KR20130037226A - 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
인장 강도를 780 ㎫ 이상까지 고강도화한 경우라도, 우수한 인성을 갖는 고강도 열연 강판을 제공한다. 질량％ 로, C：0.04 ~ 0.12 ％, Si：0.5 ~ 1.2 ％, Mn：1.0 ~ 1.8 ％, P：0.03 ％ 이하, S：0.0030 ％ 이하, Al：0.005 ~ 0.20 ％, N：0.005 ％ 이하 및 Ti：0.03 ~ 0.13 ％ 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 하고, 베이나이트상의 면적율이 95 ％ 초과이고, 그 베이나이트상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하의 조직으로 하고, 또한 표층으로부터 50 ㎛ 의 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv1 를 50 이하, 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/2 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv2 를 40 이하로 함과 함께, 판두께：4.0 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하, 인장 강도：780 ㎫ 이상으로 한다.
Description
본 발명은 자동차의 구조 부품이나 트럭의 프레임 등에 제공하여 바람직한 인장 강도가 780 ㎫ 이상이고, 또한 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 보호의 관점에서 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있고, 또한 충돌 안전성과의 양립을 위하여 사용하는 재료를 고강도화하고, 부재를 박육 (薄肉) 화하여, 차체 자체의 경량화를 도모하는 움직임이 활발화되고 있다. 지금까지, 자동차 부품으로서 인장 강도가 440 ㎫ 급이나 590 ㎫ 급의 열연 강판이 사용되어 왔지만, 최근에는 780 ㎫ 급 이상의 고강도 열연 강판의 요망이 높아지고 있다.
그러나, 일반적으로는 강판의 고강도화에 수반하여 인성은 저하된다. 그 때문에, 자동차 부품용으로서 요구되는 인성의 향상을 도모하기 위해서 다양한 시도가 이루어지고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 에는 C：0.05 ～ 0.15 ％, Si：1.50 ％ 이하, Mn：0.5 ～ 2.5 ％, P：0.035 ％ 이하, S：0.01 ％ 이하, Al：0.02 ～ 0.15 ％, Ti：0.05 ～ 0.2 ％ 를 포함하는 강 슬래브를, Ar3 변태점 이상의 마무리 온도로 열간 압연한 후, 30 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ～ 550 ℃ 의 온도역까지 냉각시켜 코일상으로 권취하고, 권취 후의 코일을 냉각 속도：50 ～ 400 ℃／h 로 300 ℃ 이하까지 냉각시킴으로써, 60 ～ 95 체적％ 의 베이나이트와, 페라이트 또는 페라이트와 마텐자이트를 포함하는 조직으로 이루어지는 열연 강판으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 권취 후의 코일을 급랭시켜 P 의 입계 편석을 억제함으로써 충격 시험시에 있어서의 파면 천이 온도를 저하시키는 것에 의해, 판두께：2.0 ㎜ 정도이고, 인장 강도：780 ㎫ 이상을 가지며, 구멍 확장률이 60 ％ 이상이 되는 구멍 확장 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.
특허문헌 2 에는 C：0.01 ～ 0.20 중량％, Si：1.00 중량％ 이하, Mn：2.00 중량％ 이하, Al：0.10 중량％ 이하, N：0.0070 중량％ 이하, Nb：0.0050 ～ 0.15 중량％ 를 함유하고, 잔여는 불가피 불순물을 제외하고 실질적으로 Fe 의 조성으로 이루어지며, 페라이트의 평균 입경이 2 ～ 3 ㎛ 의 미세 페라이트가 면적율로 70 ％ 이상, 베이나이트와 마텐자이트를 포함하는 조직의 면적율이 20 ％ 이하이고, 잔부가 평균 입경：10 ㎛ 이하의 페라이트의 혼합 조직으로 이루어지는 강도, 연성, 인성 및 피로 특성이 우수한 열연 고장력 강판이 개시되어 있다.
