KR20070113140A

KR20070113140A - 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법

Info

Publication number: KR20070113140A
Application number: KR20070049608A
Authority: KR
Inventors: 가즈야 기미지마; 데쓰오 소시로다
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2006-05-24
Filing date: 2007-05-22
Publication date: 2007-11-28
Also published as: EP1860205A1; US7846275B2; US20070272333A1; CN101078089A

Abstract

본 발명의 열연 강판은, 화학 성분이, C: 0.03 내지 0.10%(질량%를 나타냄, 이하 동일), Si: 0.2 내지 2.0%, Mn: 0.5 내지 2.5%, Al: 0.02 내지 0.10%, Cr: 0.4 내지 1.5%, Mo: 0.1 내지 0.5%를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진 강으로 이루어지며, 종단면 조직 중에 차지하는 80면적% 이상이 마르텐사이트 조직이다. 이러한 구성에 의해, 980MPa 급 이상의 인장 강도를 갖는 동시에, 특히 신장 플랜지성이 양호하고 성형 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 비교적 저렴하게 수득된다.

Description

신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRETCH FLANGE ABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

도 1은 실시예에서의 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 마르텐사이트량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 2는 실시예에서의 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 C 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 3은 실시예에서의 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 Mo 함유량의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 4는 실시예에서의 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 권취 온도(CT)의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 5는 실시예에서의 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 열연 후 냉각 속도(CR)의 영향을 나타내는 그래프이다.

도 6은 실시예의 실험 No. 3 및 31에 대하여, 투과형 전자 현미경에 의해 관찰한 결과의 마이크로 조직을 나타내는 도면이다.

본 발명은, 예컨대 980MPa 급 이상의 인장 강도를 갖는 동시에, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법에 관한 것이며, 이 열연 강판은 예컨대 자동차용 부재나 범퍼, 필러 등의 보강용 소재로서 유용하다.

최근, 인장 강도로 980MPa 급 이상의 고강도를 갖는 동시에, 성형 가공성의 관점에서 신장 플랜지성이 높아진 열연 강판의 개발이 진행되고 있다. 높은 신장 플랜지성을 얻기 위한 수단으로서는, 금속 조직을 페라이트나 베이니틱 페라이트 등의 단상 조직으로 하는 방법이나, 페라이트·베이나이트의 복합 조직으로 하면서 2상 간의 강도차를 최대한 억제한 조직으로 하는 방법이 있고, 이러한 조직을 확보하면서 고강도를 얻기 위해, 마이크로 알로이(micro-alloy)에 의한 석출 강화를 이용한 기술이 알려져 있다. 예컨대 일본 특허공개 제2000-109951호 공보, 일본 특허공개 제2002-180189호 공보, 일본 특허공개 제2003-89848호 공보, 일본 특허공개 제2004-204326호 공보, 일본 특허공개 제2004-285420호 공보에서는, 석출 강화 원소인 Ti 등을 첨가함으로써 고강도화를 도모하고 있다.

또한, 일본 특허공개 제2003-105446호 공보에는, 합금 원소의 석출 강화를 이용하는 것은 아니고, 열간 압연 직후에서 급냉하여 마르텐사이트 주체의 금속 조직으로 하여, 고강도화와 가공성의 양립을 도모하는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 이들 방법에는 몇 가지 문제가 남아 있다. 즉, 상기 문헌에 개시된 마이크로 알로이의 첨가에 의한 석출 강화를 이용한 방법에서는, Ti 등을 다량으로 첨가하기 때문에, 열간 압연 전의 슬래브 가열 온도를 높여야만 하여, 열 에너지상의 어려운 점이 있다. 더구나, Ti 등을 첨가하여 석출 강화에 의해 고강도화를 도모한 경우는, 항복비가 현저히 높아지기 때문에, 프레스 가공 후의 형상 동결성이 열악해진다.

본 발명은 상기와 같은 종래 기술의 문제점을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 석출 강화를 이용하지 않고, 마르텐사이트 주체의 금속 조직으로 함으로써 고강도를 확보하면서, 높은 수준의 신장 플랜지 특성도 동시에 만족할 수 있는 열연 강판과 그의 유용한 제법을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 열연 강판이란,

C: 0.03 내지 0.10%(화학 성분의 경우는 질량%를 나타냄, 이하 동일)

Si: 0.2 내지 2.0%,

Mn: 0.5 내지 2.5%,

Al: 0.02 내지 0.10%,

Cr: 0.2 내지 1.5%,

Mo: 0.1 내지 0.5%

를 함유하고, 종단면 조직 중에 차지하는 80면적% 이상이 마르텐사이트 조직이다.

