KR20080021805A

KR20080021805A - 고장력강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20080021805A
Application number: KR1020087001806A
Authority: KR
Inventors: 타마코 아리가; 타케시 요코타; 아키오 코바야시; 카즈히로 세토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2005-08-05
Filing date: 2006-08-03
Publication date: 2008-03-07
Also published as: ES2528427T3; CA2616360A1; AU2006277251A1; CN101238234B; EP1918396A1; CA2616360C; EP1918396A4; AU2006277251B2; EP1918396B1; TW200712223A; CN101238234A; TWI315744B; US20090095381A1; KR100968013B1; US7955444B2; WO2007018246A1

Abstract

실질적으로 페라이트 단상조직으로서, 평균입경 10nm미만인 Ti, Mo 및 V를 함유하는 탄화물이 분산석출하는 것과 아울러, 이 Ti, Mo 및 V를 포함하는 탄화물이 V/(Ti+Mo+V)≥0.3(원자비)를 만족시키는 평균조성을 가지도록 함으로써, 자동차용 부재와 같이 프레스시의 단면형상이 복잡한 용도에 적합한, 신장율 및 신장플랜지성이 모두 우수한 980MPa 이상의 고장력강판을 얻는다.

고장력강판, 페라이트 단상조직

Description

고장력강판 및 그 제조방법{HIGH-TENSION STEEL AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 자동차용 부재(Automobile parts)의 소재에 적절하고, 가공성(formability)이 뛰어난 고장력강판(high strength stee1(HSS) sheet) 및 그 제조방법에 관한 것이다.

환경보전으로 연결되는 연비향상의 관점으로부터, 자동차용 강판의 고강도 박육화(gauge down by using HSS)가 강하게 요구되고 있다. 자동차용 부재는 프레스성형(press forming)에 의해 얻어지는 복잡한 형상인 것이 많고, 고강도이면서, 가공성의 지표인 신장율(elongation)과 신장플랜지성(stretch－flange formability, or, stretch flangeability)이 모두 뛰어난 재료가 필요하다.

근년에, 강판은 더욱 더 고강도화하여, 980MPa를 넘는 것이 요구되고 있다. 또한, 강판을 더 경량화(weight reduction)하는 관점으로부터 한층 더 박육화(gauge-down)가 지향되고 있으며, 판두께 2.5mm이하의 박물(thin gauge sheet stee1)에 대한 요구도 강해지고 있다.

종래, 이런 종류의 강판(鋼板)은 여러가지로 제안되고 있으며, 예를 들면 일본국 특허공개 평 6－172924호 공보에는, 전위밀도(轉位密度)가 높은 베이나이틱· 페라이트(bainitic ferrite)조직이 생성한, 신장플랜지성이 뛰어난 강판이 제안되고 있다. 그러나, 이 강판은, 전위밀도가 높은 베이나이틱·페라이트 조직을 포함하기 때문에 신장율이 부족하다고 하는 결점이 있다. 또한, 베이나이틱·페라이트 생성을 위해서, 런아웃테이블 상에서의 강냉각(强冷却)이 불가피하며, 박물(薄物) 제조시에는 런아웃테이블에서의 스트립의 주행성(走行性)에 문제가 생기기 때문에, 판두께 2.5mm이하의 박물을 생산하기에는 적합하지 않다.

일본국 특허공개 평 6－200351호 공보에는, 조직의 대부분을 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)로 하고, TiC를 중심으로 한 석출강화(precipitation strengthening) 및 고용강화(固溶强化)(solid-solution strengthening)한, 인장강도 70kgf/mm²이상의 신장플랜지성이 뛰어난 강판이 제안되고 있다. 그러나, 이 강판에 사용되는 일반적으로 잘 알려진 석출물로 980MPa 이상으로 고장력화하는 것은 곤란하다.

즉, 980MPa 이상의 고장력화를 꾀해 다량의 Ti를 첨가하면, 사이즈가 큰 석출물이 생성되기 쉽고, 원하는 만큼의 강도는 얻을 수 없다. 또한, Ti첨가량의 증대와 함께, TiC를 고용시키기 위해서 필요한 슬라브 가열온도가 증대하여, 통상의 설비에서는 제조가 곤란해지기 쉽다.

일본국 특허공개 2004－143518호 공보에는, 평균입경(average grain size) 1~5μm의 페라이트를 주상(主相)으로 하고, 평균입경(average particle size) 50nm이하의 V의 탄질화물(carbonitride)로 석출강화한 열연강판(hot-rolled steel sheet)가 제안되고 있다. 그러나, V석출물을 미세하게 석출시키려면 통상 550℃ 이하의 저온에서의 권취(coiling)가 필요하지만, 그 결과, 석출물의 양을 증대시키기 곤란하여, 강화에 한계가 있다. 이 때문에, 이 강판에서는 상기한 바와 같이 페라이트의 세립강화(細粒强化)(grain refinement strengthening)와 조합하는 것이, 고장력화(高張力化)를 위해 필요하다.

그런데, 일본국 특허공개 2004－143518호 공보에 기재된 기술에서는, 페라이트를 미세화하기 위해서, 마무리압연(finish rolling)시, 탄뎀압연기열(壓延機列)의 최종으로부터 1단전(段前)의 압연 스탠드에 있어서 Ar₃ 변태점 이상으로 압연하고, 그 후 50℃／초 이상의 평균냉각속도로 「Ar₃ 변태온도-50℃」이하의 온도까지 냉각한 후, 최종 스탠드에 있어 20% 이하의 압하(壓下)를 행하는 것이 필요하다. 통상의 제조라인에서는 이러한 제조조건의 실현은 곤란함이 따른다.

게다가, 이 강판에서는 펄라이트 등의 생성이 허용되기 때문에, 신장율이나 신장플랜지성이 저하하는 염려가 있다.

또한, 초고장력강판을 얻는 기술로서, 일본국 특허공개 2002－322539호 공보나 일본국 특허공개 2003－89848호 공보에, 페라이트 단상 중에 C, Ti, Mo으로 이루어지는 미세탄화물을 분산시켜, 신장율과 신장플랜지성이 모두 뛰어난 초고장력 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다. 그렇지만, 일본국 특허공개 평 6-200351호 공보에 기재된 기술과 같이, 980MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서 다량의 C나 Ti를 첨가하면, 통상의 슬라브 가열온도(1150℃~1250℃정도)에서는 슬라브 중에 석출하 고 있는 TiC 등을 완전하게는 용해시킬 수가 없는 경우가 있다. 즉, 고강도를 얻을 수 있도록 TiC 등을 완전하게 용해시키려면 더 고온이 필요하여 제조가 곤란해지는 경우가 있으며, 또한 가능하다고 해도 설비에 큰 부하가 걸린다.