또, 특허문헌 3 에는 C：0.04 ～ 0.15 ％, Si：0.05 ～ 1.5 ％, Mn：0.5 ～ 2.0 ％, P：0.06 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.10 ％ 이하, Ti：0.05 ～ 0.20 ％ 를 함유하는 강편을, 800 ～ 1000 ℃ 의 마무리 온도에서 열간 압연한 후, 55 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시키고, 계속하여 500 ℃ 이하의 온도역을 120 ℃/s 이상의 냉각 속도로 핵비등 냉각이 되는 조건으로 냉각시키고, 350 ～ 500 ℃ 에서 권취함으로써 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.
특허문헌 3 에 기재된 기술에 의하면, 95 ％ 초과의 베이나이트와 불가역 적으로 발생하는 5 ％ 미만의 다른 상으로 이루어지는 조직을 가지고, 가공 후의 성장 플랜지성이 우수하고, 강판 내 재질 변동이 안정되어 작고, 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판이 얻어진다고 하고 있다.
그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술은 페라이트립계에 대한 P 의 편석을 저감시킴으로써 충격 시험시의 파면 천이 온도를 저하시키는 것이기 때문에, 페라이트가 존재하지 않거나, 혹은 매우 적은 경우에는 적용이 곤란하다.
또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는 미세 페라이트를 70 ％ 이상 포함하는 조직이기 때문에, 617 ㎫ 까지의 고강도화는 가능하지만, 인장 강도：780 ㎫ 이상이라는 고강도를 안정적으로 확보하는 것은 어렵고, 강판 강도가 부족하다는 문제가 있었다.
또한 특허문헌 3 에서는 인장 강도：780 ㎫ 이상이라는 고강도는 확보할 수 있지만, 베이나이트의 조직 제어가 불충분하기 때문에, 자동차용 부품으로서 충분한 인성을 구비하는 데에는 미치지 못한다는 문제가 있었다.
상기 서술한 바와 같이, 종래, 인장 강도가 780 ㎫ 이상의 고강도 열연 강판에서는 충분히 만족할만한 정도의 인성의 향상을 얻는 것은 곤란하였다.
본 발명은 상기 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 인장 강도를 780 ㎫ 이상까지 고강도화한 경우라도 우수한 인성을 갖는 고강도 열연 강판을 그 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.
그런데, 발명자들은 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이고, 판두께가 4.0 ～ 12 ㎜ 의 고강도 열연 강판의 인성을 개선시키기 위하여 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.
주상을 미세 베이나이트, 구체적으로는 베이나이트의 분율을 95 ％ 초과로 하고, 또한 베이나이트상의 평균 입경을 3 ㎛ 이하로 함과 함께, 판두께 방향에 걸친 경도 분포를 저감시킴으로써, TS：780 ㎫ 이상의 고강도를 유지하는 데다가 인성이 현저하게 향상되는 것을 알아냈다.
이것은 판두께 전체에 걸쳐서 미세 베이나이트로 함으로써, 크랙의 진전이 억제됨과 함께, 표층에서의 탈탄의 영향이나, 중앙 편석의 영향에 의한 부분적인 조직의 취화 (脆化) 가 억제됨으로써 인성의 유리한 향상이 달성되는 것으로 생각된다. 본 발명은 상기 지견에 근거하고, 또한 검토를 거듭한 끝에 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 질량％ 로, C：0.04 ～ 0.12 ％, Si：0.5 ～ 1.2 ％, Mn：1.0 ～ 1.8 ％, P：0.03 ％ 이하, S：0.0030 ％ 이하, Al：0.005 ～ 0.20 ％, N：0.005 ％ 이하 및 Ti：0.03 ～ 0.13 ％ 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 베이나이트상의 면적율이 95 ％ 초과이고, 그 베이나이트상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하이며, 표층으로부터 50 ㎛ 의 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv1 이 50 이하이고, 또한 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/2 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv2 가 40 이하이며, 또한 판두께가 4.0 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하이고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 고강도 열연 강판.