본 발명에 따른 상기 열연 강판은, B: 0.0005 내지 0.0050%, Ni: 0.1 내지 2.0%, 또는 Ca: 0.0005 내지 0.0050%를 함유하는 것일 수도 있다.

또한, 본 발명에 따른 상기 열연 강판의 강도 레벨은, 인장 강도로 980MPa 이상을 갖는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 제법은, 상기 특성을 갖춘 열연 강판이 유용한 제법으로서 자리잡는 발명이며, 그 요지는, 열간 압연을 행할 때에, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 온도에서 열간 압연을 종료한 후, 30℃/sec 이상의 속도로 냉각하여 400℃ 미만의 온도에서 권취하는데 특징을 가진다.

본 발명에 의하면, Ti, Nb, V 등의 석출 강화를 이용하지 않고, 페라이트나 베이나이트 조직에 비해 강도가 높은 마르텐사이트 조직을 주상으로 하고, 강재의 주체로서 C와 Mo의 함유량을 적정 범위로 제어함으로써, 인장 강도로 980MPa 급 이상의 고강도를 확보하면서, 특히 신장 플랜지성이 양호하고 성형 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 비교적 저렴하게 제공할 수 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명자들은 상술한 해결 과제 하에서, 금속 조직을 마르텐사이트 주체의 조직으로 함으로써 고강도화를 달성하면서, 동시에 가공성, 특히 신장 플랜지 특성도 개선하고자 예의 연구를 거듭해 왔다. 그 결과, 마르텐사이트 주체의 금속 조직을 갖는 강에 있어서 신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 우선 제 1 요건으로서, 종래의 마르텐사이트 강보다도 C 함유량을 낮게 억제하고, 또한 강철 중에 적량의 Mo를 함유시켜 주면, 마르텐사이트 주체의 조직이면서, 신장 플랜지 특성에 있어서도 우수한 것이 되는 것을 알아, 상기 본 발명에 상도한 것이다.

이하, 강재의 화학 성분 및 금속 조직을 정한 이유를 따라, 본 발명의 구체적인 구성을 명확히 해 나간다.

우선, 강재의 화학 성분을 정한 이유에 대하여 설명한다.

C: 0.03% 이상 0. 10% 이하

C는 담금질성을 높이고 저온 변태상인 마르텐사이트를 생성시켜 고강도화를 증진하는 데 있어서 뺄 수 없는 원소이며, 본 발명에서 규정하는 양의 마르텐사이트 조직을 확보하여 980MPa 급 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는 적어도 0.03% 이상의 C가 필요하고, 바람직하게는 0.04% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나, C 함유량이 0.10%를 초과하면, 강도는 향상되지만, 본 발명의 또 하나의 목적인 신장 플랜지성이 급격히 저하되어 가공성이 열화되기 때문에, 많더라도 0.10% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하로 억제하는 것이 좋다.

Si: 0.2% 이상 2.0% 이하

Si는 강철 중에 고용하여 강도를 높이는 원소이며, 필요 강도에 따라 첨가된다. 또한, 신장 플랜지성을 열화시키는 세멘타이트의 생성을 억제하는 효과도 있기 때문에, 적어도 0.2% 이상의 Si가 필요하고, 바람직하게는 0.5% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나, 2.0%를 초과하면 표면 결함이 생기기 쉬워지고, 산 세정성이나 도장성 등을 열화시키기 때문에 상한을 2.0%로 한다.

Mn: 0.5% 이상 2.5% 이하

Mn은 담금질성을 높이고 저온 변태 생성물의 생성을 용이하게 하는 작용을 갖고 있고, 980MPa 급 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 적어도 0.5% 이상 함유시키지 않으면 안 된다. 그러나, 그 효과는 약 2.5%에서 포화되어, 그 이상의 효과가 발휘되지 않게 될 뿐만 아니라, 응고 편석에 의해 밴드상 조직을 형성하여, 가공성이나 내지연 파괴성을 열화시키기 때문에 많더라도 2.5% 이하로 억제시켜야 한다. Mn의 보다 바람직한 함유량은 1.0% 이상 2.0% 이하이다.

