KR20150038730A

KR20150038730A - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150038730A
Application number: KR1020157007425A
Authority: KR
Inventors: 나오키 마루야마; 다츠오 요코이; 히로유키 다나하시; 아츠시 세토; 아츠시 이타미
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-09-27
Filing date: 2013-09-26
Publication date: 2015-04-08
Also published as: EP2902520B1; JPWO2014050954A1; CN104704136A; US9903023B2; BR112015005020B1; PL2902520T3; CN104704136B; EP2902520A4; TW201425601A; IN2015DN02550A; BR112015005020A2; KR101654492B1; TWI475115B; MX2015002759A; EP2902520A1; JP5574070B1; WO2014050954A1; ES2714316T3; US20150218708A1

Abstract

본 발명은, 질량％로 C: 0.05 내지 0.15％, Si: 0 내지 0.2％, Al: 0.5 내지 3.0％, Mn: 1.2 내지 2.5％, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, N: 0.007％ 이하, Ti: 0.03 내지 0.10％, Nb: 0.008 내지 0.06％, V: 0 내지 0.12％, Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％, B: 0 내지 0.005％, Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％이고, Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상, Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％이고, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 강 조직이 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 내지 20％, 페라이트의 면적률이 50 내지 96％, 펄라이트의 면적률이 3％ 이하이고, 표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 0.5㎛ 미만이고, 최대 인장 강도가 720MPa 이상인 열연 강판을 제공한다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 전착 도장 후의 내식성과 피로 특성과 굽힘 가공성이 우수한 인장 강도 720MPa 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히 전착 도장을 실시하는 자동차나 트럭의 프레임이나 멤버, 서스펜션 아암, 휠 등 외에, 건축재나 산업 기계 등의 소재로서 적합한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2012년 9월 27일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-213728호에 기초해서 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차나 트럭의 섀시 혹은 휠과 같은 부재에는 열연 강판이 많이 사용되며, 굽힘 가공성이나 우수한 피로 내구성이 요구되고 있다.

열연 강판의 성형성과 피로 특성을 향상시키는 방법으로서, 특허문헌 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 연질인 페라이트 주체의 금속 조직 중에 경질인 마르텐사이트를 포함하는 조직을 분산시키는, 소위 Dual Phase 강으로 하는 방법이 개시되어 있다. 이들 방법에서는, 열연 공정의 마무리 압연 후의 냉각 중에 있어서 페라이트 형성을 재촉하는 효과를 갖는 Si 혹은 Al과 같은 합금 원소를 첨가하는 것이 특징으로 되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 내지 3에 기재되어 있는 바와 같은 강을 실제로 조업 라인에서 제조하면 안정적으로 양호한 굽힘 피로 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한 Si를 첨가한 강에 관해서는, 전착 도장을 실시한 후의 도장 내식성(이하, 간단히 「도장 내식성」, 「도장 후 내식성」이라고도 함)을 확보할 수 없는 경우나, 강판의 표면 거칠기가 커지기 때문에 기대한 대로의 굽힘 피로 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다는 문제점이 있었다.

또한, 자동차나 트럭의 섀시나 휠에 사용되는 강판에는, 펀칭부의 피로 특성이 함께 요구된다. 이것은, 전단 혹은 펀칭 펀치에 의해 펀칭한 단부면의 거칠기는 강판 표면의 거칠기에 비해 큰 경우가 많아, 펀칭 단부면이 피로 균열의 우선 발생 위치가 되기 때문이다.

상기 과제를 해결하는 방법으로서, 예를 들어 특허문헌 4 5에는, 펀칭 단부면의 손상을 방지한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 6, 7에는, 절결 피로 강도가 우수한 강판이 개시되어 있다. 이들 강판은, 페라이트와 베이나이트를 주조직으로 하는 것이다.