〔발명이 해결하고자 하는 과제〕

본 발명은 이러한 사정에 비추어 이루어진 것이다. 즉 본 발명은, 자동차용 부재와 같이 프레스성형에 있어서의 단면형상(斷面形狀)이 복잡한 용도에 적절한, 가공성의 지표인 신장과 신장플랜지성이 모두 뛰어나고, 제조도 종래에 비해 용이한 980MPa 이상의 강도를 가지는 고장력강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은 또한, 그러한 고장력강판보다 설비부담이 적은 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

〔과제를 해결하기 위한 수단〕

본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위하여 열심히 검토를 실시한 결과, 이하와 같은 사실을 알아냈다.

(a) 전위밀도(轉位密度)가 낮은 조직으로 하여, 미세석출물로 강화하면, 강도-신장 밸런스가 향상한다.

(b) 실질적으로 페라이트 단상조직으로 하여, 미세석출물로 강화하면, 강도-신장 밸런스가 향상한다.

(c)C, Ti, Mo, V를 첨가하고, 또한 그 첨가 밸런스를 적절히 제어하면, 이들이 복합한 탄화물이 미세하게 석출한다.

(d) 복합석출물 중의 V의 비율이 낮아지면, 석출물이 조대화(粗大化)하기 때문에, 신장과 신장플랜지성이 함께 저하한다.

(e) V를 첨가한 강(鋼)은, Ti, Mo만을 첨가한 강에 비해 저온에서 탄화물이 용해하고, 강화에 효과가 있는 미세석출물을 효율적으로 얻을 수 있다.

본 발명은 이러한 알아낸 사실들에 근거해 완성된 것이며, 이하의(1)~(7)를 제공한다.

(1) 실질적으로 페라이트 단상조직으로서, 평균입경 10nm미만의 Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물이 분산석출함과 함께, 이 Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물은, 원자%로 나타내는 Ti, Mo, V가, V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3을 만족하는 평균조성을 갖고, 인장강도가 980MPa 이상인 가공성이 뛰어난 고장력강판.

(2) 상기 탄화물의 평균조성에 있어서, Ti：Mo：V의 원자비 a:b:c가, a=0.6~1.4, b=0.6~1.4, c=1.4~2.8, 단, a＋b＋c=4를 만족하는, 상기 (1)에 기재된 고장력강판.

(3) 질량%로, C：O.06초과~0.24%, Si≤O.3%, Mn:O.5~2.O%, P≤O.06%, S≤0.OO5%, Al≤0.06%, N≤O.OO6%, Mo:O.05~0.5%, Ti：O.03~0.2%, V：0.15초과~1.2%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물임과 동시에, 각 C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (I)식을 만족하는 성분조성을 갖고, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 인장강도가 980MPa 이상인 가공성이 뛰어난 고장력강판.

0.8≤(C/12)/｛(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)｝≤1.5…(I)

(단, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)

(4) 상기 (1)~(3)중 어느 한 항에 기재된 고장력강판으로서, 판두께 2.5mm이하의 박물 열연강판인 가공성이 뛰어난 고장력강판.

(5) 상기 (1)로부터 (4) 중의 어느 것인 고장력강판으로서, 표면에 용융아연계(hot dip galvanizing) 도금피막을 가지는 가공성이 뛰어난 고장력강판.

(6) 질량%로, C：0.06 초과~0.24%, Si≤0.3%, Mn:O.5~2.O%, P≤0.06%, S≤0.OO5%, Al≤O.06%, N≤0.006%, Mo：O.05~O.5%, Ti:0.03~0.2%, V：O.15초과~1.2%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것과 동시에, C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (I)식을 만족하는 성분조성을 가지는 강편(slab)에, 마무리압연 종료온도(finishing temperature) 880℃ 이상, 권취온도 570℃ 이상의 조건으로 열간압연(熱間壓延)을 행하는 스텝을 갖고, 인장강도가 980MPa 이상인 가공성이 뛰어난 고장력강판의 제조방법.

O.8≤(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5…(I)

(단, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)

(7) 상기 (6)의 제조방법에 대하여, 상기 열간압연 후의 강판의 표면에 용융아연계 도금을 하는 스텝을 더 가지는, 인장강도가 980MPa 이상인 가공성이 뛰어난 고장력강판의 제조방법.

또한, 본 발명에서 「실질적으로 페라이트 단상조직」이란, 본 발명의 석출물 이외에, 미량의 다른 상(相) 내지는 석출물을 허용하는 것을 말하고, 바람직하게는 페라이트의 면적비율이 95% 이상이다.

또한, 인장강도가 980MPa 이상인 본 발명의 강판에 있어서, 상기의 평균입경 10nm 미만의 Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물은, 1μm³ 당 약 5×10⁵개 이상, 한층 더 고강도가 필요한 경우에는 1μm³ 당 약 1×10⁶개 이상이 분산 석출하고 있다고 생각된다.

도 1은, V의 첨가량(가로축：mass%)과 V의 석출효율(析出效率)을 나타내는 석출율(세로축：％)과의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는, 본 발명으로 얻어진, Ti, Mo, V를 포함한 미세한 탄화물의 일례(투과형 전자현미경에 의한 관찰결과 및 EDX에 의한 분석결과)를 나타내는 도이다.

이하, 본 발명에 대하여, 금속조직, 화학성분, 제조방법 등으로 나누어 구체적으로 설명한다.

＜금속조직＞

본 발명에 관한 고장력강판은, 실질적으로 페라이트 단상조직으로서, Ti, Mo, V를 포함한 탄화물이 석출하고 있다.

ㆍ실질적으로 페라이트 단상조직 :

매트릭스를 실질적으로 페라이트 단상조직으로 한 것은, 신장율의 향상에는 전위밀도가 낮은 페라이트가 유효함과 더불어, 신장플랜지성의 향상에는 단상조직인 것이 유효하고, 특히 연성(延性)이 풍부한 페라이트 단상조직에서 그 효과가 현저하기 때문이다. 다만, 매트릭스는 반드시 완전하게 페라이트 단상조직이 아니어 도 좋고, 실질적으로 페라이트 단상조직이면 좋다. 즉 미량의 다른 상 내지는 석출물은 허용된다. 바람직하게는 면적비율로 95% 이상 페라이트이면 좋다.

또한, 베이나이틱 페라이트(bainitic ferrite)나 어시큘러-페라이트(acicular ferrite) 등의 전위밀도가 높은 페라이트는 본 발명에 있어서의 페라이트상에는 포함되지 않고, 다른 상으로서 취급한다.

ㆍTi, Mo, V를 포함한 탄화물；

Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물은, 미세해져서, 석출물량도 확보할 수 있기 때문에, 강을 강화하는데 유효하다.