Al: 0.02%이상 0.10% 이하

Al은 탈산제로서 작용하는 것 외에, 강 중에 불가피하게 혼입되는 N(질소)을 고정하여, 가공성을 높이는 데에 있어서 뺄 수 없는 원소이며, 적어도 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Al 함유량이 지나치게 많아지면, 비금속계의 개재물원이 되어 표면 성상을 열화시키기 때문에 0.10%를 상한으로 한다. 보다 바람직한 Al 함유량은 0.03% 이상 0.05% 이하이다.

Cr: 0.2% 이상 1.5% 이하

Cr은 담금질성을 높여 열연 종료 후의 냉각 중에 페라이트나 베이나이트 조직의 생성을 억제하여 마르텐사이트 조직의 생성을 조장하는 작용을 갖고 있어, 이들 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.2% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 그 효과는 약 1.5%에서 포화되어, 이상으로 첨가하면 화성 처리성이 열화되기 때문에 1.5%를 상한으로 한다. Cr의 보다 바람직한 함유량은 0.5% 이상 1.0% 이하이다.

Mo: 0.1% 이상 0.5% 이하

Mo는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이며, 높은 신장 플랜지성을 갖춘 마르텐사이트 주체의 조직을 얻는 데에 있어서 뺄 수 없는 원소이다. 예컨대, C, Mn, Cr 등과 같이 담금질성을 향상시키는 다른 원소에 의해서도 마르텐사이트 주체의 금속 조직을 얻는 것은 가능하다. 그러나, Mo 이외의 원소에서는, 고강도와 우수한 신장 플랜지성을 양립시킬 수 없어, 목적 달성을 위해서는 적량의 Mo를 첨가하는 것이 필수가 된다.

Mo를 사용함으로써 높은 신장 플랜지성을 갖춘 마르텐사이트 조직이 얻어지는 이유는, 현재 시점에서 아직 명확하지만, 본 발명 강은 C 함유량이 적기 때문에 Ms 점이 높고, 열간 압연 후의 냉각 중에 비교적 높은 온도에서 마르텐사이트 변태가 일어난 강판은, 권취 온도까지의 냉각 중에 셀프-템퍼(self-temper) 상태가 되어 석출물이 생성되어, 신장 플랜지성을 열화시킨다고 생각되며, Mo는 상기 셀프-템퍼 상태에서의 석출물의 생성을 억제하여, 신장 플랜지성의 열화를 억제하는 것은 아니라고 생각한다.

이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mo를 0.1% 이상 함유시키지 않으면 안되지만, 그 효과는 약 0.5%의 첨가에서 포화되기 때문에, 그 이상의 첨가는 경제적으로 무의미하다. Mo의 보다 바람직한 함유량은 0.2% 이상 0.4% 이하이다.

본 발명에서 이용하는 강의 필수 구성 원소는 상기한 바와 같고, 잔부는 실질적으로 Fe이다. 「실질적으로」란 불가피적으로 혼입되어진 원소, 예컨대 P(인 ), S(황), N(질소), O(산소) 등의 불가피적 불순물의 혼입을 허용한다고 하는 의미이며, 이들이 포함되는 것에 의한 장해를 억제하기 위해서는 P는 0.015% 이하, S는 0.01% 이하, N은 0003% 이하, O는 0.003% 이하로 억제하는 것이 좋다.

즉, P는 강 중에 고용하여 강도를 높이는 작용을 갖고 있지만, 지나치게 많으면 결정립계에 편석하여 부품의 충격 특성이나 냉간 가공성을 저하시키기 때문에, 될 수 있는 한 적게 억제하는 것이 좋고, 많더라도 0.015% 이하, 바람직하게는 0.010% 이하로 억제하는 것이 좋다.

S는 MnS 등의 비금속계 개재물원이 되어 가공성을 열화시키기 때문에, 가급적 적게 억제하는 것이 좋다. 한편 이러한 S의 폐해는, 후술하는 바와 같이 적량의 Ca를 첨가하여, 가공성 저해 요인인 S계 개재물의 형태를 제어하는 정도로 억제할 수 있지만, 그 경우에도 S에 의한 가공성의 열화를 확실히 억제하기 위해서는, S 함유량을 0.01% 이하로 억제해야 한다.