또한, 특허문헌 8에는 페라이트를 주상으로 하는 금속 조직을 베이스로 해서, 합금 탄화물의 석출 강화를 활용하면서 고강도화를 도모하는 한편, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 적정량 분산시키는 조직 형태로 함으로써, 펀칭 파단면의 거칠기를 대폭으로 경감하고, 펀칭부로부터의 피로 균열 발생을 현저하게 억제하는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 9에는, 페라이트상을 주상으로 하는 금속 조직으로서, 마르텐사이트 및 베이나이트 조직에 의해 고강도화를 도모한, 도장 밀착성 및 펀칭 피로 특성이 우수한 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평 10-280096호 공보 일본 특허 공개 제2007-321201호 공보 일본 특허 공개 제2007-9322호 공보 일본 특허 공개 제2005-298924호 공보 일본 특허 공개 제2008-266726호 공보 일본 특허 공개 평 05-179346호 공보 일본 특허 공개 제2002-317246호 공보 일본 특허 출원 제2010-159672호 공보 일본 특허 공개 제2012-021192호 공보

그러나, 특허문헌 4, 5에 기재된 강판의 경우, 이들 방법에 의한 펀칭 단부면 거칠기의 개선은 피로 특성을 개선하기에는 충분하지 않고, 또한, 도장 내식성도 얻어지지 않는 경우가 있었다.

또한, 특허문헌 6, 7에 기재된 강판의 경우, 굽힘 피로 특성이나 도장 후 내식성이 열위가 되는 경우가 있으며, 또한 항복비가 높기 때문에 스트레치 성형성은 반드시 충분하지 않다는 문제가 있었다.

또한, 특허문헌 8에 기재된 강판의 경우에는, 원판 및 펀칭부의 굽힘 피로 내구 한도가 낮은 경우가 있으며, 또한 산 세정 후에 전착 도장을 행하면, 반드시 양호한 도장 후 내식성이 얻어지지 않는 경우가 있었다. 또한, 굽힘 가공이나 단면수축과 굽힘의 복합 성형 가공을 행하면, 균열이 발생하거나, 이들 성형 후의 부재의 피로 특성이 저하되는 경우가 있었다.

또한, 특허문헌 9는, 흑피재의 도장 밀착성의 개선이 주된 목적이며, 강판에 단면수축 가공 등의 엄격한 가공을 가한 경우, 스케일 박리나 균열이 발생하거나, 모재의 굽힘 피로성에도 문제가 있었다.

상술한 바와 같은 이유에 의해, 성형성이 우수한 고강도의 열연 강판에 있어서, 전착 도장 후의 내식성을 확보하고, 또한, 모재의 굽힘 피로 특성과 펀칭부의 피로 특성이 우수한 기술의 개발이 요망되고 있었다. 특히, 산 세정판은 굽힘 등의 가공이 실시되어 사용되는 경우도 많아 굽힘 가공성은 중요하다.

본 발명은 상기 문제를 감안해서 이루어진 것이며, 최대 인장 강도가 720MPa 이상인 고강도의 열연 강판에 전착 도장을 실시한 경우에도, 양호한 내식성 및 모재의 피로 특성과 펀칭부의 피로 특성을 얻는 것이 가능함과 함께, 양호한 굽힘 가공성을 구비한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 먼저, 부재의 대폭적인 경량화를 기대할 수 있는 최대 인장 강도가 720MPa 이상인 열연 강판으로 대상을 좁혀, 펀칭 단부면의 거칠기를 작게 하기 위한 방법에 대해서 검토를 행했다. 그 결과, 페라이트를 주상으로 하는 금속 조직을 베이스로 해서, TiC, NbC로 대표되는 합금 탄화물의 석출 강화를 활용하면서 고강도화를 도모하는 한편, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 적정량 분산시키는 조직 형태로 함으로써, 펀칭 파단면의 거칠기가 대폭으로 경감되고, 펀칭부로부터의 피로 균열 발생이 현저하게 억제되는 것을 발견했다. 또한, 합금 탄화물의 석출 강화를 이용해도 Dual Phase 강이 갖는 우수한 스트레치 성형성은 확보할 수 있는 것을 확인했다.

상기와 같은 페라이트를 주상으로 하는 금속 조직을 얻기 위해서는, Si, Al, Mn량을 적당량 함유시키는 것이 유효하다. 그러나, 열연 강판의 전착 도장 후의 내식성을 평가한 바, 내식성이 열위로 되는 경우가 있는 것을 발견했다. 발명자들은, 그 원인을 조사해서, 모재의 표층부에 존재하는, Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물이 전착 도장 후의 내식성에 영향을 미치고 있는 것을 밝혔다. 그리고, 이들과 같은 경우, Si, Al, Mn의 양비를 최적화 함으로써, 양호한 내식성이 얻어질 수 있는 조건이 존재하는 것을 알아냈다.