종래에는, 강화를 위한 석출물로서 Mo, V를 포함하지 않는 TiC를 이용하는 것이 주류였다. 그렇지만, Ti은 석출물 형성경향이 강하기 때문에 조대화하기 쉽고, 강화에 대한 효과가 낮아진다. 이 때문에, 필요한 강화량을 얻으려면 가공성을 열화시킬 때까지의 석출물이 필요하다.

한편, 일본국 특허공개 2003－89848호 공보에 개시되고 있듯이, Ti에 Mo를 더하는 것만으로도 석출물 미세화가 얻어져서, 어느 정도의 강화효과는 얻을 수 있다. 그러나, 단지 Ti와 Mo를 포함한 탄화물만으로 980MPa 이상의 인장강도를 얻을 수 있도록, 이것에 알맞은 레벨의 Ti를 첨가하려고 하면, 상기와 같이 일반적인 열연전(熱延前)의 가열온도를 웃도는 고온이 요구되는 경우가 있고, 고온화를 꾀하기 위해서는 예컨대, 특수한 설비를 필요로 하기 때문에 비용이 증가된다.

한편, Ti에 V만을 더했을 경우는, 충분한 석출물 미세화를 얻을 수 없다.

이에 대하여, Ti와 Mo와 V를 포함한 복합탄화물은, 미세하게 석출함은 물론 이고, 석출물의 양(수)의 확보도 용이하기 때문에, 가공성을 열화시키지 않고 강을 강화할 수 있음이 발견되었다.

이것은, 아래와 같은 이유에 의한 것이라 추측된다.

Mo 및 V, 특히 Mo는 석출물 형성경향(탄화물 형성경향)이 Ti보다 약하다. 이 때문에, 상기 복합탄화물은 강화에 기여하지 않는 조대한 석출물이 되지 않고, 안정하고 미세하게 존재할 수가 있으며, 가공성을 저하시키지 않는 비교적 소량의 첨가량으로 유효하게 강화할 수 있다고 생각된다(단, 단독첨가의 경우, 저온권취 하지 않으면 탄화물은 조대화한다). 한편, V와 C의 조합은 용해온도가 매우 낮고, 980MPa 이상이라는 고강도를 얻기 위해서 비교적 다량으로 첨가해도 통상의 가열온도에서 용이하게 용해할 수가 있다. 다만, V단독첨가에서는, V의 석출율이 떨어져 버린다. 이 때문에, 인장강도 980MPa 이상인 고장력을 얻을 만큼의 치수와 양의 석출물을 석출시키려면, Ti 외에 Mo와 V의 양쪽 모두를 첨가하는 것이 유효한 것으로 생각된다.

또한, 종래, Ti, Mo 등을 함유하는 강에, 다량의 V를 첨가하면, 신장율이 저하하는 경향에 있다고 하며, V의 첨가는 비교적 낮은 범위로 억제되어 있었다. 그렇지만, 본 발명자들이 Ti, Mo, V계(系)에 대해 상세하게 검토한 결과, V의 첨가량을 증대시키는 데 따라 V의 석출율이 높아져(즉 첨가한 V가 탄화물로서 충분히 석출하게 되어), 탄화물을 안정하고 미세하게 석출시킬 수가 있기 때문에, 충분한 신장율을 확보하고도, 고강도화를 달성할 수 있는 것을 알아냈다.

탄화물이, 안정하고 미세하게 존재할 수 있기 위해서는 탄화물의 조성이 영 향을 준다. 구체적으로는, 탄화물의 평균조성이, 원자%로 나타내는 Ti, Mo, V가, V/(Ti＋Mo＋V)≥0.3을 만족하게 되면 석출물의 조대화를 억제하는 효과가 높아져, 원하는 미세석출물을 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명에서는, 원자%로 나타내는 Ti, Mo, V가, V/(Ti＋Mo＋V)≥0.3을 만족하는 범위에서 Ti, Mo, V를 포함한 탄화물이 분산 석출하고 있는 것을 요건으로 한다. 또한 V/(Ti＋Mo＋V)의 상한은 O.7 정도로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명자들이 찾아낸 바로는, 미세화에 최적인 탄화물 조성은 Ti:Mo：V의 원자비로 대fir 1：1：2이다. 이 때문에, 탄화물의 평균조성에서, Ti:Mo：V의 원자비를 a:b:c로 하면, a=0.6~1.4, b=0.6~1.4, c=1.4~2.8, 단, a＋b＋c=4를 만족하는 것이 더욱 바람직하다.

이 복합탄화물의 평균입경을 10nm미만으로 함으로써, 석출물 주위의 왜곡이 전위의 이동의 저항으로서 더욱 효과적이 되어, 효율적으로 강을 강화할 수 있다. 이 때문에, 본 발명에서는, 평균입경 10nm미만의 Ti, Mo, V를 포함한 탄화물이 석출되는 것을 요건으로 한다. 더 바람직하게는, 평균입경이 5nm이하이다.

또한, 강도에 거의 영향을 주지 않는 조대석출물(粗大析出物)에 Ti, Mo, V를 포함한 탄화물이 석출하는 것 같은 경우도 있을 수 있다. 이러한 석출물을 입경의 평가대상으로 하는 것은 부적절하므로, 입경 100nm를 넘는 석출물은 제외하고, 평균입경을 측정하는 것으로 한다.

또한, 말할 필요도 없는 것이지만, 인장강도(TS)가 980MPa인 본 발명의 강판에 있어서는, 앞에서 본 평균입경 10nm 미만의 복합탄화물은 종래의 TS780MPa 클래 스의 강판으로부터 다수 관찰된다. 본 발명의 강에 있어서의 이 복합탄화물은, 일본국 특허공개 2002－322539의 데이터를 기본으로 한 개산(槪算)에 의하여, 1μm³ 당 약 5×10⁵개 이상이 분산석출하고 있다고 생각된다. 또한 이 공보에는 TS800MPa를 넘는 영역에서의 데이터는 이 공보에는 개시되어 있지 않기 때문에, 단순하게 TS의 대수(對數)와 미세탄화물 밀도의 대수의 사이에 직선관계(直線關係)가 성립하여 TS980MPa(의 대수)에 외부 삽입했다.

＜화학성분＞

본 발명에서는, 상기 금속조직만 만족하고 있으면 원하는 신장율 및 신장플랜지성 및 980MPa 이상의 강도를 얻을 수 있고, 화학성분은 특별히 한정되지는 않지만, 질량%로, C：O.06초과~O.24%, Si≤O.3%, Mn:O.5~2.O%, P≤0.06%, S≤0.OO5%, Al≤O.06%, N≤0.OO6%, Mo：O.05~0.5%, Ti：O.03~0.2%, V：0.15초과~1.2%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (1)식을 만족하는 성분조성을 가지는 것이 바람직하다.

O.8≤(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5…(I)

단, 상기 (I)식 중, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다.

