KR20100023006A

KR20100023006A - 가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성이 우수한 후육 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20100023006A
Application number: KR1020097027185A
Authority: KR
Inventors: 가즈히로 세토; 노부유키 나카무라; 아키오 고바야시
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2007-06-29
Filing date: 2008-06-06
Publication date: 2010-03-03
Also published as: US20100206439A1; CN101688276B; CN101688276A; CA2691730C; WO2009004909A1; EP2184373B1; CA2691730A1; EP2184373A1; KR101164470B1; EP2184373A4; JP5040475B2; JP2009007652A

Abstract

인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 바람직하게는 490 ∼ 590 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상을 갖고, 판두께 방향 균일성이 우수하고, 고강도이고 가공성이 우수함과 함께, 또한 열처리 후의 강도 인성도 우수한 자동차나 건기 등의 구조 부재 용도에 바람직한 후육 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. C : 0.10 ∼ 0.20 ％ 를 함유하고, Si, Mn, Al, P, S, N 을 적정 범위로 조정하고, 추가로 Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％, B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 강 소재에, 마무리 압연의 압연 종료 온도를 820 ∼ 880 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하고, 이어서, 냉각 속도 : 15 ∼ 50 ℃/s, 냉각 정지 온도 : 500 ∼ 600 ℃ 로 하는 냉각을 실시하고, 코일 형상으로 감는다. 이로써, 조직을 판두께 방향으로 균일한, 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직으로 할 수 있고, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내인 판두께 방향의 균일성이 우수하고, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상을 만족시키는 후육 열연 강판이 되고, 추가로 열처리를 실시함으로써, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상, vTrs : -60℃ 이하의 고강도 고인성의 후육 대형의 구조 부재를 제조할 수 있다.

후육 열연 강판

Description

가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성이 우수한 후육 열연 강판 및 그 제조 방법{THICK HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT PROCESSABILITY AND EXCELLENT STRENGTH/TOUGHNESS AFTER THERMAL TREATMENT,AND METHOD FOR PRODUCTION OF THE STEEL SHEET}

본 발명은, 후육 (厚肉) 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 여기서 말하는 「후육 열연 강판」이란, 판두께 6 ㎜ 이상 12 mm 이하의 비교적 판두께가 두꺼운 열연 강판을 말하는 것으로 한다. 그 후육 열연 강판은, 자동차나 건설 기계 (이하, 건기 (建機) 라고도 한다) 등의 구조 부재를 제조하기 위한 소재로서 바람직한 것이다.

최근 지구 환경의 보전이라는 관점에서, 자동차의 배기 가스 규제가 강화되고, 연비 향상을 위해 자동차 차체의 경량화가 추진되고 있다. 자동차용 부재에 대해서도 예외가 아니라, 자동차용 부재의 경량화가 강하게 요구되고 있다. 또한, 건기 등의 구조 부재에 대해서도 동일하게 경량화의 요구가 강하다. 그러한 것도, 이들 자동차나 건기 등의 구조 부재에 대해서는, 판두께가 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하 정도, 길이가 10 m 에나 이르는 후육 대형의 대중량의 소재가 사용되는 경우가 많기 때문이다. 그래서, 부재 중량을 경감시키기 위해, 사용할 강판을 고강도화된 강판으로 하면, 연신 특성 등의 강판의 가공성이 저하되고, 가공의 난도가 급격하게 증가한다는 문제가 있다. 또한, 경량화를 위해 뚫리는 구멍부나 불가피적으로 존재하는 용접부 등의 응력 집중부에서 피로 강도가 향상되지 않는다는 문제 때문에, 다른 박육 (薄肉) 소형의 부재와는 달리, 자동차나 건기 등의 구조 부재와 같은 후육 대형의 부재에서는, 고강도화되어도 겨우 인장 강도 : 540 ㎫ 정도까지의 고강도화까지였다.