또한, 본 발명자들은, Si, Al, Mn을 함유하는 Dual Phase 강에서 때때로 관찰되는 피로 특성의 열화 원인을 밝히기 위해, 상세하게 금속 조직의 관찰을 행했다. 그 결과, 도 1에 도시한 바와 같이, 모재(1)의 표면(1a)의 직하(표층부)에 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물(2)이 존재하면, 그 산화물(2)이 피로 파괴의 기점이 되어 피로 특성이 저하되는 것을 알아냈다. 또한, 도 1은, 모재(1)의 표면(1a)에는 흑피(스케일)(3)가 부착된, 스케일 부착 열연 강판의 상태를 나타내고 있다. 모재(1)의 표층부(모재(1)의 표면(1a)으로부터 모재(1)의 내부를 향해 소정 범위의 영역)에는, 모재(1)의 결정립계에 따라 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물(2)이 석출된다. 본 발명에서는, 이와 같이 모재(1)의 표층부에 있어서, 모재(1)의 결정립계에 따라 석출되는 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 산화물(2)을 「네트워크 형상의 산화물」이라 한다.

또한, 본 발명자들은, 산 세정해서 스케일을 제거한 열연 강판을 사용해서, 굽힘 가공성이 열화되는 원인에 대해서 조사를 행했다. 그 결과, 강판의 표층부에 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물이 과잉으로 잔류하고 있으면 굽힘성이 열화되는 것을 알아내었다. 그 원인은 분명하지는 않지만, 입계에 산화물이 존재함으로써 입계 강도가 저하되고, 그 부분이 굽힘 시험 시의 균열 발생 기점이 되어 있다고 생각된다.

본 발명자들은, 이 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물의 형성을 억제하는 방법에 대해서 예의 검토를 행했다. 그 결과, Mn, Al, Si, Ti, Nb 등의 첨가량을 최적화함과 함께, 열간 압연 시의 강판 표면의 물의 잔류(강판 표면에 물이 존재하고 있는 것)와 압연 조건과 냉각 조건을 제어함으로써, 이 산화물의 형성을 억제할 수 있는 것을 알아내었다.

본 발명자들은, 상기 각 실험의 결과를 기초로 예의 검토를 행했다. 그리고, 석출 강화한 페라이트를 주체로 한 금속 조직에 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 함유시키고, 또한, 합금 원소의 첨가량을 최적화함으로써, 모재의 표층부에 네트워크 형상으로 존재하는 Si, Al, Mn, Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 산화물의 형성을 억제할 수 있는 것을 알아내었다. 그 결과, 양호한 굽힘 성형성, 단면수축 굽힘 가공성이나 스트레치 성형성을 확보하면서, 펀칭부의 피로 특성이 우수하고, 또한 안정된 굽힘 피로 특성이 얻어지고, 나아가 전착 도장 후의 내식성이 우수한 인장 강도 720MPa 이상의 고강도의 열연 강판을 완성시켰다. 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1]

질량％로

C: 0.05 내지 0.15％,

Si: 0 내지 0.2％,

Al: 0.5 내지 3.0％,

Mn: 1.2 내지 2.5％,

P: 0.1％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

N: 0.007％ 이하,

Ti: 0.03 내지 0.10％,

Nb: 0.008 내지 0.06％,

V: 0 내지 0.12％,

Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％,

B: 0 내지 0.005％,

Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％

이고,

Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상,

Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％

이고,

잔부가 Fe 및 불순물이고,

강 조직이, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 내지 20％, 페라이트의 면적률이 50 내지 96％, 펄라이트의 면적률이 3％ 이하이고,

표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 0.5㎛ 미만이고, 최대 인장 강도가 720MPa 이상인, 열연 강판.

[2]

Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물의 평균 입자 직경이 10nm 이하인, [1]에 기재된 열연 강판.

[3] 항복비가 0.82 이하인, [1] 또는 [2]에 기재된 열연 강판.

[4]

질량％로 Si: 0.001 내지 0.2％인, [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[5]

질량％로 V: 0.01 내지 0.12％인, [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[6]

질량％로 Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.02 내지 2.0％인, [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[7]

질량％로 B: 0.0003 내지 0.005％인, [1] 내지 [6] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[8]

질량％로 Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0003 내지 0.01％인, [1] 내지 [7] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[9]

표면에 도금 혹은 합금화 도금이 실시되어 있는, [1] 내지 [8] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판.