이하, 이들 각 성분조건(특별히 설명이 없는 한 질량%)에 대해 설명한다.

ㆍC：0.06 초과~O.24%

C는 탄화물을 형성하고, 강을 강화하는데 유효하다. 그러나, O.06% 이하에서는, 강의 강화가 불충분하고, 0.24%를 넘어 첨가하면 스팟용접이 곤란해지기 때문 에, C함유량은 0.06 초과~O.24%가 바람직하다. 더 바람직하게는, 0.07% 이상이며, 특히 1100MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 O.1% 이상인 것이 바람직하다. 가장 바람직한 하한치는 0.11%이다. 상한은 약O.2%으로 하는 것이 바람직하다.

ㆍSi：0.3% 이하

Si는 고용강화(固溶强化)에는 유효한 원소로서 종래에는 적극적으로 이용되고 있으며, 고장력강에 약 O.4% 이상 첨가되는 일도 많지만, 본 발명에서는 함유량을 O.3% 이하로 한다. 이것은, O.3%를 넘어 첨가하면, 페라이트로부터의 C석출이 촉진되어 입계(粒界)에 조대한 철탄화물(鐵炭化物)이 석출하기 쉬워져, 신장플랜지성이 저하하기 때문이다.

또한, 본 발명에서는, Si를 저감함으로써 오스테나이트의 압연하중을 저감하고, 박물의 제조가 용이해진다. 즉, O.3%를 넘어 첨가하면, 2.5mm 이하의 재료의 압연이 불안정해져서, 판형상(板形狀)도 나빠진다.

이러한 이유에 의하여, Si 함유량은 O.3% 이하가 바람직하다. 더 바람직하게는 0.15% 이하이며, 바람직하게는 O.05% 이하이다.

그리고, Si는 적극적으로 함유하게 하지 않아도 좋지만, 극단적으로 저감하는 것은 제조비용을 악화시킨다. O.001%정도가 실용적인 하한치이다.

ㆍMn：O.5~2.0%

Mn는 고용강화에 의해 강을 보조적으로 강화하는 관점으로부터, O.5% 이상 함유되어 있는 것이 바람직하다. 그러나, 2.0%가 넘게 첨가하면 편석(偏析)하고, 또한 경질상(硬質相)이 형성되어, 신장플랜지성이 저하한다. 이 때문에, Mn함유량 은 0.5~2.O%가 바람직하다. 더 바람직한 범위는 1.O% 이상이다.

ㆍP:0.06% 이하

P는 보조적인 고용강화에 유효하지만, 0.06%를 넘어 함유시키면 편석하여 신장플랜지성을 저하시키기 때문에, O.06% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 P는 적극적으로 함유하게 하지 않아도 좋지만, 극단적으로 저감하는 것은 제조비용을 악화시킨다. 0.OO1%정도가 실용적인 하한치이다.

ㆍS：O.OO5% 이하

S는 적을수록 바람직하고, 0.OO5%를 넘으면 신장플랜지성이 저하하기 때문에, O.005% 이하가 바람직하다. 제조비용상은 O.OOO5%정도가 실용적인 하한치이다.

ㆍAl：0.06% 이하

Al는 탈산제(脫酸劑)로서 첨가해도 좋다. 그러나, 강 중의 Al량이 O.06%를 넘으면 신장율 및 신장플랜지성이 저하하기 때문에, O.06% 이하가 바람직하다.하한은 특별히 없지만, 탈산제로서의 효과를 충분히 얻기 위해서는 Al량을 O.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

ㆍN：O.006% 이하

N는 적을수록 바람직하고, O.006%를 넘으면 조대한 질화물이 증가해 신장플랜지성이 저하하기 때문에, 0.OO6% 이하가 바람직하다. 제조비용상으로는 0.OOO5%정도가 실용적인 하한치이다.

ㆍMo:0.05~O.5%

Mo는 본 발명에 있어서 중요한 원소이며, O.05% 이상 첨가하는 것으로 펄라 이트 변태를 억제하는 효과가 있다. 게다가 Ti, V와 미세한 석출물(복합탄화물)을 형성하여, 뛰어난 신장율 및 신장플랜지성을 확보하면서 강을 강화할 수가 있다. 그러나, 0.5%를 넘어 첨가하면 경질상(硬質相)이 형성되어 신장플랜지성이 저하하기 때문에, Mo함유량은 O.05~O.5%가 바람직하다. 또한 더 바람직한 하한은 O.15%, 더 바람직한 상한은 0.4%이다.

ㆍTi：O.03~O.2%

Ti는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Mo, V와 복합탄화물을 형성함으로써, 뛰어난 신장율 및 신장플랜지성을 확보하면서, 강을 강화할 수 있다. 그러나, O.03%미만에서는, 강을 강화하는 효과가 불충분하다. 한편, 0.2%를 넘으면 신장플랜지성이 저하함과 동시에, 열연(熱延) 전의 슬라브 가열온도를 1300℃ 이상이라는 고온으로 하지 않으면 탄화물이 용해하지 않기 때문에, 더 이상 첨가해도 미세석출물로서 유효하게 석출시킬 수가 없다. 따라서, Ti함유량은 0.03~0.2%가 바람직하다. 더 바람직한 하한은 0.08%이다.

ㆍV：O.15초과~1.2%

V는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 상기한 바와 같이, 탄화물이 안정하고 미세하게 존재할 수 있기 위해서는 탄화물의 조성이 영향을 준다. 구체적으로는, 탄화물의 평균조성이 원자%로 나타내는 Ti, Mo, V가, V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3을 만족하게 되거나, 혹은 바람직하게는 탄화물의 평균조성이 Ti：Mo：V의 원자비로 O.6~1.4：0.6~1.4：1.4~2.8(단 왼쪽에 쓴 각 값의 합계가 4)을 만족하게 되면, 석출물의 조대화를 억제하는 효과가 높아져, 원하는 미세석출물을 얻을 수 있다. 이 러한 점에서, 본 발명자들이 상세하게 검토한 결과, C를 O.06%넘어 다량으로 첨가함과 함께, V를 다량으로 첨가하는 것으로 V의 석출효율이 상승하고, V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3등의 조건을 만족하는 석출물을 얻을 수 있게 됨을 알았다.

도 1에, 강(鋼)으로의 V의 첨가량(가로축：질량%)과 석출한 V의 석출율(세로축)과의 관계를 나타낸다. 여기서, V의 석출율은, 첨가된 V에 대한, 석출물을 실제로 형성한 V의 비율을 의미하고, V의 석출효율을 나타낸다. 또한, 이 결과는, C:O.11~O.15%, Si：O.01%, Mn：1.35%, N:0.OO3%, Mo：0.32%, Ti:0.16%로 하고, V:0.1~O.3%로 변화시킨 강을 소재로 하고, 마무리압연 종료온도 920℃, 권취온도 620℃로 하여 열간압연을 실시해 얻은 열연강판을 이용해 얻은 것이다.