2. 상기 강판이, 질량％ 로 추가로 Ni：0.01 ～ 0.50 ％ 를 함유하는 조성으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 1 에 기재된 인성이 우수한 고강도 열연 강판.
3. 상기 강판이, 질량％ 로 추가로 Nb：0.005 ～ 0.10 ％, V：0.002 ～ 0.50 ％, Mo：0.02 ～ 0.50 ％, Cr：0.03 ～ 0.50 ％, B：0.0002 ～ 0.0050 ％, Cu：0.01 ～ 0.50 ％, Ca：0.0005 ～ 0.0050 ％ 및 REM：0.0005 ～ 0.0100 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 인성이 우수한 고강도 열연 강판.
4. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강 소재를 1200 ～ 1350 ℃ 로 가열한 후, 열간 마무리 압연을 마무리 온도：Ar3 ～ (Ar3 ＋ 80 ℃), 미재결정 온도역에서의 압하율：40 ％ 이상의 조건에서 실시하고, 열간 압연 종료 후, 평균 냉각 속도：25 ℃/s 이상의 속도로 권취 온도：300 ～ 500 ℃ 까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도：780 ㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로, 인성을 향상시킨 열연 강판을 안정적으로 얻을 수 있어 산업상 매우 유용하다.
또, 본 발명의 고강도 열연 강판을 자동차의 구조 부품이나 트럭의 프레임에 적용하면, 자동차의 안전성을 확보하면서, 차체 중량을 경감시킬 수 있고, 나아가서는 환경 부하를 저감시키는 것이 가능해진다.
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
먼저, 본 발명의 고강도 열연 강판에 있어서, 강판의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한, 각 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
C：0.04 ～ 0.12 ％
C 는 고강도화에 유효한 원소로, 베이나이트의 형성을 촉진시킨다. 또, C 를 첨가함으로써 베이나이트 변태점이 저하되고, 베이나이트 조직이 미세해지기 때문에, 인성의 향상에도 유효하다. 그 때문에, 본 발명에서는 C 를 0.04 ％ 이상 함유시키는 것으로 한다. 한편, C 량이 0.12 ％ 를 초과하면 조대한 세멘타이트가 증가하여 인성이 저하될 뿐만 아니라, 용접성이 저하되기 때문에, 상한은 0.12 ％ 로 한다. 또한, 바람직하게는 0.05 ％ 이상 0.09 ％ 이하의 범위이다.
Si：0.5 ～ 1.2 ％
Si 는 조대한 세멘타이트의 생성을 억제함으로써 인성의 향상에 기여하는 원소로, 이 효과를 얻기 위해서는 0.5 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 첨가량이 1.2 ％ 를 초과하면 강판의 표면 성상이 현저하게 열화되어 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 화성 처리성이나 내식성의 저하를 초래하기 때문에, Si 의 상한은 1.2 ％ 로 한다. 또한, 바람직하게는 0.6 ％ 이상 1.0 ％ 이하의 범위이다.
Mn：1.0 ～ 1.8 ％
Mn 은 고강도화에 유효한 원소로, 고용 강화에 의해 고강도화에 기여할 뿐만 아니라, 퀀칭 (quenching) 성을 향상시키고, 베이나이트의 생성을 촉진시킴으로써 인성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 1.0 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 첨가량이 1.8 ％ 를 초과하면, 중심 편석이 현저해져, 인성이 저하된다. 따라서, Mn 량은 1.0 ～ 1.8 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1.2 ％ 이상 1.5 ％ 이하의 범위이다.
P：0.03 ％ 이하
P 는 고용하여 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는데, 입계, 특히 구오스테나이트립계에 편석되어, 인성이나 가공성의 저하를 초래한다. 그 때문에, 본 발명에서는 P 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.03 ％ 까지의 함유는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.