[10]

질량％로

C: 0.05 내지 0.15％,

Si: 0 내지 0.2％,

Al: 0.5 내지 3.0％,

Mn: 1.2 내지 2.5％,

P: 0.1％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

N: 0.007％ 이하,

Ti: 0.03 내지 0.10％,

Nb: 0.008 내지 0.06％,

V: 0 내지 0.12％,

Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％,

B: 0 내지 0.005％,

Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％

이고,

Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상,

Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％

이고,

잔부가 Fe 및 불순물인 슬래브를 가열해서, 조압연, 마무리 압연을 순차 행하고,

상기 마무리 압연 전의 디스케일링을 행한 후부터 상기 마무리 압연의 종료까지의 사이에 있어서, 강판의 표면 상에 물이 없는 상태에서 3s 이상 유지하며, 상기 마무리 압연의 종료 온도를 850℃ 이상으로 하고,

마무리 압연의 종료 온도 내지 Ar₃ 온도 사이의 평균 냉각 속도가 25℃/s 이상, Ar₃ 온도 내지 730℃ 사이의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 730℃ 내지 670℃ 사이의 평균 냉각 속도가 12℃/s 이하, 670 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상인 냉각을 행하고,

530℃ 이하에서 권취하는, 열연 강판의 제조 방법.

[11]

[10]에 기재된 방법에서 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 800℃ 이하로 가열하고, 도금욕 중에 침지시키는, 열연 강판의 제조 방법.

[12]

도금의 합금화 처리를 더 행하는, [11]에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

본 발명의 열연 강판에 의하면, 상기 구성에 의해 우수한 굽힘 성형성과 도장 내식성과 모재의 굽힘 피로 특성과 펀칭부의 피로 특성이 얻어진다. 종래의 강판은, 부식에 의한 두께 감소량을 예상한 부품 판 두께가 설정되어 있었다. 이에 비해, 본 발명의 열연 강판은, 우수한 도장 내식성이 얻어지기 때문에 부품의 판 두께를 얇게 하는 것이 가능해지고, 자동차 혹은 트럭 등의 경량화가 가능해진다. 또한, 종래의 강판은, 고강도화를 실시한 경우에도 펀칭부의 피로 강도가 거의 개선되지 않았다. 이에 비해, 본 발명의 열연 강판은, 우수한 모재의 굽힘 피로 특성과 펀칭부의 피로 특성을 구비하기 때문에, 부재의 경량화에 매우 적합하다.

또한, 본 발명의 제조 방법에 의하면, 합금 원소의 첨가량을 최적화함과 함께, 열간 압연 시의 조건을 제어함으로써, 우수한 굽힘 가공성과 전착 도장 후의 내식성과 피로 내구성이 우수한 최대 인장 강도 720MPa 이상의 열연 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

도 1은, Si, Al, Mn을 함유하는 Dual Phase 강판의 표층부의 주변의 현미경 사진이다. 또한, 도 1에서는, 모재의 표면에는 흑피(스케일)가 부착된, 스케일 부착 열연 강판의 상태를 나타내고 있다.

이하, 본 발명의 열연 강판 및 그 제조 방법의 일 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 본 실시 형태는, 본 발명의 열연 강판 및 그 제조 방법의 취지를 보다 잘 이해시키기 위해 상세하게 설명하는 것이기 때문에, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

[열연 강판]

본 발명의 실시 형태에 관한 열연 강판은, 질량％로

C: 0.05 내지 0.15％,

Si: 0 내지 0.2％,

Al: 0.5 내지 3.0％,

Mn: 1.2 내지 2.5％,

P: 0.1％ 이하,

S: 0.01％ 이하,

N: 0.007％ 이하,

Ti: 0.03 내지 0.10％,

Nb: 0.008 내지 0.06％,

V: 0 내지 0.12％,

Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％,

B: 0 내지 0.005％,

Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％

이고,

Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상,

Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％

이고,

잔부가 Fe 및 불순물이고,

표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 0.5㎛ 미만이고, 최대 인장 강도가 720MPa 이상이다.

이하, 본 실시 형태의 강재 성분을 한정한 이유에 대해서 설명한다.

<강 성분>

본 발명의 열연 강판의 강 성분에 대해서 설명한다. 또한, 강 성분에 관한 ％의 표기는 특별히 언급이 없는 경우에는 질량％를 의미한다.