그 외, N이나 O는 용제시의 분위기 가스로부터 불가피하게 미량 포함되게 되지만, 이들은 모두 비금속계 개재물의 생성원이 되어 가공성 등에 악영향을 미치기 때문에, 각각 0.003% 이하, 보다 바람직하게는 0.001% 이하로 억제하는 것이 좋다.

또한, 본 발명에서 이용하는 강재에는, 상기 원소에 추가하여, 소망에 따라 추가의 부가적 특성을 주기 위해, 하기와 같은 선택 원소를 함유시키는 것도 유효하고, 그들 원소를 첨가한 것도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

B: 0.0005 내지 0.005%

B는 Cr이나 Mo와 같이 담금질성을 높이고 페라이트 또는 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트 변태를 촉진한다. 이러한 효과는 수 ppm 정도의 극미량으로 발휘되지만, 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 약 0.005%에서 그 효과는 포화되기 때문에, 경제성을 고려하면 그 이하로 억제하는 것이 좋다.

Ni: 0.1 내지 2.0%

Ni는 강도나 베이나이트 변태에는 거의 영향을 미치지 않지만, 지연 파괴를 억제하는 효과를 갖고 있기 때문에, 특히 내지연 파괴성의 향상이 요청되는 경우는 적량 첨가하는 것이 좋다. 지연 파괴를 억제하는 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. 그러나, 그 효과는 약 2.0%에서 포화되기 때문에, 경제성을 고려하면 2.0% 이하로 억제되어야 한다.

Ca: 0.0005 내지 0.0050%

Ca는 불가피하게 혼입되는 것인 S계 개재물의 형태를 제어하고, 가공성에 주는 악영향을 경감시키는 작용을 갖고 있다. 그 작용을 발휘시키기 위해서는, 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0010% 이상이다. 그러나, 지나치게 많아도 그 효과는 포화되고, 비용 상승을 초래할 뿐이므로, 경제성을 생각하면 0.0050% 이하로 억제되어야 한다.

본 발명의 강판은, 상기 화학 성분 조성으로 이루어지고, 특히 C 함유량을 억제한 상태로 적량의 Mo와, 그 외 적량의 Si나 Cr을 함유시킴으로써 Ti나 Nb, V 등의 석출 강화를 이용하는 일 없이, 페라이트나 베이나이트 조직에 비해 강도가 높은 마르텐사이트 주체의 금속 조직으로 하고, 980MPa 급 레벨 이상의 인장 강도를 확보하면서, 신장 플랜지성이 높아진 열연 강판으로 하는 것이지만, 본 발명에서 의도하는 레벨의 강도와 신장 플랜지성을 얻기 위해서는, 전체 금속 조직 중에 차지하는 마르텐사이트 면적율이 적어도 80% 이상이 아니면 안되고, 바람직하게는 90% 이상, 더욱 바람직하게는, 거의 100%가 마르텐사이트 조직인 것이 바람직하다.

20면적% 미만의 양으로 혼입이 허용되는 마르텐사이트 이외의 조직의 종류는 특별히 한정되지 않고, 예컨대 페라이트 조직, 베이나이트 조직, 잔류 오스테나이트 조직 등을 들 수 있으며, 이들의 1종 또는 2종 이상이 포함되어 있어도 상관없다. 한편, 상기 금속 조직은, 강판의 세로 방향 단면을 레페라(Lepera) 부식하고, 일본전자사제의 진공 증착 장치 「JEE-4 X」에 의해 C 증착 처리를 실시한 후, 일본전자사제의 EPMA 「JXA-8100」를 이용하여 관찰한 조직 사진(배율: 1000배)을 기초로, NIRECO사제의 화상 해석 장치「LUZEX-F」에 의해 구했다.

다음으로, 상기 금속 조직을 얻기 위한 조건을 주체로 하여, 본 발명에 따른 열연 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 상기 성분 조성의 요건을 만족시키는 강편을 가열(균열)하고 나서 열간 압연하고, 냉각·권취함으로써 제조되지만, 이 때의 주편 가열 온도는 상기 첨가 원소가 고용하는 데 필요한 온도이면 좋고, 통상은 1000℃ 이상, 1200℃ 미만의 온도가 채용된다. 즉, 통상의 석출 강화 원소인 Ti, Nb, V 등에서는, 오스테나이트 조직 중에 고용시키는 데 1200 내지 1300℃ 이상의 고온 가열을 필요로 하지만, 상기 성분계의 강재이면, 1000℃ 이상, 1200℃ 레벨 이하의 가열 온도로 첨가 원소를 충분히 고용시킬 수 있다. 균열 시간은 특별히 제한되지 않으며, 상술한 첨가 원소는 120분 정도에서 고용하지만, 확실을 기하기 위해 200 내지 240분 정도로 하는 것이 좋고, 300분 이상의 가열은 생산성을 떨어뜨릴 뿐이므로 무의미하다.