S：0.003 ％ 이하
S 는 Ti 나 Mn 과 결합하여 황화물을 형성하여, 강판의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, S 량은 최대한 저하시키는 것이 바람직하지만, 0.003 ％ 까지는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는 0.002 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다.
Al：0.005 ～ 0.20 ％
Al 은 강의 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면 산화물계의 개재물이 현저하게 증가하여 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 강판의 표면 결함의 원인이 된다. 이 때문에, Al 량은 0.005 ～ 0.20 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ～ 0.06 ％ 의 범위이다.
N：0.005 ％ 이하
N 은 고온에서 Ti 등의 질화물 형성 원소와 결합하여 질화물로서 석출되는데, 특히 Ti 와는 고온에서 결합하여 조대한 질화물이 되기 쉽고, 인성을 저하시키기 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그 때문에 상한을 0.005 ％ 로 한다. 또한, 바람직하게는 0.004 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.003 ％ 이하이다.
Ti：0.03 ～ 0.13 ％
Ti 는 오스테나이트립의 미세화에 기여하여, 최종적으로 얻어지는 강판 조직을 미세화하고, 인성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.03 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.13 ％ 를 초과하는 과잉 함유는 조대한 석출물의 증가를 초래하여, 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ti 는 0.03 ～ 0.13 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.05 ～ 0.11 ％ 의 범위이다.
이상, 기본 성분에 대해 설명했는데, 본 발명에서는 그 외에도 인성 및 강도의 개선 원소로서 Ni 를 함유시킬 수 있다.
Ni：0.01 ～ 0.50 ％
Ni 는 인성을 향상시킬 뿐만 아니라, 퀀칭성을 향상시킴으로써 베이나이트상을 형성하기 용이하게 하여, 고강도화에도 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요한데, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져 인성이나 가공성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Ni 를 함유시키는 경우에는 0.01 ～ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 추가로 Nb, V, Mo, Cr, B, Cu, Ca 및 REM 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 이하의 범위에서 함유시킬 수도 있다.
Nb：0.005 ～ 0.10 ％
Nb 는 퀀칭성을 향상시킴으로써 베이나이트상을 생성하기 쉽게 하고, 인성의 향상이나 고강도화에 기여할 뿐만 아니라, 오스테나이트립의 미세화에 기여하고, 최종적으로 얻어지는 강판 조직을 미세화함으로써 인성의 향상에도 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그러나, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는 조대한 석출물이 생성되기 쉬워져, 인성이나 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Nb 를 함유시키는 경우에는 0.005 ～ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
V：0.002 ～ 0.50 ％
V 는 퀀칭성의 향상을 통해서 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하고, 인성의 향상과 고강도화에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.002 ％ 이상의 함유를 필요로 하는데, 0.50 ％ 를 초과하는 과잉 함유는 조대한 석출물의 증가를 초래하여, 인성이나 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, V 를 함유시키는 경우에는 0.002 ～ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ～ 0.40 ％ 의 범위이다.
