, 바람직하게는 550 내지 650℃의 온도 범위로 하는 것이 좋다.
권취 후의 코일의 냉각에서는, 강 중 P의 페라이트 입계로의 편석을 방지하기 위하여, 권취 온도로부터 300℃ 이하의 온도 범위까지의 평균 냉각 속도를 50℃/hr 이상으로 할 필요가 있다. 이 평균 냉각 속도보다도 느리면, 냉각 중에 페라이트 입계로의 P의 석출이 일어나, 충격 시험에서 구해지는 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성을 얻을 수 없게 된다.
한편, 코일에 권취 후의 냉각 속도를 상기와 같이 확보하는 수단에 관해서는, 특별히 한정되는 것이 아니지만, 예를 들면 권취 코일에 송풍기를 사용하여 충풍 냉각하는 방법, 충풍에 분무제를 포함시켜서 (충풍+분무제) 냉각하는 방법, 권취 코일에 산수 노즐을 사용하여 수냉하는 방법, 또는 수조에 권취 코일을 침지하는 방법 등을 들 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예에 의해서 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니라, 전·후기하는 취지에 따라 설계변경하는 것은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.
한편, 실시예 1, 2는 상술한 실시형태 1에 관련된 것이고, 실시예 3, 4는 상술한 실시형태 2에 관련된 것이다.
실시예 1
하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성을 갖는 각종 강 슬래브를, 1250℃의 슬래브 가열 온도에서 30분 유지한 후, 보통의 열간 압연 공정에 의해 마무리 압연 온도 900℃에서 두께: 4mm의 열연 강판을 수득했다. 그 후, 평균 냉각 속도: 30℃/s로 냉각하고, 전기 가열로를 이용한 600℃의 권취 온도에서 30분 권취 처리 후, 그 후의 냉각 속도를 바꾸기 위하여 냉각 속도를 제어한 노냉각, 노로부터 취출 후에 방냉, 충풍 냉각, (충풍+분무제) 냉각, 샤워 냉각, 수조에의 침지 등에 의한 냉각을 하여, 각종 열연 강판을 수득했다.
Figure 112007069313418-PCT00001
이렇게 하여 수득된 열연 강판에 대하여, JIS 5호 시험편에 의한 압연 방향에 직각 방향(C 방향)의 충격 시험을 하여 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 측정하고, 확공성을 하기의 방법에 의해서 측정한 확공률 λ로 평가하는 동시에, 파면 천이 온도 vTrs를 하기의 방법에 의해서 측정했다. 또한, 각 강판의 미세 조직을 나이탈 부식 후, 주사형 전자현미경으로 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 동정하고, 화상 해석 장치로 베이나이트 면적률을 측정했다. 한편, 충격 시험편은 수득된 열연 강판의 양면을 연삭(硏削)하여, 두께: 2.5mm의 서브 사이즈 시험편으로 시험을 했다.
[확공률 λ 측정법]
초기 구멍 직경: 10mm(d0)의 펀칭 구멍을 60°원추 펀치로 펀칭하는 측으로부터 팽창시켜, 균열이 판두께 방향으로 관통한 시점에서의 구멍 직경 d(mm)를 측정하여, 다음 식으로 확공률 λ를 측정했다.
λ = {(d-d0)/d0}×100(%)[d0 = 10mm]
[파면 천이 온도 vTrs의 측정방법]
기계 가공에 의하여 제작된 JIS 4호 충격 시험편을 사용하여, JIS Z2242에 준거한 시험방법으로 충격 시험을 하여, JIS에 준거한 방법으로 취성 파면율(또는 「연성 파면율」)을 구하여, (시험 온도 vs 연성 파면율)의 곡선으로부터, 연성 파면율이 50%가 되는 천이온도 vTrs를 구하였다.
보다 구체적으로는, 시험 온도는 10℃ 또는 20℃ 간격으로 변화시켰다. 그때, 시험 온도(시험편 온도)의 관리에 관해서는, JIS Z2242에서 정하는 조건에 따랐다. 그리고, 충격 시험을 한 다음, 시험편 파면을 관찰하여, 취성 파면을 나타내는 영역과 연성 파면을 나타내는 영역을 구별하여 동 JIS의 규정에 따라 하기 식을 이용하여 취성 파면율을 산출했다.
B = C/A×100(%)
여기서, B: 취성 파면율(%), C: 취성 파면의 면적, A: 파면의 전체 면적
다음으로, 시험 온도와 취성 파면율을 플롯팅하여 근사곡선을 구하여, 그 근사곡선이 취성 파면율 50%를 나타내는 시험 온도를 천이온도 vTrs로 했다.
이들 결과를, 제조조건과 함께 하기 표 2에 나타낸다. 또한, 이들 결과에 근거하여, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 도 1에, 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 도 2에 각각 나타낸다.
Figure 112007069313418-PCT00002