최근 박육 소형 부재의 고강도화 수단으로서, 프레스 가공하면서 담금질하는, 다이 퀀치가 실용화되고 있다. 그러나, 이 다이 퀀치를 후육 대형 부재에 적용하는 경우에는, 설비 자체가 거대해진다는 문제에 추가하여, 후육이기 때문에 중심부까지 담금질되지 않아 원하는 강도를 확보할 수 없는 데다가, 또한 담금질 그대로의 상태에서는 후육 부재 특유의 취성 파괴를 발생시키는 등의 문제가 있다. 이 때문에, 다이 퀀치는 후육 대형 부재에는 적합하지 않는 것으로 여겨져 왔다.

그러나, 자동차나 건기 등의 구조 부재에 대한 경량화의 요구는 강하고, 부재의 고강도화가 열망되고 있다. 그 때문에, 최근에는 특히 고강도가 요구되는 부재에서는, 부재 형상으로 가공한 후, 담금질 템퍼링 처리 등의 열처리를 실시하여, 부재의 고강도화 나아가서는 고인화 (高靭化) 를 도모하는 것이 실시되게 되었다. 따라서, 소재인 열연 강판에는 강도, 연신 특성과 함께, 부재 형상으로 가공한 후에 실시되는 열처리 후의 부재 강도 나아가서는 부재 인성 (靭性) 이 우수한 것이 요구되게 되었다.

이와 같은 요망에 대하여, 예를 들어, 특허 문헌 1 에는, C : 0.10 ∼ 0.37 ％ 를 함유하고, 추가로 Si, Mn, P, S, Al 의 적정량을 함유하고, 또한 B, N 을 14B / 10.8N : 0.50 이상을 만족시키도록 함유하는 강을 권취 온도 720 ℃ 이하에서 열간 압연하여, 강 중 석출물인 BN 의 평균 입경이 0.1 ㎛ 이상, 또한 담금질 후의 구 (舊) 오스테나이트 입경이 2 ∼ 25 ㎛ 가 되는 박강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허 문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 가공 후의 저온 단시간에서의 담금질성이 우수하고, 또한 담금질 후의 인성이 우수하고, 담금질 조건에 따른 특성의 변동이 작은 박강판을 제조할 수 있는 것으로 기재되어 있다.

또한, 특허 문헌 2 에는, C : 0.10 ∼ 0.37 ％ 를 함유하고, 추가로 Si, Mn, P, S, Al, Ti 의 적정량을 함유하고, 또한 B, N 을 유효 B 량 : 0.0005 ％ 이상을 만족시키도록 함유하는 강을 권취 온도 720 ℃ 이하에서 열간 압연하여, 강 중 석출물인 TiN 의 평균 입경이 0.06 ∼ 0.30 ㎛, 또한 담금질 후의 구 오스테나이트 입경이 2 ∼ 25 ㎛ 가 되는, 담금질 후의 충격 인성이 우수한 박강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허 문헌 2 에 기재된 기술에 의하면, 가공 후의 저온 단시간에서의 담금질성이 우수하고, 또한 담금질 후의 충격 인성이 우수하고, 담금질 조건에 따른 특성의 변동이 작은 박강판을 제조할 수 있는 것으로 기재되어 있다.

특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 2002-309344호

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2002-309345호

발명의 개시

그러나, 특허 문헌 1, 2 에 기재된 기술은 2.4 ㎜ 정도의 비교적 판두께가 얇은 열연 강판을 대상으로 하고 있으며, 특허 문헌 1, 2 에 기재된 기술을, 자동차나 건기 등의 구조 부재와 같은 후육 대형 부재용의 비교적 판두께가 두꺼운 열연 강판의 제조에 적용하면, 판두께 방향에서 조직이 변화하고, 판두께 방향 중심부에서의 강도·연성이 저하되기 때문에, 판두께 방향에서 균일한 조직을 갖고, 원하는 강도·연성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 없는 데다가, 열처리 후에 원하는 강도 인성을 확보할 수 없다는 문제가 있었다.