Mo：0.02 ～ 0.50 ％
Mo 는 퀀칭성을 향상시켜 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하여 인성의 향상이나 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 하는데, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져, 인성이나 가공성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Mo 를 함유시키는 경우에는 0.02 ～ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Cr：0.03 ～ 0.50 ％
Cr 은 퀀칭성의 향상을 통해서 베이나이트상을 생성하기 쉽게 하여 인성의 향상이나 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.03 ％ 이상의 첨가가 필요한데, 0.50 ％ 를 초과하여 함유되면 마텐자이트상이 생성되기 쉬워져, 인성이나 가공성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Cr 을 함유시키는 경우에는 0.03 ～ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
B：0.0002 ～ 0.0050 ％
B 는 오스테나이트립계로부터의 페라이트의 생성·성장을 억제하고, 또 퀀칭성의 향상을 통해서 베이나이트상을 생성하기 쉽게 하여 인성의 향상이나 고강도화에 기여한다. 그 효과는 0.0002 ％ 이상에서 얻어지는데, 0.0050 ％ 를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, B 를 함유시키는 경우에는 0.0002 ～ 0.0050 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Cu：0.01 ～ 0.50 ％
Cu 는 고용 원소로서 강의 강도를 증가시킴과 함께, 퀀칭성을 향상시킴으로써 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하여 고강도화 및 인성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하지만, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 표면 성상의 저하를 초래한다. 그 때문에 Cu 를 함유시키는 경우에는 0.01 ～ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
Ca：0.0005 ～ 0.0050 ％
Ca 는 황화물의 형상을 구상화하여, 인성에 대한 황화물의 악영향을 개선시키기 위해서 유효한 원소이다. 그 효과는 0.0005 ％ 이상에서 얻어지는데, 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는 개재물 등의 증가를 초래하여, 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 표면 및 내부 결함 등도 일으킨다. 따라서, Ca 를 함유시키는 경우에는 0.0005 ～ 0.0050 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
REM：0.0005 ～ 0.0100 ％
희토류 원소 (REM) 는 Ca 와 동일하게 황화물의 형상을 구상화하여, 인성에 대한 황화물의 악영향을 개선시키기 위해서 유효한 원소이다. 그 효과는 0.0005 ％ 이상에서 얻어지는데, 0.0100 ％ 를 초과하는 함유는 개재물 등의 증가를 초래하여, 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 표면 결함이나 내부 결함이 다발하기 쉬워진다. 이 때문에, REM 을 함유시키는 경우에는 0.0005 ～ 0.0100 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.
상기한 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 조직에 대해 설명한다.
본 발명의 강판의 조직은 베이나이트상이 조직 전체에 대한 면적율로 95 ％ 초과이고, 또한 그 베이나이트상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하인, 미세한 베이나이트상을 주상으로 하는 조직으로 할 필요가 있다. 이로써, 인장 강도：780 ㎫ 이상의 고강도와 우수한 인성을 겸비하는 열연 강판으로 할 수 있다. 베이나이트상의 면적율이 95 ％ 이하 혹은 베이나이트상의 평균 입경이 3 ㎛ 초과에서는 인장 강도：780 ㎫ 이상의 고강도와 우수한 인성을 겸비할 수 없다. 또한, 바람직하게는 베이나이트상：98 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 베이나이트 단상이다. 또, 베이나이트상의 입경은 미세할수록 인성의 향상에 효과가 있기 때문에, 이 관점에서 바람직하게는 평균 입경：2 ㎛ 이하이다.
또한, 주상 이외의 제 2 상으로서 페라이트, 마텐자이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트, 세멘타이트 등이 혼입되는 경우가 있는데, 이들은 총량으로 5 ％ 이하이면 문제는 없다. 단, 이러한 제 2 상의 평균 입경이 커지면, 주상과 제 2 상의 계면으로부터 크랙이 발생되기 쉬워져, 인성이 저하되기 때문에, 제 2 상의 평균 입경은 3 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2 ㎛ 이하이다.
판두께 방향의 경도차
·표층으로부터 50 ㎛ 의 위치와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도차 ΔHv1 ≤ 50
·판두께 1/4 위치와 판두께 1/2 위치에서의 비커스 경도차 ΔHv2 ≤ 40
크랙의 발생 및 진전은 재료의 가장 약한 부분에서 진행되기 때문에, 특히 본 발명이 대상으로 하는 판두께가 4.0 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하와 같은 비교적 판두께가 두꺼운 고강도 열연 강판에서는 재질을 균일하게 하는, 즉 판두께 방향의 경도차를 저감시킴으로써 크랙의 발생이나 진전을 효과적으로 억제하여, 인성을 향상시킬 수 있다. 통상적으로, 표층에서는 탈탄에 의해 연화되는 경향이 있지만, 과도하게 탈탄되어 버리면, 인성이 저하되기 때문에 표층부와 판두께 내부의 경도차를 일정 이하로 할 필요가 있다. 구체적으로는 표층으로부터 50 ㎛ 의 위치와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도차 ΔHv1 을 50 포인트 이하로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 30 포인트 이하이다. 또, 판두께 1/2 위치에서는 주조시의 중앙 편석에서 기인하여 경화되고, 주위와의 경도차가 커지면 인성이 저하되기 때문에, 마찬가지로 경도차를 일정 이하로 할 필요가 있다. 구체적으로는 판두께 1/4 위치와 판두께 1/2 위치에서의 비커스 경도차 ΔHv2 를 40 포인트 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 25 포인트 이하이다.