여기서, C함유량과 V첨가량은, C와 (Ti＋Mo＋V)의 원자수비가 대략 일정(약 1.O~1.1)하도록, (C량, V량)=(O.11%, O.1%), (O.13%, O.2%), (O.15%, O.3%)으로 변화시켰다. 또한, 열연강판의 석출 V량은 추출잔사(抽出殘渣)(extraction residue)의 정량분석에 의해 측정하여,

V의 석출율(%)=(석출 V량(mass%)/V첨가량(mass%))×100로 하여 구했다.

도 1에 나타낸 바와 같이, V첨가량이 증가하는 데 따라, V의 석출율이 커져, V＞O.15%에서 V의 석출율＞50%로, 매우 양호한 석출효율이 된다. 또한 이들 강판의 강조직은, 페라이트 단상조직인 것을 확인하고 있다.

이와 같이 양호한 석출효율을 얻은 경우의 석출물의 일례를 도 2에 나타낸다. 도 2의 좌측의 사진은, 석출물을 나타내는 투과형 전자현미경(TEM) 사진이다. 또한, 도 2의 우측의 사진은, 석출물 중의 Ti, Mo, V의 에너지 분산형 X선 분광장 치(EDX)에 의한 계측결과(우측)를 나타내는 도이다. 또한 이러한 석출물이 탄화물을 주체로 하는 것은 X선 회절피크의 위치 등으로부터 확인했다. 이 결과는, C：O.15%, Si：0.01%, Mn：1.35%, N：O.OO3%, Mo：O.32%, Ti：O.16%, V：O.3%로 한 강을 소재로 하고, 마무리압연 종료온도 920℃, 권취온도 620℃로 하여 열간압연을 실시해 제조된 열연강판을 이용해 얻은 것이다. 또한 그 외의 주된 성분의 함유량은, P：O.01%, S：O.001%, Al:0.05%였다.

또한, 석출물의 관찰은, 얻어진 열연강판을 산세(酸洗) 후, 강판으로부터 박막을 제작하고, TEM에 의해 관찰한 것이며, 석출물 중의 Ti, Mo, V의 조성은 TEM에 장비된 EDX에 의한 분석으로부터 결정했다. 도 2의 분석결과에서는, Ti:Mo:V는 원자비로 1.2：0.9：1.9이며, 따라서, V/(Ti+Mo＋V)는 0.48이었다.

이와 같은 실험결과를 기본으로, 발명자들이 더 검토한 결과, 강 중에 V를 O.15%를 넘어 함유시켜 매우 양호한 석출효율로 함으로써, 상기와 같이, 탄화물의 평균조성이 원자%로 나타내는 Ti, Mo, V가 V/(Ti＋Mo＋V)≥0.3을 만족하게 되어, Ti, Mo와 미세한 복합탄화물을 형성하고, 뛰어난 신장율이나 신장플랜지성을 확보하면서 강을 강화함이 판명되었다. 또 더 바람직하게는, 강 중에 V를 O.2% 이상 함유시킴으로써, 탄화물의 평균조성이 Ti：Mo：V의 원자비로 0.6~1.4：0.6~1.4：1.4~2.8(단 왼쪽에 쓴 각 값의 합계가 4)이 되는 조건을 안정적으로 만족하게 되어, 더 효율적으로 고장력화할 수 있음이 판명되었다. 더 바람직한 V하한치는 0.3%이다.

그러나, V의 함유량이 1.2%를 넘으면 중심편석(中心偏析)이 강하게 나타나게 되어, 신장율이나 인성(靭性)의 저하를 초래하기 때문에, 1.2% 이하가 바람직하다. 더 바람직하게는 O.8% 이하이다.

따라서, V함유량은 O.15초과~1.2%가 바람직하다. 더 바람직하게는 0.2~O.8%이다. 또한 V를 1.2% 함유시켰을 경우에도 슬라브 가열온도는 1200℃정도의 통상온도로 하면 탄화물이 완전하게 용해한다.

그리고, Ti, Mo, V의 적합한 첨가량의 범위는 상기한 바와 같지만, 목표로 하는 탄화물의 Ti：Mo：V비(0.6~1.4：0.6~1.4:1.4~2.8, 단 합계 4)에 대응하는 첨가량비로 첨가하는 것이 더 바람직하다. 또한 중량%를 원자비로 환산하려면, Ti, Mo, V를 각각 원자량(48, 96, 51)으로 나누어 비율을 구하면 좋다. 다만 강조성(鋼組成)으로 상기 비를 만족하지 않아도, 즉시 미세탄화물 중의 원자비가 적합 범위를 벗어나는 것은 아니다.

ㆍO.8≤(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5

(단, 식 중의 C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)

본 발명에 있어서 C, Ti, Mo, V의 첨가 밸런스는 매우 중요하다.

이론적으로는, 강 중의 C와 (Ti, Mo, V)와의 원자수비가 1, 즉(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)}=1인 경우, 탄소가 과부족 없이 복합탄화물로서 석출하는 것이 기대되지만, 본 발명자들의 조사에 의하면, 상기한 소정 범위의 C, Ti, Mo, V함유량으로 한 다음, (C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)+(V/51)}을 0.8~1.5로 함으로써, Ti, Mo,V가 V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3을 만족하는 조성을 가지는 다량의 탄화물을, 페라이트 중에 미세하게, 즉, 평균입경 10nm미만으로 미세하게 분산 석출하기 쉽게 할 수가 있다. 상기 원자수비의 더 바람직한 범위는 O.8~1.3이다.

(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝가 O.8 미만에서는, 석출물이 조대해져서 980MPa 이상의 강도를 안정적으로 얻을 수 없게 되어, (C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)}가 1.5를 초과하면, C가 과잉되어 펄라이트가 생기기 때문에, 성형성이 저하한다. 또한 C가 과잉인 경우도 탄화물은 조대화하는 경향이 있다.

ㆍ그 외

고장력강판에서는, 다른 탄화물 형성원소, 특히 Nb, W 등을 첨가하는 경우가 있다. 그러나 본 발명의 경우는 탄화물 중에서 최적인 Ti, Mo, V밸런스를 무너뜨릴 가능성이 있으므로, 이러한 첨가는 피하고, 그 함유량은 불순물로서 허용되는 범위로 하는 것이 바람직하다. 특히 Nb는 열간압연 하중을 증대시켜 박물의 제조를 곤란하게 하는 것 외에 본 발명의 강조성에서는 C의 조대화를 촉진해 강도를 저하시킬 가능성이 있다. 따라서, Nb는 O.02% 이하로 하는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 O.OO3% 이하로 한다. W도 O.02% 이하로 하는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 O.OO5% 이하로 한다.