도 1로부터 명확한 바와 같이, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ에는 양호한 상관관계가 인정되고, 목표로 하는 양호한 확공률 λ(λ=60%)를 확보하기 위해서는 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하로 하면 좋은 것을 알 수 있다. 한편, 확공성의 좋고 나쁨을 판정하는 기준은 「확공률 λ: 60% 이상」으로 하지만, 이는 고강도 열연 강판이 적용되는 각종 부재에 가공할 때 요구되는 특성 레벨이다.
한편, 도 2로부터 명확한 바와 같이, 권취 코일의 냉각을 모의한 냉각 속도에 의해, 확공률 λ에 영향을 주는 파면 천이 온도 vTrs가 변화하는 것을 알 수 있다. 이때, 파면 천이 온도 vTrs를 목표로 하는 0℃ 이하로 확보하기 위해서는, 평균 냉각 속도에서 50℃/hr 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다는 것을 알 수 있다.
이때의 충격 시험편에 대한 파면을 SEM 관찰하였는바, 파면 천이 온도 vTrs가 높은 시험편에서의 취성 파면에는 입계 파면이 관찰되었다. 이에 반하여, 파면 천이 온도 vTrs가 낮은 시험편의 취성 파면에서는 벽개 파면만 관찰되었다. 그래서, 이 입계 파면부를 오제 전자 분광분석기를 사용하여 측정한 결과, 입계에서 고농도의 P를 검출하였다. 따라서, 이 페라이트 입계로 편석된 P가 모재의 인성값을 저하시켜서, 확공 시험시의 균열전파를 억제할 수 없게 되어, 낮은 특성이 되는 것으로 생각되었다. 즉, 코일 권취 후의 냉각 속도를 제어함으로써, 페라이트 입계로 편석하는 P의 확산이 억제되어, 확공률 入값이 높은 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.
실시예 2
하기 표 3에 나타내는 화학 성분 조성을 갖는 각종 강 슬래브를, 1250℃의 슬래브 가열 온도에서 30분 유지한 후, 보통의 열간 압연 공정에 의해 마무리 압연 온도 900 내지 930℃에서 두께: 4mm의 열연 강판을 수득했다. 그 후, 평균 냉각 속도: 30℃/초로 냉각하고, 전기 가열로를 사용한 450 내지 650℃의 권취 온도에서 30분 권취 처리 후, 그 후의 냉각 속도를 바꾸기 위하여 냉각 속도를 제어한 노냉각, 노로부터 취출 후에 방냉, 충풍 냉각, (충풍+분무제) 냉각, 샤워 냉각, 수조에의 침지 등에 의한 냉각을 하여, 각종 열연 강판을 수득했다.
Figure 112007069313418-PCT00003
이렇게 하여 수득된 열연 강판에 대하여, JIS 5호 시험편에 의한 압연 방향에 직각 방향의 인장시험을 하여 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 측정하는 동시에, 확공성 및 파면 천이 온도를 실시예 1과 같은 방법으로 측정했다. 그 결과를 제조조건(압연 마무리 온도, 권취 온도, 권취 후의 냉각 속도)과 함께 하기 표 4에 나타낸다. 또한, 이들 결과에 근거하여, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 도 3에, 코일 권취 후의 평균 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 도 4에 각각 나타낸다.
Figure 112007069313418-PCT00004
도 3으로부터 명확한 바와 같이, 실시예 1과 마찬가지로 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ에는 양호한 상관관계가 인정되어, 목표로 하는 양호한 확공률 λ(λ=60%)를 확보하기 위해서는, 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하로 하면 좋다는 것을 알 수 있다. 또한, 도 4로부터 명확한 바와 같이, 권취 코일의 냉각을 모의한 냉각 속도에 의하여 확공률 λ에 영향을 주는 파면 천이 온도 vTrs가 변화하는 것을 알 수 있다. 이때, 파면 천이 온도 vTrs를 목표로 하는 0℃ 이하로 확보하기 위해서는, 평균 냉각 속도에서 50℃/hr 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다는 것을 알 수 있다. 한편, 도 4의 파선으로 둘러싸인 부분은, 화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어남으로써 파면 천이 온도 vTrs가 상승한 것이다.
또한, 이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No. 1-12 내지 15, 1-17, 1-18, 1-20 내지 25, 1-27, 1-28, 1-30, 1-31의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건 모두를 만족하는 것으로서, 기계적 특성 및 확공률 모두 양호하고, 고강도이며, 가공성이 양호한 열간 압연 강판을 실현할 수 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 시험 No. 1-16, 1-19, 1-26, 1-29, 1-32 내지 39의 것에서는, 본 발명에서 규정하는 요건 중 무엇인가를 결하고 있어서, 기계적 특성 및 확공성 중 적어도 어느 것의 특성이 열화되어 있다.