「C: 탄소」 0.05 내지 0.15％

본 발명에 있어서, C는 조직 제어를 위해 사용된다. C의 함유량이 0.05％ 미만이면 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 면적률의 합계로 3％ 이상 확보하는 것이 어려워진다. 또한, C의 함유량이 0.15％를 초과하면, 펄라이트 조직이 출현해서 펀칭부의 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 본 발명에 있어서는, C의 적정 범위를 0.05 내지 0.15％의 범위로 한정했다. 또한, C량의 하한은 0.055％로 하는 것이 바람직하고, 0.06％가 보다 바람직하다. 또한, C량의 상한은 0.14％로 하는 것이 바람직하고, 0.13％가 보다 바람직하다.

「Si: 규소」 0 내지 0.2％

본 발명에 있어서, Si의 함유는 필수적이지 않지만, Si를 함유함으로써 페라이트 분율을 증가시킬 수 있다. 그러나, Si의 함유량이 0.2％를 초과하면, 표층부의 네트워크 형상의 산화물이 증가하고, 전착 도장 공정에서의 화성 처리에서 형성되는 인산 아연 결정(전착 도장 하지 피막)이 치밀하게 형성되지 않는다. 그 결과, 전착 도장 후에 있어서 강판과 도료의 밀착성이 나빠지고, 전착 도장 후의 내식성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한 열연 공정 중에 표층부에 다량의 Si-Mn 산화물을 형성하고, 피로 특성이나 굽힘 가공성이 열화된다. 이로 인해, 그 적정 범위를 0.2％ 이하로 했다. Si의 함유량은 0.18％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.15％ 이하가 보다 바람직하다. Si의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.001％ 미만이면 제조 비용이 증대되기 때문에 0.001％ 이상이 바람직하다.

「Al: 알루미늄」 0.5 내지 3.0％

Al은, Si와 마찬가지로 페라이트 분율을 증가시키는 원소이다. Al의 함유량이 0.5％ 미만이면 페라이트 분율을 확보할 수 없고, 강도와 성형성과 펀칭 단부면의 피로 특성을 확보할 수 없다. 한편, Al의 함유량이 3.0％를 초과하면 표층부에 Al과 Mn을 함유하는 산화물이 다량으로 형성되어, 피로 특성이나 굽힘 가공성이 열화되므로, 그 적정 범위를 0.5 내지 3.0％로 했다. 또한, Al량의 하한은 0.6％로 하는 것이 바람직하다. 또한, Al량의 상한은 2.0％로 하는 것이 바람직하고, 1.5％가 보다 바람직하다.

「Mn: 망간」 1.2 내지 2.5％

Mn은, 조직 제어와 강도 조정을 위해 사용된다. Mn의 함유량이 1.2％ 미만이면 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 면적률의 합계로 3％ 이상 확보하는 것이 곤란해지고, 펀칭부의 피로 특성이 저하된다. 한편, Mn의 함유량이 2.5％를 초과하면, 페라이트를 면적률로 50％ 이상 확보하는 것이 곤란해지고, 펀칭부의 피로 특성이 저하됨과 함께, 네트워크 형상의 산화물 두께가 증가하고, 굽힘 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 그 적정 범위를 1.2 내지 2.5％로 한정했다. 또한, Mn의 함유량의 하한은 1.3％로 하는 것이 바람직하고, 1.5％가 보다 바람직하다. 또한, Mn의 함유량의 상한에 대해서는 2.4％로 하는 것이 바람직하고, 2.3％ 이하가 보다 바람직한 범위이다.

「P: 인」 0.1％ 이하

P는, 강의 강도 확보를 위해 사용할 수 있다. 그러나, 0.1％를 초과해서 함유하면 펀칭 단부면의 거칠기가 증대되어 펀칭부의 피로 특성이 저하되므로, P의 적정 범위를 0.1％ 이하로 한다. P의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않으며, 0％여도 상관없지만, 0.001％ 미만이면 제조 비용이 증대되기 때문에 0.001％가 실질적인 하한이다. 또한, P의 함유량은 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.03％ 이하가 보다 바람직하다.