본 발명의 강판의 화학조성에 있어서의 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다.불가피적 불순물로서는, 상기한 이외에, Cr, Cu, Sn, Ni, Ca, Zn, Co, B, As, Sb, Pb, Se 등을 들 수 있다. Cr는 1% 이하의 함유가 허용되지만, 바람직하게는 O.6% 이하, 더 바람직하게는 O.1% 이하이다. 다른 각 원소는 O.1% 이하의 함유가 허용되지만, 더 바람직하게는 0.03% 이하이다.

＜제조방법＞

본 발명에서는, 상기 성분조성을 가지는 강을 용제(溶製)(melting)하고, 강편(鋼片)(잉곳, 슬라브, 박(薄)슬라브를 포함한다)을 거푸집에 부은 후, 마무리압연 종료온도 880℃ 이상, 권취온도 570℃ 이상의 조건으로 열간압연을 실시한다.

본 발명의 강판의 판두께, 즉 열간압연 후의 판두께는, 1.4~5.Omm 정도가 적합하지만, 특히 종래에 곤란했던 판두께 2.5mm이하의 박물의 제조에 대해서도, 본 발명의 강판은 문제 없이 적용할 수 있다.

또한, 980MPa 이상의 인장강도를 가지는 2.5mm이하의 박물(薄物) 열연강판을 제조함에 있어서, 본 발명은 강도를 담당하는 석출물을 압연 후에 석출시킨다. 이 때문에, 압연 중에는 강이 연질이며, 압연에 관한 설비부담을 특히 증대시키지 않고, 제조할 수가 있다.

ㆍ강편가열조건

강편은 일단 냉각후, 소정의 온도(이른바 슬라브 가열온도(slab reheating Temperature)로 재가열하고 나서 열간압연을 행해도 괜찮고, 또한, 강편이 상기 소정의 온도보다 저온이 되기 전에 즉시 열간압연을 실시해도 괜찮다. 게다가, 강편이 식기 전에 상기 소정의 온도까지 단시간의 가열을 실시하고, 열간압연을 행해도 괜찮다.

슬라브 가열온도는 탄화물을 재고용(再固溶)시키기 때문에(혹은 석출시키지 않기 때문에), 1150℃~1280℃정도가 적합하다. 또한 본 발명의 강조성의 경우, 유사 성분의 종래 강(Ti탄화물계, Ti－Mo탄화물계)보다는 낮은 슬라브 가열온도에서 재고용을 달성할 수 있다.

ㆍ마무리압연 종료온도：880℃ 이상

마무리압연 종료온도는 신장율 및 신장플랜지성의 확보와 압연하중의 저감에 중요하다.

880℃미만에서는 표층이 조대입(粗大粒)이 되어 신장율 및 신장플랜지성이 손상된다. 또한, 미재결정(未再結晶)으로 압연이 진행하기 때문에 일어나는 왜곡의 축적량이 증대하고, 압연하중이 현저하게 증대함으로써 박물의 열간압연이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리압연 종료온도는 880℃ 이상으로 한다.

또한 본 발명의 강조성의 경우, 유사 성분의 종래 강(Ti탄화물계, Ti-Mo탄화물계)보다는 낮은 마무리압연 종료온도로 강도를 확보할 수가 있다. 또한, 이 때문에, 이러한 종래 강에서는 곤란한 박물의 제조가 용이하다.

마무리압연 종료온도의 상한은 특별히 정할 필요는 없다. 그러나, 고온에서 마무리하면 결정립이 조대화하므로, 결정 조직의 강도가 저하하고, 미세탄화물 등에 의한 강화가 여분으로 필요해져, 낭비가 많아진다. 따라서, 압연 종료온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

ㆍ권취온도 570℃ 이상

페라이트 조직을 얻고, 또한 충분한 탄화물 석출을 확보하기 위하여, 더 런아웃테이블 상에서의 주수량(注水量)을 억제하여 박물을 안정적으로 통판(通板)시키기 때문에, 권취온도는 570℃ 이상으로 한다. 런아웃테이블 상의 강판의 주행 안정성을 확보하려면 600℃ 이상이 바람직하다. 또한 펄라이트의 생성을 억제하기 위해서는, 권취온도는 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

소정의 조성의 강에 대하여, 이상의 열연조건을 만족함으로써, 석출한 탄화물의 평균조성에 있어서, V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3이나 탄화물의 Ti:Mo:V비=0.6~1.4: O.6~1.4:1.4~2.8(단, 합계=4)을 만족시키고, 또한 평균입경 10nm미만이 달성된다.

ㆍ그 외

본 발명의 고장력강판에는, 표면에 표면처리나 표면피복처리(表面被服處理)를 가한 것도 포함한다. 특히, 본 발명의 강판은 용융아연계 도금피막을 형성하여, 용융아연도금계 강판으로 한 것에 매우 적합하게 적용할 수 있다. 즉, 본 발명의 고장력강판은 양호한 가공성을 가짐으로써, 용융아연계 도금피막을 형성해도 양호한 가공성을 유지할 수 있다.

여기서, 용융아연계 도금이란, 아연 및 아연을 주체로 한(즉 약 80 질량% 이상 함유한다) 용해도금이며, 아연 외에 Al, Cr등의 합금 원소를 포함한 것도 포함한다. 또한, 용해도금을 한 채로도, 도금 후에 합금화처리를 실시해도 상관없다.

〔실시예〕

(실시예 1)

표 1에 나타내는 화학성분을 가지는 강편을, 1250℃로 가열하고, 통상의 열간압연 공정에 의해 마무리압연 종료온도 880~930℃에서, 판두께 3.5mm로 마무리했다. 이 후, 600℃를 넘는 권취온도에서, 냉각속도와 권취온도를 변화시켜, 여러가지의 조직의 강판을 제조했다. 또한 표 1중, A값은, 상기 (I)식의 (C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)}의 값을 나타낸다.

얻어진 강판을 산세 후, 강판의 판두께의 1/8, 1/4, 3/8, 1/2의 위치로부터 채취해 제작한 박막을 투과형 전자현미경(TEM)에 의해 조직관찰을 실시함과 동시에, 석출물의 사이즈를 측정했다.

석출물 중의 Ti, Mo, V의 조성은 TEM에 장비된 에너지 분산형 X선 분광장치(EDX)에 의한 분석으로부터 결정하여, 석출물의 V비율(원자비)=V/(Ti+Mo＋V)(식 중, Ti, Mo, V는 원자%), 및 Ti：Mo：V의 원자비를 구했다.