우선, 시험 No. 1-16, 1-19, 1-26, 1-29의 것에서는, 코일 권취 후의 평균 냉각 속도가 느리고, 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성이 얻어지지 않는다. 또한, 시험 No. 1-32, 1-33의 것에서는, Si 함유량이 과도한 강판으로서(표 3의 강철종 1-J), 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서 양호한 확공성이 얻어지지 않는다.
시험 No. 1-34, 1-35의 것에서는, Mn 함유량이 과도한 강판으로서(표 3의 강철종 1-K), 연성(신장성)이 저하되는 동시에, 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성이 얻어지지 않는다. 시험 No. 1-36의 것에서는, P 함유량이 과도한 강판으로서(표 3의 강철종 1-L), 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서 양호한 확공성이 얻어지지 않는다.
시험 No. 1-37, 1-38의 것은, Ti 함유량 및 C 함유량이 각각 과도한 강판으로서(표 3의 강철종 1-M, 1-N), 연성(신장성)이 저하되어 있다. 시험 No. 1-39의 것에서는, C 함유량이 부족하여(표 3의 강철종 1-0), 인장강도가 저하되어 있다.
실시예 3
하기 표 5에 나타내는 화학 성분 조성을 갖는 각종 강 슬래브를, 1250℃의 슬래브 가열 온도에서 30분 유지한 후, 보통의 열간 압연 공정에 의해 마무리 압연 온도 900℃에서 두께: 4mm의 열연 강판을 수득했다. 그 후, 평균 냉각 속도: 30℃/s로 냉각하고, 전기 가열로를 이용한 600℃의 권취 온도에서 30분 권취 처리 후, 그 후의 냉각 속도를 바꾸기 위하여 냉각 속도를 제어한 노냉각, 노로부터 취출 후에 방냉, 충풍 냉각, (충풍+분무제) 냉각, 샤워 냉각, 수조에의 침지 등에 의한 냉각을 하여, 각종 열연 강판을 수득했다.
Figure 112007069313418-PCT00005
이렇게 하여 수득된 열연 강판에 대하여, JIS 5호 시험편에 의한 압연 방향에 직각 방향(C 방향)의 충격 시험을 하여 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 측정하고, 확공성을 하기의 방법에 의해서 측정한 확공률 λ로 평가하는 동시에, 파면 천이 온도 vTrs를 하기의 방법에 의해서 측정했다. 또한, 각 강판의 미세 조직을 광학현미경으로 관찰했다. 한편, 충격 시험은 수득된 열연 강판의 양면을 연삭하여, 두께: 2.5mm의 서브 사이즈 시험편으로 시험을 했다.
[확공률 λ 측정법]
초기 구멍 직경: 10mm(d0)의 펀칭 구멍을 60°원추 펀치로 펀칭하는 측으로부터 팽창시켜, 균열이 판두께 방향으로 관통한 시점에서의 구멍 직경 d(mm)를 측정하여, 다음 식으로 확공률 λ를 측정했다.
λ = {(d-d0)/d0}×100(%)[d0 = 10mm]
[파면 천이 온도 vTrs의 측정방법]
기계 가공에 의하여 제작된 JIS 4호 충격 시험편을 사용하여, JIS Z2242에 준거한 시험방법으로 충격 시험을 하여, JIS에 준거한 방법으로 취성 파면율(또는 「연성 파면율」)을 구하여, (시험 온도 vs 연성 파면율)의 곡선으로부터, 연성 파면율이 50%가 되는 천이온도 vTrs를 구하였다. 상세한 내용은 실시예 1에서 설명한 것과 같다.
이들 결과를 제조조건과 함께 하기 표 6에 나타낸다. 또한, 이들 결과에 근거하여, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 도 5에, 코일 권취 후의 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 도 6에 각각 나타낸다.
Figure 112007069313418-PCT00006
도 5로부터 명확한 바와 같이, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ에는 양호한 상관관계가 인정되어, 목표로 하는 양호한 확공률 λ(λ=60%)을 확보하기 위해서는 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하로 하면 좋다는 것을 알 수 있다. 한편, 확공성의 좋고 나쁨을 판정하는 기준은 「확공률 λ: 60% 이상」으로 하지만, 이는 고강도 열연 강판이 적용되는 각종 부재에 가공할 때 요구되는 특성 레벨이다.
한편, 도 6으로부터 명확한 바와 같이, 권취 코일의 냉각을 모의한 냉각 속도에 의해, 확공률 λ에 영향을 주는 파면 천이 온도 vTrs가 변화하는 것을 알 수 있다. 이때, 파면 천이 온도 vTrs를 목표로 하는 0℃ 이하로 확보하기 위해서는, 평균 냉각 속도에서 50℃/hr 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다는 것을 알 수 있다.