균열 후의 열간 압연에 있어서는, 마무리 온도를 Ar₃ 변태점 이상으로 하고, 그 후 30℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도까지 냉각하고, 400℃ 미만의 온도에서 권취를 행한다. 즉, 열간 압연의 마무리 온도가 Ar₃ 변태점 미만이 되면 페라이트의 생성량이 늘어나며, 이 페라이트 상은 가공을 받은 채로 남아 있기 때문에, 연성을 열화시킬 뿐만 아니라, 면내 이방성을 높여 재질 열화를 야기하기 때문이다. 열간 압연의 보다 바람직한 마무리 온도는 「Ar₃ 변태점 + 30℃ 이상」이다. 마무리 온도의 상한은 규정하지 않지만, 열효율이나 생산성 등을 종합적으로 생각하면 「Ar₃ 변태점 + 80℃ 정도」가 상한이라고 생각된다.

열간 압연 후의 냉각 속도는, 폴리고날페라이트나 베이나이트 등의 저온 변태 생성물의 생성을 최대한 억제하여 마르텐사이트 조직 분율을 높이기 위해, 30℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 50℃/sec 이상을 채용하여야 한다. 즉, 열간 압연 후의 평균 냉각 속도가 30℃/sec 미만이면, 냉각 공정에서 생성되는 폴리고날페라이트나 베이나이트의 양을 무시할 수 없게 되어, 본 발명에서 의도하는 마르텐사이트 면적율(적어도 80면적% 이상)을 확보할 수 없게 된다.

열간 압연을 종료하고 냉각 후에 남은 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태 하지만, 본 발명에서 규정하는 전술한 성분계에서는, 냉각 후의 권취 온도를 400℃ 미만으로 하고, 보다 바람직하게는 350℃ 이하로 함으로써 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킬 수 있고, 그 결과로서 희망하는 마르텐사이트 면적율을 확보할 수 있다. 이 때의 온도가 400℃ 이상으로 되면, 오스테나이트의 20% 이상이 베이나이트로 변태하고, 그 이상의 고온이 되면 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 일어나, 80% 이상의 마르텐사이트 면적율을 확보할 수 없게 된다.

본 발명의 고강도 열연 강판은, 상기와 같이 화학 성분이 특정된 강재를 사용하고, 또한 열간 압연시의 마무리 온도나 그 후의 냉각 속도, 추가적으로는 권취 온도 등을 적정히 제어함으로써, 980MPa 급 이상의 고강도를 갖는 동시에, 특히 신장 플랜지성이 양호하고 성형성이 우수한 고강도 열연 강판을 저렴하게 제공할 수 있다.

실시예

이하, 실험예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실험예에 의해 제한을 받는 것이 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실험예

표 1에 나타내는 성분 조성의 강재를 진공 용해법에 의해 용제하고 나서 주조하고, 수득된 각 주편을 이용하여 표 2 및 3에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행함으로써 열연 강판을 수득했다. 수득된 열연 강판의 금속 조직을 하기의 방법으로 확인하는 동시에, 물리적 특성을 하기의 방법으로 측정하고, 결과를 표 2 및 3에 병기했다.

[금속 조직]

조직 동정법; 강판의 세로 방향 단면을 레페라 부식하여, 마르텐사이트 상과 그 외 상을 육안으로 구별할 수 있게 한다. 이어서, 일본전자사제의 진공 증착 장치 「JEE-4 X」에 의해 C 증착 처리를 행한 후, 일본전자사제의 EPMA 「JXA-8100」를 이용하여 조직 관찰(배율: 1000배)하여, 이것을 기초로, NIRECO 사제의 화상 해석 장치 「LUZEX-F」에 의해 마르텐사이트 면적율을 구했다.

[인장 강도(TS: MPa), 항복 강도(YS: MPa), 신장률(EI:%), 항복비(YR=YS/TS)]

각 공시 강판으로부터 JIS 5호 인장력 시험편을 작성하고, 시마즈제작소제의 인장력 시험기 「AG-100」에 의해 구했다.