또한, 자동차나 건기 등의 구조 부재와 같은 후육 대형 부재용의 후육 열연 강판에서는, 판두께 중심부에서 원하는 균일 조직을 얻고자 하면, 열간 압연 후 급랭시키는 것이 필요해진다. 그러나, 열간 압연 후 급랭시키면, 강판 표층 (특히 강판 폭방향 에지 근방) 에서 냉각 속도가 지나치게 커져, 마르텐사이트 변태를 발생시키고, 강판 표층의 경도가 높아져, 부분적으로 판두께 방향의 경도차가 큰 열연 강판이 되는 경우가 있었다. 이와 같은 열연 강판 (코일) 으로부터 부재용 소재를 절단하면, 불균일한 변형 (폭방향으로 슬릿되는 경우에는 캠퍼라고 칭해진다) 이 발생하여, 절단 후의 소재의 치수 정밀도가 저하되고, 그 결과, 부재의 치수 정밀도가 저하된다는 문제가 있었다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 후육 대형의 부재용으로서 요구되는, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 바람직하게는 490 ∼ 590 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상 (표점 거리 GL : 50 ㎜) 을 갖고, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이하이고, 고강도이고 가공성이 우수함과 함께, 또한 열처리 후의 강도 인성도 우수한 후육 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서, 「열처리 후의 강도 인성이 우수한」후육 열연 강판이란, 통상적인 물 담금질 템퍼링 처리 (약 930 ℃ 가열수 담금질-약 200 ℃ 템퍼링) 로, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상의 고강도와 연신율 : 15 ％ 이상 (GL : 50 ㎜) 의 고연성과, 샤르피 충격 시험에 있어서의 연성-취성 파면 천이 온도 vTrs 가 -60 ℃ 이하가 되는 고인성을 갖는 열연 강판을 말하는 것으로 한다.

또한, 본 발명의 강판을 사용한 부재에 실시되는 열처리 조건은, 상기한 통상적인 물 담금질 템퍼링 처리 (약 930 ℃ 가열수 담금질-약 200 ℃ 템퍼링) 에 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 약 930 ℃ 가열수 담금질-약 400 ℃ 템퍼링 등, 원하는 열처리 조건으로 할 수 있다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 판두께가 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하로 비교적 판두께가 두꺼운 열연 강판의 강도, 가공성 (연성) 에 영향을 주는 요인, 나아가서는 열처리 후의 강도, 인성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구하였다. 그 결과, C : 0.10 ∼ 0.20 질량％ 의 저탄소강에, 적정량의 Ti 와 B 를 복합 함유하고, N 함유량을 0.005 질량％ 이하로 낮게 조정한 조성으로 하고, 조직을 전체 판두께에 걸쳐 균일한 베이나이틱 페라이트의 단상 (單相) 조직으로 함으로써, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내가 되고, 원하는 고강도 및 우수한 가공성을 가짐과 함께, 열처리 후의 조직이 전체 판두께에 걸쳐 균일한 마르텐사이트가 되고, 열처리 후의 강도 인성이 우수한 후육 열연 강판으로 할 수 있다는 것을 알아냈다. 또한, 열간 압연 후의 냉각 속도를 표면 온도로 15 ∼ 50 ℃/s 의 범위로 조정함으로써, 조직을 전체 판두께에 걸쳐 균일한 베이나이틱 페라이트의 단상 조직으로 할 수 있고, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내가 된다는 것을 알아냈다.

본 발명은, 상기한 지견에 기초하여 더욱 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.10 ∼ 0.20 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, N : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％, B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내이고, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상 (표점 거리 GL : 50 ㎜) 을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 고강도이고 가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성이 우수한 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 후육 열연 강판.