이때의 충격 시험편에 대한 파면을 SEM 관찰하였는바, 파면 천이 온도 vTrs가 높은 시험편에서의 취성 파면에서는 입계 파면이 관찰되었다. 이에 반하여, 파면 천이 온도 vTrs가 낮은 시험편의 취성 파면에서는 벽개 파면만 관찰되었다. 그래서, 이 입계 파면부를 오제 전자 분광분석기를 사용하여 측정한 결과, 입계에서 고농도의 P를 검출하였다. 따라서, 이 페라이트 입계로 편석된 P가 모재의 인성값을 저하시켜서, 확공 시험시의 균열전파를 억제할 수 없게 되어, 낮은 특성이 되는 것으로 생각되었다. 즉, 코일 권취 후의 냉각 속도를 제어함으로써, 페라이트 입계로 편석하는 P의 확산이 억제되어, 확공률 λ값이 높은 특성을 얻을 수 있다는 것을 알 수 있다.
실시예 4
하기 표 7에 나타내는 화학 성분 조성을 갖는 각종 강 슬래브를, 1250℃의 슬래브 가열 온도에서 30분 유지한 후, 보통의 열간 압연 공정에 의해 마무리 압연 온도 900 내지 930℃에서 두께: 4mm의 열연 강판을 수득했다. 그 후, 평균 냉각 속도: 30℃/s로 냉각하고, 전기 가열로를 사용한 450 내지 650℃의 권취 온도에서 30분 권취 처리 후, 그 후의 냉각 속도를 바꾸기 위하여 냉각 속도를 제어한 노냉각, 노로부터 취출 후에 방냉, 충풍 냉각, (충풍+분무제) 냉각, 샤워 냉각, 수조에의 침지 등에 의한 냉각을 하여, 각종 열연 강판을 수득했다.
Figure 112007069313418-PCT00007
이렇게 하여 수득된 열연 강판에 대하여, JIS 5호 시험편에 의한 압연 방향에 직각 방향의 충격 시험을 하여 기계적 특성(항복강도 YS, 인장강도 TS, 신장성 EL 등)을 측정함과 동시에, 확공성 및 파면 천이 온도를 실시예 3과 같은 방법으로 측정하였다. 그 결과를 제조조건(압연 마무리 온도, 권취 온도, 권취 후의 냉각 속도)과 함께 하기 표 8에 나타낸다. 또한, 이들 결과에 근거하여, 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ의 관계를 도 7에, 코일 권취 후의 평균 냉각 속도와 파면 천이 온도 vTrs의 관계를 도 8에 각각 나타낸다.
Figure 112007069313418-PCT00008
도 7로부터 명확한 바와 같이, 실시예 1과 마찬가지로 파면 천이 온도 vTrs와 확공률 λ에는 양호한 상관관계가 인정되어, 목표로 하는 양호한 확공률 λ(λ=60%)를 확보하기 위해서는 파면 천이 온도 vTrs를 0℃ 이하로 하면 좋다는 것을 알 수 있다. 또한, 도 8로부터 명확한 바와 같이, 권취 코일의 냉각을 모의한 냉각 속도에 의하여 확공률 λ에 영향을 주는 파면 천이 온도 vTrs가 변화하는 것을 알 수 있다. 이때, 파면 천이 온도 vTrs를 목표로 하는 0℃ 이하로 확보하기 위해서는 평균 냉각 속도에서 50℃/hr 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다는 것을 알 수 있다. 한편, 도 8의 파선으로 둘러싸인 부분은, 화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어남으로써 파면 천이 온도 vTrs가 상승한 것이다.
또한, 이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No. 2-12 내지 15, 2-17, 2-18, 2-20 내지 25, 2-27, 2-28, 2-30, 2-31의 것은, 본 발명에서 규정하는 요건 모두를 만족하는 것으로서, 기계적 특성 및 확공률 모두 양호하고, 고강도이며, 가공성이 양호한 열간 압연 강판을 실현할 수 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 시험 No. 2-16, 2-19, 2-26, 2-29, 2-32 내지 39의 것에서는, 본 발명에서 규정하는 요건 중 무엇인가를 결하고 있어서, 기계적 특성 및 확공성 중 적어도 어느 것의 특성이 열화되어 있다.
우선, 시험 No. 2-16, 2-19, 2-26, 2-29의 것에서는, 코일 권취 후의 평균 냉각 속도가 느리고, 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성이 얻어지지 않는다. 또한, 시험 No. 2-32, 2-33의 것에서는, Si 함유량이 과도한 강판으로서(표 7의 강철종 2-J), 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서 양호한 확공성이 얻어지지 않는다.
시험 No. 2-34, 2-35의 것에서는, Mn 함유량이 과도한 강판으로서(표 7의 강철종 2-K), 연성(신장성)이 저하되는 동시에, 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서, 양호한 확공성이 얻어지지 않는다. 시험 No. 2-36의 것에서는, P 함유량이 과도한 강판으로서(표 7의 강철종 2-L), 파면 천이 온도 vTrs가 높아져서 양호한 확공성이 얻어지지 않는다.
시험 No. 2-37, 2-38의 것은, Ti 함유량 및 C 함유량이 각각 과도한 강판으로서(표 7의 강철종 2-M, 2-N), 연성(신장성)이 저하되어 있다. 시험 No. 2-39의 것에서는, C 함유량이 부족하여(표 7의 강철종 2-0), 인장강도가 저하되어 있다.