[구멍 확장률(λ: %)]

각 공시 강판에, 초기 구멍 직경(d₁)으로서 직경 10㎜의 천공 구멍을 벌리고, 정각 60°의 원추 펀치를 이용하여 이 천공 구멍을 확장한다. 그리고, 확장 구멍 부분에 생긴 크랙이 판압을 관통할 때의 구멍 직경(d₂)을 측정하여, 하기 식에 의해 구멍 확장률(λ: %)을 구한다. 이 값은, 성형 가공성의 하나인 신장 플랜지성의 평가 지표로서 일반적으로 채용되고 있다.

구멍 확장률(λ; %) = (d₂- d₁)×100/d₁

표 1 내지 3으로부터 다음과 같이 생각할 수 있다.

표 1 내지 3에 있어서, 실험 No. 1 내지 4, 8 내지 13, 15 내지 19, 21 내지 33은 강 종 No. 1 내지 14를 이용하여 C 및 Mo 함유량의 영향을 살펴본 것이다. 실험 No. 25 내지 28은, C량이 본 발명의 범위 미만이기 때문에 마르텐사이트량이 부족하여 인장 강도와 구멍 확장률(λ)이 모두 낮다. 실험 No. 29는, C량이 본 발명의 규정 범위를 초과하기 때문에 구멍 확장률(λ)이 낮고, 실험 No. 30 내지 32는, Mo가 첨가되어 있지 않기 때문에 마르텐사이트량이 적정하더라도 구멍 확장률(λ)이 낮다. 실험 No. 33은, C량이 규정 범위를 초과하고 또한 Mo도 미첨가이기 때문에 구멍 확장률(λ)이 낮다. 실험 No. 40은, Mo 함유량이 규정 범위 미만이기 때문에 구멍 확장률(λ)이 낮다.

한편, 실험 No. 34 내지 39는 강 종 No. 15 내지 17을 이용하여 Si, Mn, Cr 함유량의 영향을 살펴본 것이다. 실험 No. 34 및 35는, Si 함유량이 규정 범위 미만이기 때문에 세멘타이트의 생성을 충분히 억제할 수 없고, 구멍 확장률(λ)이 낮다. 실험 No. 36은, Mn 함유량이 규정 범위 미만이기 때문에 마르텐사이트량이 부족하고 인장 강도와 구멍 확장률(λ)이 모두 낮다. 실험 No. 37 내지 39는, Cr 함유량이 규정 범위 미만이기 때문에 마르텐사이트량이 부족하고 인장 강도 및 구멍 확장률(λ)이 모두 낮다.

또한, 실험 No. 1 내지 20은 강 종 No. 1 내지 7을 이용하여 선택적 첨가 원소의 영향을 살펴본 것이며, 본 발명의 제조 조건을 만족하는 것에서는 모두 목표로 하는 강도와 조직, 추가적으로는 가공성이 얻어지고 있다.

이 중, 실험 No. 2 내지 7은 권취 온도의 영향을 살펴본 것이며, 본 발명에서 규정하는 온도 범위(400℃ 미만)에서 권취한 실험 No. 2 내지 4는 소기의 강도가 확보되고, 신장 플랜지 특성도 양호한 것을 알 수 있다. No. 5 내지 7은, 권취 온도가 본 발명의 규정 범위를 초과하기 때문에 마르텐사이트 조직량이 80% 미만이고 구멍 확장률(λ)이 낮다.

또한, 실험 No. 13 및 14, 19 및 20은 열간 압연 종료 후의 냉각 속도의 영향을 살펴본 것이며, 본 발명에서 정하는 냉각 조건(30℃/s 이상)을 만족하는 것으로 소기의 마르텐사이트량이 확보되고, 소기의 인장 강도 및 구멍 확장률(λ)이 확보되는 것을 확인할 수 있다.

실험 No. 15 내지 17은 슬래브의 가열 온도의 영향을 살펴본 것이며, 1000℃ 이상의 가열 온도이면, 본 발명에서 의도하는 레벨의 강도와 가공성을 겸비한 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.

또한, 실험 No. 21 내지 23은 열연 마무리 온도의 영향을 살펴본 것이며, 열연 마무리 온도가 Ar₃ 변태점 이상을 만족하는 것으로 소기의 마르텐사이트량이 확보되고, 본 발명의 의도하는 레벨의 강도와 구멍 확장성(λ)을 충족하는 강판이 얻어지고 있다.