(2) 질량％ 로, C : 0.10 ∼ 0.20 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, N : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％, B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 마무리 압연의 압연 종료 온도를 820 ∼ 880 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판에 표면의 냉각 속도로 15 ∼ 50 ℃/s 가 되는 냉각을 표면 온도가 550 ∼ 650 ℃ 가 되는 온도역까지 실시하고, 그 온도역에서 코일 형상으로 감는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내이고, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상 (표점 거리 GL : 50 ㎜) 을 만족시키고, 고강도이고 가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성이 우수한 후육 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상을 갖고, 원하는 고강도와 가공성이 우수하고, 또한 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내가 되는, 판두께 방향의 경도 분포가 균일한, 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 후육 열연 강판을 용이하게 게다가 안정적으로 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 나아가서는, 본 발명의 열연 강판은 열처리 후의 강도 인성도 우수하기 때문에, 본 발명의 열연 강판에 의하면, 열연 강판을 원하는 형상으로 가공한 후 열처리를 실시함으로써, 고강도이고 고연성, 고인성을 갖는, 자동차나 건기 등의 구조 부재와 같은 후육 대형 부재 (제품) 를 용이하게 게다가 안정적으로 제조할 수 있다는 효과도 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명 열연 강판은, 자동차나 건기 등의 대형 구조 부재용을 주된 용도로 하기 때문에, 판두께를 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하로 한정하였다.

먼저, 본 발명 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C : 0.10 ∼ 0.20 ％

C 는 강 중에서는 탄화물을 형성하여, 강판의 강도 증가에 유효하게 작용함 과 함께, 담금질 처리시에는 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 마르텐사이트상에 의한 조직 강화에 유효하게 작용하는 원소로서, 본 발명에서는 0.10 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. C 함유량이 0.10 ％ 미만에서는, 원하는 강판 강도 (인장 강도 : 440 ㎫ 이상) 를 확보하는 것이 어렵고, 또한 원하는 열처리 후 강도 (인장 강도 : 980 ㎫ 이상) 를 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 0.20 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 강판 강도 및 열처리 후의 강도가 지나치게 높아져, 가공성이나 인성이 저하됨과 함께, 용접성이 저하된다. 이 때문에, C 는 0.10 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 한정하였다.

Si : 0.01 ∼ 1.0 ％

Si 는 고용 강화에 의해 강의 강도를 유효하게 증가시키는 작용을 갖는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 표면에 적 (赤) 스케일로 불리는 요철을 발생시켜 표면 성상을 저하시키고, 연신 특성을 저하시킴과 함께, 피로 강도를 저하시킨다. 이 때문에, Si 는 0.01 ∼ 1.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.35 ％ 이하이다.

Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％

Mn 은 고용 강화에 의해 유효하게 강의 강도를 증가시킴과 함께, 담금질성의 향상을 통하여 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.5 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하는 함유는 편석이 현저해지고, 전체 두께에 걸친 베이나이틱 페라이트 단상화가 곤란 해져, 강판 특성 및 열처리 후의 재질이 저하된다. 이 때문에, Mn 은 0.5 ∼ 2.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1.0 ∼ 2.0 ％ 이다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시키지만, 편석을 발생시켜 재질의 균일성을 저하시킴과 함께, 열처리 후의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 재료 비용을 고등시킨다. 또한, 0.03 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 편석이 현저해진다. 이 때문에, P 는 0.03 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는 강 중에서 황화물로서 존재하고, 연성을 저하시켜 굽힘 가공성 등을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 재료 비용을 고등시킨다. 또한, 0.01 ％ 를 초과하는 함유는 열처리 후의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 S 는 0.01 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다.

Al : 0.01 ∼ 0.10 ％

Al 은 탈산제로서 작용하는 원소로서, 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에서 현저해지지만, 0.1 ％ 를 초과하는 함유는 가공성을 저하시킴과 함께, 담금질성을 저하시킨다. 이 때문에, Al 은 0.01 ∼ 0.1 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은 강 중에서는 TiN, AlN 등의 질화물을 형성하여 가공성을 저하시킴과 함께, 담금질시에 BN 을 형성하여 담금질성 향상에 유효한 고용 B 량을 저감시킨다. 이와 같은 N 의 악영향은 N 함유량이 0.005 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 이 때문에, 본 발명에서는 N 은 0.005 ％ 이하로 한정하였다.

Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％

Ti 는 열간 압연 후의 조직을 베이나이틱 페라이트로 하는 데에 유효하게 작용함과 함께, B 보다 우선하여 질화물을 형성하고, 고용 B 에 의한 담금질성 향상 효과를 발휘시키는 데에 유효하게 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에서 확인되지만, 0.15 ％ 를 초과하는 함유는, 열간 압연시의 변형 저항을 증가시켜, 압연 하중을 극단적으로 증대시킴과 함께, 열처리 후의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Ti 는 0.01 ∼ 0.15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.10 ％ 이다.