Claims (15)

  1. C: 0.05 내지 0.15%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 1.50% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 2.5%, P: 0.035% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.01% 이하(0%를 포함함), Al: 0.02 내지 0.15%, Ti: 0.05 내지 0.2%를 각각 함유하는 강판으로서, 금속 조직이 60 내지 95부피%의 베이나이트 이외에, 고용 강화 또는 석출 강화된 페라이트 또는 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 조직이며, 당해 강판의 충격 시험에서 수득되는 파면 천이 온도 vTrs가 0℃ 이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Ni: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    추가로 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Ca: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  9. 제 1 항에 따른 열연 강판을 제조함에 있어서, 상기 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1150 내지 1300℃의 온도 범위로 가열하는 공정, 가열 후의 강 슬래브를 Ar3 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 강판으로 하는 공정, 열간 압연 후의 강판을 400 내지 550℃의 온도 영역까지 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상으로 냉각하여 코일로 권취하는 공정, 및 권취 후의 코일을 300℃ 이하의 온도까지 평균 냉각 속도: 50 내지 400℃/시로 냉각하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조방법.
  10. C: 0.02 내지 0.10%(질량%의 의미, 이하 동일), Si: 1.50% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5 내지 2.0%, P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.01% 이하(0%를 포함함), Al: 0.02 내지 0.15%, Ni: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 1% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.08% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.05 내지 0.2%를 각각 함유하는 강판으로서, 금속 조직이 실질적으로 페라이트의 단상 조직이고, 당해 강판의 충격 시험에서 수득되는 파면 천이 온도 vTrs가 0℃ 이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  11. 제 10 항에 있어서,
    추가로 Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)을 함유함과 동시에, 하기 수학식 1을 만족하는 것인 열연 강판.
    [수학식 1]
    ([Mo]/96)/([P]/31) ≥ 1.0
    단, [Mo] 및 [P]는 각각 Mo 및 P의 함유량(질량%)을 나타낸다.
  12. 제 10 항에 있어서,
    추가로 Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  13. 제 10 항에 있어서,
    추가로 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  14. 제 10 항에 있어서,
    추가로 Ca: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것인 열연 강판.
  15. 제 10 항에 따른 열연 강판을 제조함에 있어서, 상기 화학 성분을 갖는 강 슬래브를 1150 내지 1300℃의 온도 범위에서 가열하는 공정, 가열 후의 강 슬래브를 Ar3 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연하여 강판으로 하는 공정, 열간 압연 후의 강판을 500 내지 650℃의 온도 영역까지 평균 냉각 속도: 30℃/초 이상으로 냉각하여 코일로 권취하는 공정, 및 권취 후의 코일을 300℃ 이하의 온도까지 평균 냉각 속도: 50 내지 400℃/시로 냉각하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조방법.
KR1020077022030A 2005-03-28 2006-03-22 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법 KR100942088B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2005-00092611 2005-03-28
JP2005092611A JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2005-03-28 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JPJP-P-2005-00092610 2005-03-28
JP2005092610A JP3889765B2 (ja) 2005-03-28 2005-03-28 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097006940A Division KR100942087B1 (ko) 2005-03-28 2006-03-22 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20070107167A true KR20070107167A (ko) 2007-11-06
KR100942088B1 KR100942088B1 (ko) 2010-02-12