다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
또한, 강 소재의 제조 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 상기한 조성을 갖는 용강을 전로나 전기로에서 용제하고, 바람직하게는 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시한 후, 연속 주조 등으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 상용의 방법이 모두 적용 가능하다.
소재 가열 온도：1200 ～ 1350 ℃
슬래브 등의 강 소재 중에서는 Ti 등의 탄질화물 형성 원소는 대부분이 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 조대한 석출물은 인성을 저하시키기 때문에, 열간 압연 전에 일단 고용시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는 1200 ℃ 이상의 온도로 가열할 필요가 있다. 한편, 1350 ℃ 를 초과하여 가열하면, 스케일 발생량이 많아져, 스케일 마크 (scale marks) 등에 의해 표면 품질이 열화된다. 그러므로, 강 소재의 가열 온도는 1200 ～ 1350 ℃ 의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 1230 ～ 1300 ℃ 의 범위이다. 또한, 탄질화물을 고용시키는 관점에서는 1200 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 체류 시간은 1800 s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
마무리 온도：Ar3 ～ (Ar3 ＋ 80 ℃), 미재결정 온도역에서의 압하율 ≥ 40 ％
판두께 전체에서 조직을 미세 베이나이트로 하기 위해서는 열간 마무리 온도를 저온으로 하고, 오스테나이트 중에 변형을 누적시켜 베이나이트의 생성 사이트를 증가시키고, 그 후, 후술하는 냉각 속도로 소정의 권취 온도까지 냉각시킬 필요가 있다. 즉, 열연 조건으로는 마무리 온도를 (Ar3 ＋ 80 ℃) 이하, 또한, 미재결정 온도역에서의 압하율을 40 ％ 이상으로 하는 것이 중요하고, 이로써 평균 입경 3 ㎛ 이하의 미세 베이나이트가 얻어진다. 한편, 마무리 압연 온도가 Ar3 미만인 경우, 페라이트 ＋ 오스테나이트의 2 상역에서 압연되기 때문에, 압연 후에 가공 조직이 잔존하여, 인성이나 가공성이 저하된다. 이 때문에, 마무리 온도는 Ar3 ～ (Ar3 ＋ 80 ℃) 의 범위로 한정한다. 또, 미재결정 온도역에서의 압하율이 40 ％ 에 미치지 못하면 충분한 베이나이트의 미세화가 곤란해지기 때문에, 미재결정 온도역에서의 압하율은 40 ％ 이상으로 한다.
또한, 저온이면서 또한 압하율이 클수록 베이나이트상의 미세화에 유효하기 때문에, 바람직하게는 마무리 온도는 (Ar3 ＋ 50 ℃) 이하, 미재결정 온도역에서의 압하율은 50 ％ 이상이다.
여기서 말하는 미재결정 온도역은 예를 들어, 이하의 방법으로 결정할 수 있다. 슬래브로부터 소편 (小片) 을 잘라, 실험실에서 온도를 바꾸어 열간 압연을 실시하고, 열연 강판을 압연 후 즉시 수랭하며, 수랭한 열연 강판으로부터 조직 관찰용 샘플을 잘라, 경면 연마 및 3 ％ 나이탈 부식에 의해 조직을 출현시켜, 오스테나이트의 재결정율을 화상 해석에 의해 조사하고, 오스테나이트의 재결정율이 50 ％ 미만이 되는 온도역을 구해 그 온도역이면 미재결정 온도역이라고 할 수 있다.