B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％

B 는 열간 압연 후의 냉각 중에 폴리고날 페라이트나 펄라이트가 생성되는 것을 억제하는 작용을 갖고, 또한 열처리시의 담금질성·인성 향상에 유효하게 작용하는 원소이다. 판두께 6 ㎜ 이상의 후육 강판인 경우에는, 이와 같은 효과는 0.0010 ％ 이상의 함유에서 현저해진다. 한편 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는, 열간 압연시의 변형 저항을 증가시켜, 압연 하중을 극단적으로 증대시킴과 함께, 열간 압연 후에 베이나이트나 마르텐사이트를 생성시켜, 판 균열 등의 문제를 발생시킨다. 이 때문에, B 는 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0015 ∼ 0.0040 ％ 이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로는, 예를 들어, Cu : 0.3 ％ 이하, Cr : 0.3 ％ 이하를 허용할 수 있다.

본 발명의 후육 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한 전체 두께에 걸쳐 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 단상 조직을 갖는다. 여기서 말하는 단상 조직이란, 면적률로 95 ％이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직을 말하는 것으로 한다. 베이나이틱 페라이트상에는, 침 형상 페라이트, 아시큘러 형상 페라이트도 포함하는 것으로 한다. 또한, 베이나이틱 페라이트상 이외의 조직으로는, 면적률로 5 ％ 이하의 폴리고날 페라이트상, 펄라이트상, 시멘타이트상, 베이나이트상 및 마르텐사이트상 등을 허용할 수 있다.

전체 두께에 걸쳐, 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 단상 조직으로 함으로써, 열연 강판으로서, 인장 강도 : 440 ㎫ 이상 640 ㎫ 이하의 원하는 고강도와, 연신율 : 20 ％ 이상 (GL : 50 ㎜) 의 고연성을 갖고, 굽힘 특성 등의 가공성이 우수하고, 자동차나 건기 등의 구조 부재 등의 후육 대형 부재로 가공할 수 있는 후육 열연 강판으로 할 수 있다. 베이나이틱 페라이트상이 면적률로 95 ％ 미만에서는, 원하는 고강도와 고연성을 겸비시킬 수 없게 된다. 또한, 베이나이틱 페라이트상의 조직 분율이 95 ％ 미만으로 저하되면, 조직의 균일성이 저하되기 때문에, 절단시에 캠버 등을 발생시켜 치수 정밀도가 저하됨과 함께, 굽힘 특성 등의 가공성이 저하된다. 또한, 표면으로부터 0.1 ㎜ 의 위치, 판두께 1/4 위치 및 판두께 중앙부 위치에서 베이나이틱 페라이트상의 면적률을 구하고, 상기한 3 지점 전부에 있어서 95 ％ 이상인 경우, 전체 두께에 걸쳐 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 단상 소직을 갖는 것으로 판단한다.

다음으로, 본 발명의 후육 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

상기한 조성을 갖는 용강 (溶鋼) 을 전로, 진공 용해로 등의 상용되는 용제 (溶製) 방법으로 용제하고, 연속 주조법, 조괴-분괴 압연법 등의 상용되는 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 강 소재의 제조 방법은 이것에 한정되는 것이 아니라, 상용되는 강 소재의 제조 방법을 모두 바람직하게 적용할 수 있다.

상기한 조성의 강 소재에 열간 압연을 실시하여, 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 후육 열연 강판으로 한다. 또한, 판두께 12 ㎜ 를 초과하면, 열간 압연에서의 압하율을 충분히 얻을 수 없어, 압연 후 조직이 조대화되고, 냉각시에 마르텐사이트를 생성시키기 쉬운 경향이 되기 때문에, 이런 점에서도 판두께는 12 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연을 위한 가열 온도는, 하기에 서술하는 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도를 확보할 수 있으면 되고, 특별히 한정할 필요는 없지만, 통상적인 가열 온도인 1000 ∼ 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 결정립이 조대화되어 열간 가공성이 저하되기 쉽다. 한편, 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 변형 저항이 지나 치게 증대되어, 압연 설비에 대한 부하가 증대되고, 나아가서는 압연이 곤란해진다는 문제가 발생하기 쉽다. 또한, 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는 강 소재 중에 존재하는 TiC 의 용해가 불충분해져, 열간 압연 후에 원하는 조직, 강도를 확보하는 것이 곤란해지기 쉽다.