여기서, 석출물은, 입경(粒徑)이 100nm 이하인 것을 무작위로 30개 선택하고, 각각에 대해 입경 및 Ti,Mo,V의 함유량을 측정했다. 입경은 원근사(圓近似)를 이용한 화상처리로 구하여, 상기 30개의 산술평균을 평균입경으로 했다. V비율 및 Ti:Mo:V의 값에서는, Ti, Mo, V의 함유량을 상기 30개의 산술평균에 의해 구해 평균조성으로 하여, 이를 바탕으로 산출했다. 이와 같이 입경이 100nm이하의 석출물에 대해 얻은 평균입경, 평균조성을, Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물의 평균입경, 평균조성으로 했다.

또한, 얻어진 강판으로부터 JIS5호 인장시험편 및 구멍넓힘 시험편을 채취했다. 인장시험편은 압연수직방향으로부터 채취했다.

구멍넓힘시험은 130mm 사각인 강판의 중앙에 10mmφ의 펀치에 의해, 클리어런스(한쪽)를 판두께의 12.5%로 하여 펀칭한 구멍을 가지는 시험편을 준비해 행했다. 그리고, 60°원추 펀치에 의해 펀칭구멍의 버(burr)측의 반대 방향으로부터 밀어 올려, 균열이 강판을 관통한 시점에서의 구멍직경 d(mm)를 측정하여, 구멍넓힘율 λ을 다음 식으로부터 산출했다.

λ(%)={(d－10)/10}×100

표 2에, 조직, 석출물 평균입경, 석출물의 조성(V비율), 인장강도(TS), 신장율(E1), 구멍넓힘율(λ)을 기재한다.

표 2에 나타내는 대로, 본 발명 강의 No.1~5는 모두 페라이트 조직으로 이루어지고, 석출물의 평균입경은 10nm미만이며, 석출물의 V비율(원자비)은 0.3이상이 되어 있으며, 인장강도(TS)가 980MPa 이상으로 뛰어난 신장율과 신장플랜지성을 가지고 있는 것이 확인되었다.

이에 대해서, 비교예인 No.6은, C량 및 V량이 적기 때문에, 강의 강화(强化)에 필요한 석출물의 양이 적고, 인장강도(TS)가 980MPa 미만으로 되어 있다. No.7은, C량이 너무 많고, 또한 Mo량이 적기 때문에, 펄라이트가 생성하면서, 석출물이 조대화하고 있으며, 신장율 및 신장플랜지성이 모두 낮다. 또한, No.8은, V량이 많고, 석출물이 조대화하고 있으면서, 마르텐사이트가 생성되어 있기 때문에, 신장율 및 신장플랜지성이 모두 낮다. No.9는, Ti량, V량이 적기 때문에, 강의 강화에 필요한 석출물이 부족해 인장강도(TS)가 980MPa 미만으로 되어 있다.

(실시예 2)

화학성분이 질량%로, C：0.150%, Si：O.02%, Mn:1.34%, P:0.010%, S:0.OO08%, Al：0.043%, N：O.OO32%, Mo：0.32%, Ti：O.15, V：O.30%인 강(A값：(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝=1.01)을 용제해 슬라브로 했다. 그 다음에, 오스테나이트역(域)에서 가열 후, 열간압연을 실시하고, 표 3에 나타내는 온도로 압연을 완료했다. 압연 후에는 표 3에 나타내는 권취온도까지 냉각하고, 그 권취온도로 권취했다. 표 3에는 판두께도 동시에 기재했다.

얻어진 코일의 폭방향 중앙부로부터 샘플을 채취하여, 인장방향이 압연방향과 수직이 되도록 JIS5호인장시험편을 채취하여, 인장시험을 실시했다. 또한, 같은 위치로부터 채취한 샘플로부터, 실시예 1과 같은 방법으로 석출물의 조사를 실시하고, 또한, 강조직도 관찰했다. 게다가 압연 후의 판형상을 육안으로 판정했다. 그 결과도 표 3에 나타낸다. 또한 압연 후의 판형상의 평가기준은, 육안으로 플랫인 경우를 ○, 기복(waving)이 현저한 경우를 ×로 했다.

결과적으로, 표 3은, 동일 화학성분의 1180MPa급 강판에 대하여, 판두께와 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 변화시킨 예를 나타내는 것이다. 마무리압연 종료온도 880℃ 이상, 권취온도 570℃ 이상을 확보하고 있는 강 No.10~14에서는, 판두께에 관계없이, 평균입경 10mm미만의 석출물이 생성하고 있고, 목표의 인장강도(TS)와 신장율이 달성되었다. 또한 판형상도 양호했다. 또한 이러한 강판은, 조직관찰의 결과, 페라이트 단상조직인 것을 확인하고 있다. 한편, 비교 강인 No.15는 마무리압연 종료온도가 낮았기 때문에 표층부에서 결정립이 조대화하고, 또한 석출물도 조대화했기 때문에, 목표한 강도를 만족하지 않고, 신장율도 낮았다. 판형상도 기복이 현저했다. No.16은 권취온도가 낮았기 때문에, 강의 강화에 필요한 석출물이 부족해 인장강도(TS)가 목표에 이르지 않고, 또 기복이 현저했다.

강 No.10~14에서는 석출물의 개수는 1μm³ 당 약 1×10⁶개 정도이며, No.15및 16에서는 약 2.5~4×10⁵개 정도로 개산(槪算)된다.

(실시예 3)

표 4에 나타내는 화학성분을 가지는 강에 마무리압연 종료온도 920℃ 이상, 권취온도 620℃로 열간압연을 실시하고, 판두께 1.6mm의 열연강판을 제조했다. 이들 열연강판을 산세 후, 합금화 용융아연도금을 실시했다(즉, 아연을 도금욕(浴)으로 하는 용융아연도금을 한 후, 합금화처리를 했다).

실시예 1과 동일하게, 얻어진 강판으로부터 제작한 박막에 대하여, 투과형 전자현미경(TEM)에 의해 조직관찰을 실시함과 동시에, 석출물의 사이즈를 측정하여, 석출물 중의 Ti, Mo, V의 조성을 TEM에 장비된 에너지 분산형 X선분광장치(EDX)에 의한 분석으로부터 결정했다. 또한, 이들 도금강판으로부터 JIS5호인장시험편 및 구멍넓힘 시험편을 채취하여, 인장시험 및 구멍넓힘시험을 실시했다. 표 5에, 조직, 석출물 평균입경, 석출물의 조성(V비율), 인장강도(TS), 신장율(E1), 구멍넓힘율(λ)을 기재한다. 또한 표 4중의 A값도 표 1과 같이, (I)식의 (C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)}의 값을 나타낸다.

표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 No.17은 용융아연도금을 해도 신장율과 신장플랜지성 모두 양호한 값을 나타내는데 대하여, 비교예인 No.18은 석출물이 조대화하고, 또한 석출물에 V가 거의 포함되어 있지 않기 때문에, 신장율, 신장플랜지성 모두 낮았다.