Family

ID=37053250

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097006940A KR100942087B1 (ko) 2005-03-28 2006-03-22 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법
KR1020077022030A KR100942088B1 (ko) 2005-03-28 2006-03-22 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097006940A KR100942087B1 (ko) 2005-03-28 2006-03-22 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법

Country Status (5)

Country Link
US (2) US8038809B2 (ko)
EP (2) EP1865083B1 (ko)
KR (2) KR100942087B1 (ko)
CN (1) CN101906567B (ko)
WO (1) WO2006103991A1 (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100928785B1 (ko) * 2007-12-27 2009-11-25 주식회사 포스코 내후성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101510527B1 (ko) * 2013-08-06 2015-04-08 주식회사 포스코 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101265553B (zh) 2007-03-15 2011-01-19 株式会社神户制钢所 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
ES2884217T3 (es) * 2007-05-06 2021-12-10 Nucor Corp Un producto de tira moldeada delgada endurecida por envejecimiento con adiciones de microaleación y método para fabricar el mismo
BRPI0822384B1 (pt) 2008-03-26 2020-06-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço laminada a quente excelente em propriedades de fadiga e formabilidade de flange por esticamento, e método para a fabricação da mesma
WO2010137317A1 (ja) 2009-05-27 2010-12-02 新日本製鐵株式会社 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5029748B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2015013317A (es) 2013-03-19 2016-01-25 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia que tiene una tension de rotura de 780 mpa o mas.
KR101758003B1 (ko) 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
CN103484764B (zh) * 2013-09-11 2015-09-30 首钢总公司 Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
CN103667880B (zh) * 2013-11-29 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度440MPa级高扩孔钢板及其制造方法
WO2015110585A1 (en) * 2014-01-24 2015-07-30 Rautaruukki Oyj Hot-rolled ultrahigh strength steel strip product
ES2659544T3 (es) * 2014-03-25 2018-03-16 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero altamente resistente
PL3260565T3 (pl) 2015-02-20 2019-12-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
BR112017017443A2 (pt) 2015-02-25 2018-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation folha de aço laminada a quente
TWI629369B (zh) 2016-08-05 2018-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 鋼板及鍍敷鋼板
EP3495529B1 (en) 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US11220721B2 (en) 2017-01-20 2022-01-11 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hot rolled flat steel product consisting of a complex-phase steel with a largely bainitic microstructure and method for manufacturing such a flat steel product
EP3612650B1 (en) * 2017-04-20 2022-08-24 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability
TWI635189B (zh) * 2017-06-21 2018-09-11 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材之製造方法及其應用
ES2836707T3 (es) * 2017-12-04 2021-06-28 Ssab Technology Ab Acero laminado en caliente de alta resistencia y método para la fabricación de acero laminado en caliente de alta resistencia
CN110643894B (zh) 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
KR102142774B1 (ko) * 2018-11-08 2020-08-07 주식회사 포스코 내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법
CN113122770B (zh) 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
DE102021104584A1 (de) 2021-02-25 2022-08-25 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher lokaler Kaltumformbarkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08143952A (ja) * 1994-11-21 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP3716639B2 (ja) 1998-09-10 2005-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法
JP3602350B2 (ja) * 1998-11-06 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3546266B2 (ja) 1999-07-26 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
ATE315112T1 (de) 2000-04-07 2006-02-15 Jfe Steel Corp Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
WO2001081640A1 (fr) * 2000-04-21 2001-11-01 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
EP1338665B1 (en) 2000-10-31 2018-09-05 JFE Steel Corporation High tensile hot rolled steel sheet and method for production thereof
TW567231B (en) 2001-07-25 2003-12-21 Nippon Steel Corp Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP3728239B2 (ja) 2001-11-16 2005-12-21 新日本製鐵株式会社 耐食性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板、およびその製造方法
US20050106411A1 (en) * 2002-02-07 2005-05-19 Jfe Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