열간 압연은, 마무리 압연의 압연 종료 온도를 820 ∼ 880 ℃ 로 하는 압연으로 한다.

마무리 압연의 압연 종료 온도는 820 ℃ 이상으로 함으로써, 그 이후의 냉각 과정에 있어서, 페라이트 변태가 억제되어, 면적률로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직 (베이나이틱 페라이트 단상 조직) 으로 할 수 있다. 마무리 압연의 압연 종료 온도가 820 ℃ 미만에서는 그 이후의 냉각 과정에서 페라이트 변태가 촉진되어, 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 어려워진다. 한편, 마무리 압연의 압연 종료 온도가 880 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 페라이트 변태뿐만 아니라 베이나이틱 페라이트로의 변태도 억제되어, 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 어려워지고, 그 결과, 베이나이트상이나 마르텐사이트상을 생성시키기 쉬워진다. 베이나이트상이나 마르텐사이트상이 생성되면, 강판 강도가 지나치게 높아지거나, 코일에 감는 경우나 코일을 되감을 때에 강판에 균열이 발생되는 경우가 있다. 이와 같은 점에서, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 820 ∼ 880 ℃ 의 범위로 한정하였다.

압연 종료 후, 열연 강판에 강판 표면의 냉각 속도로 15 ∼ 50 ℃/s 가 되는 냉각을, 표면 온도가 550 ∼ 650 ℃ 가 되는 온도역까지 실시한다.

강판 조직을 전체 두께에 걸쳐 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 하기 위해서는, 압연 종료 후의 냉각이 강판 표면의 냉각 속도로 15 ℃/s 이상이 되도록 냉각을 조정한다. 표면의 냉각 속도로 15 ℃/s 미만에서는, 판두께 중앙부 등에서 폴리고날 페라이트상이 석출되기 쉬워져, 판두께 방향으로 균일한 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, 표면의 냉각 속도로 50 ℃/s 를 초과하여 급랭되면, 표층부에 마르텐사이트가 생성되어, 판두께 방향으로 균일한 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 할 수 없게 되고, 판두께 방향의 경도차가 현저해져, 판두께 방향의 경도차를 판두께 방향의 산술 평균 경도 (평균값) 의 10 ％ 이내로 조정하는 것이 곤란해진다. 또한, 냉각은 물 냉각을 이용하고, 냉각 속도의 조정은 주수 (注水) 양이나 주수 시간을 변화시킴으로써 조정하는 것이 바람직하다. 이와 같은 점에서, 압연 종료 후에 열연 강판에 실시되는 냉각은 강판 표면의 냉각 속도로 15 ∼ 50 ℃/s 가 되도록 냉각 속도를 조정한 냉각으로 하기로 하였다. 또한, 상기한 표면의 냉각 속도는, 표면 온도를 측정하고, 마무리 압연 종료 온도와 냉각 정지 온도 사이에서 평균낸 값을 사용하는 것으로 한다.

상기한 냉각의 정지 온도는, 강판의 표면 온도가 550 ∼ 650 ℃ 가 되는 온도역의 온도로 한다. 냉각의 정지 온도가 표면 온도로 550 ℃ 미만에서는, 베이나이트상이나 마르텐사이트상이 생성되어 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 할 수 없게 된다. 또한, 권취시에 열연 강판에 균열을 발생시키거나, 강도가 지나치게 높아져, 강판의 가공성이 저하된다. 한편, 냉각의 정지 온도가 650 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 폴리고날 페라이트상이나 펄라이트상이 생성되어 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 할 수 없게 된다. 또한, 강판 강도가 원하는 강도를 하회하거나 한다. 이 때문에, 압연 후의 냉각 정지 온도는 550 ∼ 650 ℃ 의 온도역의 온도로 한정하였다.