(실시예 4)

표 6에 나타내는 화학성분을 가지는 강편을, 1250℃로 가열하여, 통상의 열간압연 공정에 의해 마무리압연 종료온도 880~930℃에서, 판두께 2.5mm로 마무리하고, 620℃에서 코일로 권취했다. 또한, 표기 이외의 성분에서는, 질량%로 Si:O.OO1~O.15%, S：O.0005~O.OO5%, Al:0.01~0.06%, N:0.OOO5~O.O06%의 범위내로 했다.

얻어진 강판을 산세 후, 실시예 1과 같은 방법으로, 미세탄화물 및 강판의 특성(기계적 특성 및 가공성)을 조사했다. 조사의 결과를 표 6에 나타낸다.

탄소량을 일정하게 하여, A값이 적절한 범위를 벗어나지 않는 범위에서, Ti, Mo, V 중의 어느 한 종류의 함유량을 변화시킨, No.21~27(V변화), No.28~32(Mo변화) 및 No.33~36 및 30(Ti변화)의 결과로부터, Ti, Mo, V 모두를 발명범위 내로 함으로써, 980MPa 이상의 고강도 및 신장율·신장플랜지성을 겸비한, 지극히 뛰어난 강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 이러한 조건으로 제조된 강의 미세탄화물의 조사결과로부터, V의 비율 및 Ti:Mo:V가 적합한 범위에 있고, 그 결과 미세하고 충분한 양을 석출함으로써, 특별히 가공성을 열화시키지 않고 고장력화에 효과적인 것이 이해된다.

그리고 V첨가량에서는, 0.20% 이상으로 함으로써(No.22), 0.20%미만의 발명예(예를 들면 No.23)보다 더 현저한 고강도화를 얻을 수 있는 한편, 신장율이나 신장플랜지성은 거의 열화하지 않았다.

또한, 강의 화학성분에 있어서의 Ti, Mo, V의 비를 거의 일정하게 하면서, A값을 일정하게 한 조건으로 C량을 변화시킨 No.37~41, 및, 강의 화학성분에 있어서의 Ti, Mo, V의 비를 거의 일정하게 하면서, C를 일정하게 한 조건으로 A값을 변화시킨 No.42~46의 결과로부터, C량이나 A값도 적합 조건을 만족하는 것이 바람직함을 알 수 있다.

No.47~50으로부터 알 수 있듯이, P량이나 Mn량에 의해 강판의 인장강도를 약간 더 조정할 수가 있다.

이에 대하여, V량, Ti량 혹은 C량이 부족한 No, 24, 36 및 37에서는 탄화물량 부족이 원인이라고 생각되는 강판강도부족이 발생한다. 또한 C량이 과잉하여 펄라이트화가 진행된 No.41에서도 탄화물량 부족이 원인이라고 생각되는 강판강도 부족이 발생하고 있다.

더욱이 Mo량이 부족 혹은 Ti량이 과잉인 No.32 및 33은 탄화물이 조대화하고, 역시 강도가 부족하다. 또한 A값이 적정 값을 벗어난 경우(No.42 및 46)도, 탄화물 부족이 원인이라고 생각되는 강판강도의 부족이 발생한다.

또한 Ti 혹은 Mo가 과잉으로 첨가된 No.27 및 28에서는 신장율이나 신장플랜지성이 현저하게 저하한다.

본 발명에 의하면, Ti, Mo에 더하여 V를 적정한 밸런스로 첨가하고, Ti, Mo 및 V를 포함한 미세한 탄화물을 분산석출시킴으로써, 가공성이 뛰어난 고장력강판 을 얻을 수 있다.

그리고, 가공성의 지표인 신장율과 신장플랜지성이 모두 뛰어나고, 980MPa 이상의 고강도의 고장력 열연강판이 제공된다. 이러한 강판은, 자동차용 부재와 같이 프레싱시(時)의 단면형상이 복잡한 용도에 적합하다.

Claims

실질적으로 페라이트 단상조직(單相組織)이고,

평균입경 10nm미만의 Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물이 분산 석출함과 함께, 상기 Ti, Mo 및 V를 포함한 탄화물은, 원자%로 나타낸 Ti, Mo, V가 V/(Ti＋Mo＋V)≥O.3을 만족하는 평균조성을 갖고, 인장강도(引張强度)가 980MPa 이상인 고장력강판.
제1항에 있어서,

상기 탄화물의 평균조성에 있어서, Ti:Mo：V의 원자비 a:b：c가, a=0.6~1.4, b=0.6~1.4, c=1.4~2.8, 단 a＋b＋c=4를 만족하는 고장력강판.
제1항에 있어서,

질량%로,

C：O.06 초과~O.24%,

Si≤O.3%,

Mn：0.5~2.0%

P≤0.06%,

S≤0.OO5%,

Al≤0.06%,

N≤0.006%,

Mo：0.05~0.5%,

Ti：0.03~0.2%.

V：O.15초과~1.2%를 포함하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (I)식을 만족하는 성분조성을 갖는 고장력강판.

0.8≤(C/12)/{(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5…(I)

(단, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)
제2항에 있어서,

질량%로,

C：0.06 초과~O.24%,

Si≤0.3%,

Mn:0.5~2.0%,

P≤0.06%,

S≤0.005%,

Al≤0.06%,

N≤O.OO6%,

Mo：O.05~0.5%,

Ti:0.03~O.2%,

V:0.15초과~1.2%를 포함하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (I)식을 만족하는 성분조성을 갖는 고장력강판.

0.8≤(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5…(I)

(단, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,

판두께 2.5mm이하의 박물 열연강판(薄物熱延鋼板)인 고장력강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,

표면에 용융아연계(溶融亞鉛系) 도금피막을 갖는 고장력강판.
질량%로,

C：O.06 초과~O.24%,

Si≤O.3%,

Mn：0.5~2.O%,

P≤0.06%,

S≤O.OO5%,

Al≤O.06%,

N≤0.OO6%,

Mo:O.05~0.5%,

Ti:0.03~0.2%,

V：O.15초과~1.2%를 포함하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것과 함께,

C, Ti, Mo, V함유량이 이하의 (I)식을 만족하는 성분조성을 갖는 강편(鋼片)에,

마무리압연 종료온도 880℃ 이상, 권취온도(卷取溫度) 570℃ 이상의 조건으로 열간압연을 행하는 단계를 갖고, 인장강도가 980MPa 이상인 고장력강판의 제조방법.

0.8≤(C/12)/｛(Ti/48)＋(Mo/96)＋(V/51)｝≤1.5…(I)

(단, C, Ti, Mo, V는 각 성분의 질량%를 나타낸다)
제7항에 있어서,

상기 열간압연 후의 강판표면에 용융아연계 도금을 행하는 단계를 더 갖는 고장력강판의 제조방법.