「S: 황」 0.01％ 이하

S는, 모재의 피로 특성에 영향을 미치는 원소이다. 그러나, 0.01％를 초과해서 S를 함유하면, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되고, 양호한 펀칭부 피로 특성이 얻어지지 않기 때문에, 그 적정 범위를 0.01％ 이하로 한다. 또한, S의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않으며, 0％여도 상관없지만, 0.0002％ 미만이면 제조 비용이 증대되기 때문에 0.0002％가 실질적인 하한이다. 또한, S의 함유량은 0.006％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.003％ 이하가 보다 바람직하다.

「N: 질소」 0.007％ 이하

N의 함유량이 0.007％를 초과하면, 조대한 Ti-Nb계 질화물을 형성하고, Ti 및 Nb의 합금 탄화물의 형성을 억제해버리기 때문에, 최대 인장 강도 720MPa 이상을 얻을 수 없다. 이로 인해, 그 상한을 0.007％로 제한했다. 또한, N의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않으며, 0％여도 상관없지만, 0.0003％ 미만이면 제조 비용이 증대되기 때문에 0.0003％가 실질적인 하한이다. 또한, N의 함유량은 0.006％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이하가 보다 바람직하다.

「Ti: 티타늄」 0.03 내지 0.10％

Ti는, 강의 석출 강화를 위해 사용한다. 또한, 열연 공정 중에 표층부에 형성되는 네트워크 형상의 산화물의 형성을 억제하는 효과가 있다. 그러나, Ti의 함유량이 0.03％ 미만이면 네트워크 형상의 산화물을 억제하는 효과가 없고, 또한, 인장 강도로 720MPa 이상을 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 0.10％를 초과하면 효과가 포화됨과 함께 펀칭부의 거칠기가 증대되고, 펀칭부 피로 특성이 저하되고, 또한 항복비 YR이 증가하고, 성형성이 저하된다. 이로 인해, 그 적정 범위를 0.03 내지 0.10％로 한정했다. 또한, Ti의 함유량의 하한은 0.04％로 하는 것이 바람직하고, 0.05％가 보다 바람직하다. 또한, Ti의 함유량의 상한은 0.09％로 하는 것이 바람직하고, 0.08％가 보다 바람직하다.

「Nb: 니오븀」 0.008 내지 0.06％

Nb는, 조직 제어 및 강의 석출 강화를 위해 사용된다. 또한, 열연 공정 중에 표층부에 형성되는 네트워크 형상의 산화물의 형성을 억제하는 효과가 있다. 그러나, Nb의 함유량이 0.008％ 미만이면 그 효과가 없고, 또한, 0.06％를 초과하면 펀칭부의 거칠기가 증대되고, 펀칭부 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 그 적정 범위를 0.008 내지 0.06％로 한정했다. 또한, Nb의 함유량의 하한은 0.009％로 하는 것이 바람직하고, 0.10％가 보다 바람직하다. 또한, Nb의 함유량의 상한은 0.055％로 하는 것이 바람직하고, 0.05％가 보다 바람직하다.

「Si+Al의 합계량」

Si와 Al은 모두 페라이트 분율을 증가시키는 원소이다. Si와 Al을 합계량으로 0.8×(Mn-1)질량％ 이상 함유시킴으로써, 면적률로 50％ 이상의 페라이트를 확보할 수 있으며, 양호한 펀칭부의 굽힘 피로 특성을 얻을 수 있다. 또한, Si와 Al의 합계량을 적정하게 함으로써 표층부에 형성되는 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 판 두께 방향의 깊이를 적정화해서, 강판의 굽힘 피로 특성이 개선된다. Si+Al의 합계량의 상한은 특별히 한정되지 않지만, Si와 Al의 합계량이 3.0％를 초과하면 인성이 저하되기 때문에, 3.0％ 이하인 것이 바람직하다.

「Ti+Nb의 합계량」

Ti와 Nb는, 적정한 사이즈의 합금 탄화물을 형성시킴으로써, 강을 고강도화하기 위해 사용된다. 그러나, Ti와 Nb의 합계량이 0.04％ 미만이면 최대 인장 강도 720MPa 이상을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, Ti와 Nb의 합계량이 0.14％를 초과하면, 펀칭부의 거칠기가 증대되어 펀칭부의 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, Ti+Nb의 합계량의 적정 범위를 0.04 내지 0.14％로 한정했다.

본 실시 형태에 있어서는, 강 성분으로서 상기 각 원소 이외에, 또한, 이하에 나타낸 바와 같은 원소를 선택적으로 함유해도 좋다.