JP4205893B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4112993B2 (ja) 2003-01-23 2008-07-02 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4116901B2 (ja) 2003-02-20 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4276482B2 (ja) 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100928785B1 (ko) * 2007-12-27 2009-11-25 주식회사 포스코 내후성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101510527B1 (ko) * 2013-08-06 2015-04-08 주식회사 포스코 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US8038809B2 (en) 2011-10-18
EP2351867A1 (en) 2011-08-03
EP1865083A4 (en) 2009-02-25
CN101906567B (zh) 2014-07-02
EP1865083A1 (en) 2007-12-12
US20110297281A1 (en) 2011-12-08
CN101906567A (zh) 2010-12-08
KR100942088B1 (ko) 2010-02-12
WO2006103991A1 (ja) 2006-10-05
US20090050243A1 (en) 2009-02-26
EP1865083B1 (en) 2011-08-17
KR20090050105A (ko) 2009-05-19
KR100942087B1 (ko) 2010-02-12
US8486205B2 (en) 2013-07-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100942088B1 (ko) 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법
JP5365216B2 (ja) 高強度鋼板とその製造方法
KR101778643B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR101411783B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
TWI412605B (zh) 高強度鋼板及其製造方法
KR101222724B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조방법에 의해 제조된 시트
KR101486680B1 (ko) 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101114672B1 (ko) 복합 성형성이 우수한 고강도 열연강판
JP3889766B2 (ja) 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101604963B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP2007211338A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6597938B1 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP2008240125A (ja) 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
KR20130058044A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6973694B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4005517B2 (ja) 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
CN101120113A (zh) 扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
KR20070113140A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법
JP2005248240A (ja) 焼付け硬化性を有する高バーリング熱延鋼板およびその製造方法
KR102209555B1 (ko) 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판, 부재 및 이들의 제조방법
JP6901417B2 (ja) 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP4867177B2 (ja) 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
RU2785760C1 (ru) Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали
JP2004232078A (ja) 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
US20240209470A1 (en) Hot-rolled steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
PA0105 International application

Patent event date: 20070927

Patent event code: PA01051R01D

Comment text: International Patent Application

PA0201 Request for examination
PG1501 Laying open of application
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20090114

Patent event code: PE09021S01D

A107 Divisional application of patent
PA0104 Divisional application for international application

Comment text: Divisional Application for International Patent

Patent event code: PA01041R01D

Patent event date: 20090403

E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20090629

Patent event code: PE09021S01D

E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20091210

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20100204

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20100204

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130104

Year of fee payment: 4

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20130104

Start annual number: 4

End annual number: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140103

Year of fee payment: 5

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20140103

Start annual number: 5

End annual number: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150116

Year of fee payment: 6

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20150116

Start annual number: 6

End annual number: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170102

Year of fee payment: 8

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20170102

Start annual number: 8

End annual number: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180103

Year of fee payment: 9

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20180103

Start annual number: 9

End annual number: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190116

Year of fee payment: 10

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20190116

Start annual number: 10

End annual number: 10

PC1903 Unpaid annual fee

Termination category: Default of registration fee

Termination date: 20211115