또한, 도 1 내지 5는, 상기 실험 데이터를 기초로, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 마르텐사이트량, C 함유량, Mo 함유량, 권취 온도, 및 열연 후의 냉각 속도의 영향을 정리하여 나타낸 그래프이다. 각 도면에 있어서, 가로축의 항목이 본 발명의 규정 요건을 만족시키는 것(굵은 실선 영역)이어도, 강의 화학 성분이나 열연 조건이 본 발명의 규정 요건을 벗어나는 것은 ×로 나타내고 있다.

즉, 도 1은, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 마르텐사이트량의 영향을 나타낸 그래프이며, 그래프 중의 ×는 화학 성분이나 열연 조건이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 마르텐사이트량이 면적으로 80%를 넘어도 구멍 확장률(λ)은 낮다. 도 2는, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 C 함유량의 영향을 나타낸 그래프이며, 그래프 중의 ×는 C 이외의 화학 성분이나 열연 조건이 본 발명의 규정 요건을 벗어나기 때문에, C 함유량이 본 발명의 규정 범위내이더라도 구멍 확장률(λ)은 낮다. 도 3은, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 Mo 함유량의 영향을 나타낸 그래프이며, 그래프 중의 ×는 Mo 이외의 화학 성분이나 열연 조건이 본 발명의 규정 요건을 벗어나기 때문에, Mo 함유량이 본 발명의 규정 범위내이더라도 구멍 확장률(λ)은 낮다. 도 4는, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 권취 온도(CT)의 영향을 나타낸 그래프이며, 그래프 중의 ×는 화학 성분이나 권취 온도(CT) 이외의 열연 조건이 본 발명의 규정 요건을 벗어나기 때문에, 권취 온도(CT)가 규정 범위내이더라도 구멍 확장률(λ)이 낮다. 도 5는, 인장 강도와 신장 플랜지 특성에 미치는 열연 후 냉각 속도(CR)의 영향을 나타낸 그래프이며, 그래프 중의 ×는 화학 성분이나 권취 온도(CR) 이외의 열연 조건이 본 발명의 규정 요건을 벗어나기 때문에, 권취 온도(CR)가 규정 범위내이더라도 구멍 확장률(λ)은 낮다.

그리고, 상기 각 도면에 있어서, ×를 제외한 ○의 데이터를 보면, 어느 그래프에서도, 본 발명의 규정 범위내에서 높은 강도와 신장 플랜지 특성(강도·신도 밸런스)이 얻어지는 것을 확인할 수 있다.

또한, 도 6은, 실험 No. 3과 31에 대하여, 투과형 전자 현미경에 의해 관찰한 마이크로 조직을 나타내는 도면이며, 권취 온도(CT)가 같아도(300℃), 적량의 Mo를 첨가한 No. 3에서는 석출물이 거의 생성되지 않는데 반해, Mo 첨가가 없는 No. 31에서는 석출물이 다수 생성되어 있어, 이것이 신장 플랜지성(λ)에 악영향을 미치는 것이라고 생각된다.

본 발명에 의하면, 980MPa 급 이상의 인장 강도를 갖는 동시에, 특히 신장 플랜지성이 양호하고 성형 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 비교적 저렴하게 수득할 수 있다.

Claims

C: 0.03 내지 0.10%(화학 성분의 경우는 질량%를 나타냄, 이하 동일),

Si: 0.2 내지 2.0%,

Mn: 0.5 내지 2.5%,

Al: 0.02 내지 0.10%,

Cr: 0.2 내지 1.5%,

Mo: 0.1 내지 0.5%

를 함유하고,

종단면 조직 중에 차지하는 80면적% 이상이 마르텐사이트 조직인 열연 강판.
제 1 항에 있어서,

B: 0.0005 내지 0.0050%를 함유하는 열연 강판.
제 1 항에 있어서,

Ni: 0.1 내지 2.0%를 함유하는 열연 강판.
제 1 항에 있어서,

Ca: 0.0005 내지 0.0050%를 함유하는 열연 강판.
제 1 항에 있어서,

인장 강도가 980MPa 이상인 열연 강판.
열간 압연의 마무리 온도가 Ar₃ 변태점 이상이며, 열간 압연 후에 30℃/sec 이상의 속도로 냉각하여 400℃ 미만의 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 제 1 항에 따른 열연 강판의 제조방법.