냉각을 정지시킨 후, 열연 강판은 그 온도역에서 코일 형상으로 감긴다. 코일 권취 온도가 550 ℃ 미만에서는 베이나이트상이나 마르텐사이트상이 생성되어, 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 할 수 없게 된다. 한편, 650 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 폴리고날 페라이트상이나 펄라이트상이 생성되어, 베이나이틱 페라이트 단상 조직으로 할 수 없게 되고, 원하는 강판 강도를 확보할 수 없게 됨과 함께, 판두께 방향의 균일성이 저하된다. 이 때문에, 코일 권취 온도는 강판의 표면 온도로 550 ∼ 650 ℃ 의 온도역의 온도로 한정하였다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 강 소재 (강 슬래브) 를 표 2 에 나타내는 가열 온도로 가열한 후, 표 2 에 나타내는 마무리 압연 조건에서 열간 압연을 실시하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 열연 강판으로 하였다. 마무리 압연 종료 후, 그 열연 강판에 표 2 에 나타내는 조건에서 냉각을 실시하고, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 감았다.

얻어진 열연 강판에 대해, 조직 관찰, 인장 시험, 경도 시험, 굽힘 시험을 실시하여, 강도, 연성, 판두께 방향 경도의 균일성 및 가공성 (굽힘 가공성) 을 평가하였다. 또한, 얻어진 열연 강판으로부터 시험판을 채취하고, 그 시험판을 산 세정하여 강판 표면의 스케일을 제거한 후, 열처리 (담금질-템퍼링 처리) 를 실시하고, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험을 실시하여, 열처리 후의 강도, 연성 및 인성을 평가하였다. 또한 열처리는 담금질·템퍼링 처리로 하고, 담금질 처리는 930 ℃ 로 가열하여 10 min 유지한 후, 20 ℃ 의 수중에 담금질하는 처리로 하고, 템퍼링 처리는 200 ℃ 로 가열하여 60 min 유지하고, 유지 후 공랭시키는 처리로 하였다. 냉각 후, 시험판으로부터 시험편을 채취하여 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 시험편의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마하고, 나이탈 부식시킨 후, 표면으로부터 0.1 ㎜ 의 위치, 판두께 1/4 의 위치, 판두께 중앙부 위치에 대해 주사형 전자 현미경 (SEM) (배율 : 3000 배) 으로 금속 조직을 관찰 (시야수 : 각 10 지점) 하여 촬상하고, 조직의 종류 및, 화상 해석 장치를 이용하여 각 상의 조직 분율 (면적률) 을 측정하고, 베이나이틱 페라이트상의 면적률에 대해, 관찰한 10 시야에서의 측정값을 평균내어 구하였다. 또한, 표면으로부터 0.1 ㎜ 의 위치, 판두께 1/4 위치 및 판두께 중앙부 위치에서 구한 베이나이틱 페라이트상의 면적률 (10 시야에서의 측정값의 평균) 이 전부 95 ％ 이상인 경우를, 전체 두께에 걸쳐 면적률로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직 (베이나이틱 페라이트 단상 조직) 이 된 것으로 판단하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판 (또는 시험판) 으로부터 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS 5 호 시험편 (GL : 50 ㎜) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 연신율 El) 을 구하여 강도, 연성을 평가하였다.

(3) 경도 시험

얻어진 열연 강판으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하고, 시험편의 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마하고, 표면으로부터 판두께 방향으로 전체 두께에 걸쳐 0.2 ㎜ 피치로 비커스 경도 HV (하중 : 9.8 N ＝ 1 ㎏f) 를 측정하였다. 또한, 경도의 측정은 표면으로부터 0.2 ㎜ 위치를 경도 측정의 개시점으로 하였다. 다음으로 측정해야 할 지점이, 다른 일방의 표면으로부터 0.2 ㎜ 이내가 된 경우에 그 지점에 대해서는 측정하지 않고 경도 측정을 종료하였다. 각 열연 강판에 대해, 얻어진 판두께 방향 경도를 산술 평균내어, 평균 경도 (평균값) HVmean 을 구하였다. 또한, 최고 경도와 최저 경도의 차이, ΔHV 를 산출하고, [ΔHV / HVmean] × 100 (％) 을 구하여 판두께 방향의 균일성을 평가하였다.