「V: 바나듐」 0 내지 0.12％

본 발명에 있어서 V의 함유는 필수적이지 않지만, V는 강의 강도 조정을 위해 사용해도 좋다. V의 함유량이 0.01％ 미만이면 그 효과가 없으므로, V를 함유하는 경우에는 V의 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, V의 함유량이 0.12％를 초과하면 펀칭 단부면 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 피로 특성이 저하될 우려가 있다. 이로 인해, V의 함유량은 0.12％ 이하로 한다.

「Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％」

본 발명에 있어서, Cr, Cu, Ni, Mo의 함유는 필수적이지 않지만, Cr, Cu, Ni, Mo는 강의 조직 제어를 위해 사용해도 좋다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량이 0.02％ 미만이면, 첨가에 따른 상기 효과가 없으므로, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 경우에는, 합계의 함유량이 0.02％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 이들 합계의 함유량이 2.0％를 초과하면 도장 내식성이 저하된다. 이로 인해, 이들 원소의 합계 함유량의 적정 범위를 2.0％ 이하로 한다.

「B: 붕소」 0 내지 0.005％

본 발명에 있어서 B의 함유는 필수적이지 않지만, B는 강판의 조직 제어에 사용해도 좋다. B의 함유량이 0.0003 미만이면 그 효과는 발현되지 않으므로, B를 함유하는 경우에는, B의 함유량이 0.0003％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, B의 함유량이 0.005％를 초과하면, 페라이트를 50％ 이상 확보하는 것이 곤란해지고, 굽힘 피로 특성이 저하될 우려가 있다. 이로 인해, B의 함유량은 0.005％ 이하로 한다.

「Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％」

본 발명에 있어서, Ca, Mg, La, Ce의 함유는 필수적이지 않지만, Ca, Mg, La, Ce는 강의 탈산을 위해 사용해도 좋다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계량이 0.0003％ 미만이면 그 효과는 없으므로, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 합계의 함유량이 0.0003％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 0.01％를 초과하면 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 이들 원소의 합계 함유량의 적정 범위를 0.01％ 이하로 한다.

본 발명의 열연 강판 강 성분은, 상기한 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시되지만, 특별히 한정은 없으며, 본 발명의 작용 효과를 손상시키지 않는 범위에서 각종 원소를 적절히 함유해도 좋다.

<강 조직>

「마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률」

마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, 펀칭부의 국소 변형 영역에서 연성 파괴를 촉진시키고, 그 결과로서, 석출 강화 강에 있어서도 펀칭 단부면의 거칠기를 평활화시키는 효과가 있다. 즉, 펀칭부의 피로 특성을 향상시키는 것을 목적으로 하는 본 발명에 있어서는, 중요한 파라미터이다. 또한, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, 스트레치 성형성 및 연성을 높이는 효과도 갖는다.

마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이 3％ 미만이면, 그러한 효과가 발현되지 않는다. 한편, 20％를 초과하면, 펀칭 단부면 거칠기가 다시 증가하는 경향이 있다. 이로 인해, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 적정 범위를 3 내지 20％로 한정했다. 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은 5％ 이상인 것이 바람직하고, 7％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은 18％ 이하인 것이 바람직하고, 15％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 마르텐사이트는, 템퍼링된 마르텐사이트여도 펀칭 단부면을 평활화하는 효과가 있다. 마르텐사이트는, 소위 프레시 마르텐사이트, 템퍼링된 마르텐사이트를 모두 포함한다.

여기서, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 비교한 경우, 펀칭 단부면의 거칠기를 저감하는 효과는 잔류 오스테나이트 쪽이 약간 크기 때문에, 잔류 오스테나이트는 일정량 함유한 편이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 1％ 미만이면 그 효과가 명확하지 않고, 한편, 6％를 초과하면 모재 피로 특성의 저하를 야기하므로, 잔류 오스테나이트의 면적률은 1 내지 6％가 바람직하다.