마무리 온도로부터 권취 온도까지의 냉각 속도：25 ℃/s 이상
조직을 미세 베이나이트로 하기 위해서는 전술한 조건에서 열간 압연을 실시한 후, 급속 냉각에 의해 소정의 권취 온도까지 냉각시킬 필요가 있다. 권취 온도까지의 냉각 속도가 25 ℃/s 미만에서는 냉각 중에 페라이트의 생성이 현저하게 진행되거나 펄라이트가 생성되어, 원하는 강도 및 인성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 마무리 온도로부터 권취 온도까지의 냉각 속도는 25 ℃/s 이상으로 한다.
권취 온도：300 ～ 500 ℃
권취 온도가 300 ℃ 를 하회하면 강 중에 매우 경질인 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 현저하게 증가하여 인성이 저하되기 때문에, 권취 온도의 하한은 300 ℃ 로 한다. 바람직하게는 350 ℃ 이상이다. 한편, 500 ℃ 초과에서는 권취 후의 탈탄이 발생하기 쉽고, 표층 부분의 경도 저하에 의해 인성이 저하될 뿐만 아니라, 표층의 조직의 입계에 산화물이 생성됨으로써도 인성이 저하된다. 이 때문에, 권취 온도는 500 ℃ 이하로 한다. 저온일수록 베이나이트 조직이 미세해지기 쉽기 때문에, 바람직하게는 460 ℃ 이하이다.
또한, 권취 후, 열연판에는 통상적인 방법에 의해 조질 압연을 실시해도 되고, 또, 산세를 실시하여 스케일을 제거해도 된다. 혹은 나아가서는 용융 아연 도금, 전기 아연 도금 등의 도금 처리나 화성 처리를 실시해도 된다.
실시예
표 1 에 나타내는 조성의 강을 전로로 용제하여, 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이어서, 이들의 강 소재에 대하여, 표 2 에 나타내는 조건으로 가열, 열간 압연, 냉각, 권취를 실시하여, 열연 강판으로 하였다.
여기서, Ar3 점은 슬래브로부터 소편을 잘라, 실험실에서 표 2 에 나타낸 가열 및 열간 압연 조건과 동등한 조건으로 압연을 실시하고, 압연 후, 공랭하고, 공랭 중의 강판의 온도를 측정하여, 얻어진 냉각 곡선을 해석하여 구하였다.
또, 미재결정 온도역에서의 압하율은 실험실에서 표 2 에 나타낸 가열 조건으로 압연을 실시하고, 상기 방법에 의해 미재결정 온도역을 구해 그 미재결정 온도역에서의 총압하율로서 구하였다.
얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하에 나타내는 방법으로, 조직 분율, 입경, 경도 및 경도차를 구하였다. 또, 인장 시험에 의하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 연신 (EL) 을 구하고, 또한 샤르피 시험에 의해 연성-취성 파면 천이 온도 (vTrs) 를 구해 인성을 평가하였다.
·조직 분율
조직 분율은 압연 방향에 평행한 판두께 단면에 대해 3 ％ 나이탈 용액으로 조직을 출현시키고, 판두께 1/4 위치에서 주사 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 3000 배로 3 시야 촬영하고, 화상 처리에 의해 각 상의 면적률을 정량화하였다.
·각 상의 입경
조직 분율의 측정에 사용한 3000 배의 SEM 사진에서, 판두께 방향에 대해 45°의 기울기를 갖는 길이：80 ㎜ 의 직선을 직교하도록 2 개 긋고, 그 직선이 베이나이트상의 각 입자와 교차하는 선분의 길이를 각각 측정하고, 얻어진 선분의 길이의 평균치를 구해 베이나이트상의 평균 입경으로 하였다.
·인장 시험
인장 방향이, 압연 방향과 직각이 되도록 JIS 5 호시험편 (GL：50 ㎜) 을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거한 방법으로 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS) 및 연신 (EL) 을 구하였다.