(4) 굽힘 시험

얻어진 열연 강판으로부터 압연 방향에 직각인 방향이 시험편의 길이 방향이 되도록 굽힘 시험편 (크기 : 판두께 t × 100 × 200 ㎜) 을 채취하고, 굽힘 반경을 판두께의 0.5 배, 1.0 배, 1.5 배, 2.0 배로 하여 다양한 굽힘 반경에서 시험편의 길이 방향이 원주 방향이 되도록 180 도 굽혀, 굽힘부의 외주측에 균열을 발생시키지 않는 최소 굽힘 반경 (㎜) 을 구하였다. 최소 굽힘 반경은 시험편과의 판두께비로 나타냈다.

(5) 충격 시험

얻어진 시험판으로부터 시험편 길이 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 V 노치 시험편을 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 연성 파면율이 50 ％ 가 되는 온도인 연성-취성 파면 천이 온도 vTrs (℃) 를 구하여, 열처리 후의 인성을 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 조직이 판두께 방향으로 균일한, 면적률로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직 (베이나이틱 페라이트 단상 조직) 이 되고, 인장 강도 : 440 ㎫ 이상, 연신율 : 20 ％ 이상을 갖고, 판두께 방향의 경도차 ΔHV 가 평균 경도 (평균값) HVmean 의 10 ％ 이내이고 판두께 방향의 균일성이 우수하며, 또한 최소 굽힘 반경이 0.5 t 이하로 굽힘 가공성이 우수하고, 고강도이고 가공성이 우수한 후육 열연 강판이 된다. 또한, 담금질 템퍼링 처리를 실시하면, 인장 강도 : 980 ㎫ 이상의 고강도와 연신율 : 15 ％ 이상의 고연성과, vTrs 가 -60 ℃ 이하가 되는 고인성을 확보할 수 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 조직이 균일한 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직이 얻어지지 않고, 강도 또는 연성, 또는 강도 및 연성이 상기한 원하는 값을 확보할 수 없는 데다가, 판두께 방향의 경도차 ΔHV 도 커져 판두께 방향의 균일성이 저하되고, 또한 담금질 템퍼링 처리 후의 강도, 연성, 인성 중 1 종 이상이 상기한 원하는 값 미만이 되어, 담금질 템퍼링 처리 후의 강도, 연성, 인성 중 어느 것이 부족한 열연 강판이 된다.

Claims

질량％ 로,

C : 0.10 ∼ 0.20 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％,

Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하,

S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,

N : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％,

B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％

를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내이고, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상 (표점 거리 GL : 50 ㎜) 을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 고강도이고 가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성 (靭性) 이 우수한 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 후육 (厚肉) 열연 강판.
질량％ 로,

C : 0.10 ∼ 0.20 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％,

Mn : 0.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하,

S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,

N : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.01 ∼ 0.15 ％,

B : 0.0010 ∼ 0.0050 ％

를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재에, 마무리 압연의 압연 종료 온도를 820 ∼ 880 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 판두께 6 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하의 열연 강판으로 한 후, 그 열연 강판에 표면의 냉각 속도로 15 ∼ 50 ℃/ s 가 되는 냉각을 표면 온도가 550 ∼ 650 ℃ 가 되는 온도역까지 실시하고, 그 온도역에서 코일 형상으로 감는 것을 특징으로 하는, 판두께 방향의 경도차가 평균값에 대하여 10 ％ 이내이고, 인장 강도 : 440 ∼ 640 ㎫, 연신율 : 20 ％ 이상 (표점 거리 GL : 50 ㎜) 을 만족시키고, 고강도이고 가공성이 우수하며 또한 열처리 후의 강도 인성이 우수한 후육 열연 강판의 제조 방법.