·경도
압연 방향에 평행한 판두께 단면을 경면 연마 후, 마이크로 비커스 시험기에서, 표층으로부터 50 ㎛ 의 위치에 대해서는 하중을 0.98 N (100 gf) 으로 하고, 판두께 1/4 및 판두께 1/2 위치에 대해서는 하중을 4.9 N (500 gf) 로 하여, 각 위치에서 5 지점 측정하고, 5 지점 중의 최대치와 최소치를 제외한 3 지점의 평균치를 계산하여 각 위치의 경도로 하고, 판두께 1/4 위치와 표층으로부터 50 ㎛ 위치와의 경도차 ΔHv1 과 판두께 1/2 위치와 판두께 1/4 위치의 경도차 ΔHv2 를 구하였다.
·샤르피 시험
얻어진 열연판으로부터 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 길이 55 ㎜ × 높이 10 ㎜ × 폭 5 ㎜ 의 서브사이즈 시험편을 채취하고, 시험편 중앙에 깊이 2 ㎜ V 노치를 가공하고, JIS Z 2242 에 준거하여 샤르피 시험을 실시하여 연성-취성 파면 천이 온도 (vTrs) 를 측정하고, 인성을 평가하였다. 여기서, 판두께가 5 ㎜ 초과인 열연판에 대해서는 양면 연삭으로 판두께를 5 ㎜ 로 하여 샘플을 제조하고, 판두께가 5 ㎜ 미만의 열 연판에 대해서는 원래 두께로 샘플을 제조하여, 샤르피 시험에 제공하였다. 또한, 이 vTrs 치가 -50 ℃ 이하이면 인성이 우수하다고 할 수 있다.
얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.
표 3 에 나타낸 바와 같이, 발명예는 모두 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상이고, 또한 연성-취성 파면 천이 온도 (vTrs) 가 -50 ℃ 이하라는 우수한 강도와 인성을 겸비하고 있다. 이에 반하여 비교예는 TS 및 vTrs 의 적어도 어느 것이 떨어져 있었다.
Claims (4)
- 질량％ 로, C：0.04 ～ 0.12 ％, Si：0.5 ～ 1.2 ％, Mn：1.0 ～ 1.8 ％, P：0.03 ％ 이하, S：0.0030 ％ 이하, Al：0.005 ～ 0.20 ％, N：0.005 ％ 이하 및 Ti：0.03 ～ 0.13 ％ 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 베이나이트상의 면적률이 95 ％ 초과이고, 그 베이나이트상의 평균 입경이 3 ㎛ 이하이며, 표층으로부터 50 ㎛ 의 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv1 이 50 이하이고, 또한 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/2 위치에서의 비커스 경도의 차 ΔHv2 가 40 이하이며, 또한 판두께가 4.0 ㎜ 이상 12 ㎜ 이하이고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 인성이 우수한 고강도 열연 강판.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로 추가로 Ni：0.01 ～ 0.50 ％ 를 함유하는 조성으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 인성이 우수한 고강도 열연 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 강판이, 질량％ 로 추가로 Nb：0.005 ～ 0.10 ％, V：0.002 ～ 0.50 ％, Mo：0.02 ～ 0.50 ％, Cr：0.03 ～ 0.50 ％, B：0.0002 ～ 0.0050 ％, Cu：0.01 ～ 0.50 ％, Ca：0.0005 ～ 0.0050 ％ 및 REM：0.0005 ～ 0.0100 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 인성이 우수한 고강도 열연 강판. - 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강 소재를 1200 ～ 1350 ℃ 로 가열한 후, 열간 마무리 압연을 마무리 온도：Ar3 ～ (Ar3 ＋ 80 ℃), 미재결정 온도역에서의 압하율：40 ％ 이상의 조건에서 실시하고, 열간 압연 종료 후, 평균 냉각 속도：25 ℃/s 이상의 속도로 권취 온도：300 ～ 500 ℃ 까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는, 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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