「페라이트의 면적률」

모재의 피로 특성의 향상에 기여함과 함께, 펀칭 단부면의 거칠기 개선에 기여하는 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트의 확보를 위해, 페라이트는 적정한 면적률로 포함될 필요가 있다. 페라이트의 면적률이 50％ 미만이면 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트를 상술한 바와 같은 적정량으로 하는 것이 곤란해지고, 펀칭부 피로 특성이 저하된다. 한편, 페라이트의 면적률이 96％를 초과한 경우에도 펀칭 단부면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 페라이트의 면적률 적정 범위를 50 내지 96％로 한정했다. 페라이트 분율은 70％ 이상이 바람직하고, 75％ 이상인 것이 보다 바람직한 하한이다. 또한, 페라이트의 면적률은 93％ 이하인 것이 바람직하고, 90％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 여기에서 페라이트란, 「강의 베이나이트 사진집-1」 일본 철강 협회(1992년) p.4에 기재된 폴리고널 페라이트(αp), 의 폴리고널 페라이트(αq), 입상 베이니틱 페라이트(αB) 중 어느 것이어도 상관없다.

「펄라이트의 면적률」

펄라이트는 펀칭부의 거칠기를 증대시킨다. 면적률이 3％를 초과하면, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되고, 인장 강도도 저하되는 경향이 있기 때문에, 그 적정 범위를 3％ 이하로 한정했다. 펄라이트량은 적을수록 바람직하고, 하한은 0％이다.

본 발명에 있어서 펄라이트란, 펄라이트 및 의사 펄라이트를 포함한다.

또한, 본 발명의 열연 강판에 있어서, 금속 조직의 잔부는 베이나이트여도 좋다. 여기서, 상기 「강의 베이나이트 사진집-1」 일본 철강 협회(1992년) p.4에 기재된 베이니틱 페라이트(α°B)는 베이나이트로 구분된다.

페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트의 면적률은, 광학 현미경 또는 주사 전자 현미경(SEM)에 의해 촬영한 조직 사진을 사용해서, 포인트 카운트법 또는 화상 해석에 의해 측정할 수 있다. 입상 베이니틱 페라이트(αB)와 베이니틱 페라이트(α°B)의 판별은, SEM 및 투과 전자 현미경(TEM)에 의한 조직 관찰을 행하고, 참고 문헌 1을 바탕으로 판별한다. 잔류 오스테나이트의 분율은, X선 회절법에 의해 측정한다.

<표층부의 네트워크 형상의 산화물>

강판의 표층부에 있어서 열연 공정 중에 형성되는, Si, Al, Mn 및 Fe 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 네트워크 형상의 산화물은, 굽힘 피로 특성 및 도장 후의 내식성을 열화시킨다. 이 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께(깊이)가 0.5㎛ 이상이면 굽힘 가공성과 굽힘 피로 특성과 도장 후의 내식성이 저하되기 때문에, 그 적정 범위를 0.5㎛ 이하로 한정했다. 또한, 굽힘 가공성이나 굽힘 피로 특성에 영향을 주는 산화물은 열연 공정에서 모재의 표면 근방의 결정립계에 형성되는 네트워크 형상의 산화물이며, 정련·주조 공정에서 형성되어 강 중에 균일하게 분산되는 산화물은 포함하지 않는다. 또한, 내부 산화물(결정립의 내부에 석출되는 산화물)은, 입상의 형태인 것도 표층부에는 존재하지만, 모재의 결정립계에 석출되는 네트워크 형상의 형태인 것보다는 굽힘 가공성이나 굽힘 피로 특성에 미치는 영향은 작다고 생각된다. 그로 인해, 본 발명에 있어서는, 입상의 내부 산화물에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 표층부의 결정립계에 형성되는 네트워크 형상의 산화물에 대해서 한정한다.

<Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물의 평균 입자 직경>

Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물은, 석출 강화에 기여하는 석출물이다. 그러나, 그 평균 입자 직경이 10nm를 초과하면, 최대 인장 강도 720MPa 이상을 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 그 적정 범위를 10nm 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 합금 탄화물 중에는, N, V, Mo를 소량 포함하고 있어도 석출 강화에 대한 효과는 전혀 변화되지 않는다. Ti를 함유하는 합금 탄화물은, Ti와 C 이외에 N, V, Mo를 함유해도 상관없다. 마찬가지로, Nb를 함유하는 합금 탄화물은, Nb와 C 이외에 N, V, Mo를 함유해도 상관없다. 또한, Ti와 Nb의 양쪽과 C 이외에 N, V, Mo를 함유해도 상관없다.

또한, Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물의 입자 직경은, 전해 연마 혹은 이온 연마에 의해 박막화한 샘플에 대해서 강 중의 석출물을 TEM으로 관찰하거나, 전해 추출한 잔사를 TEM으로 관찰하고, 100개 이상의 합금 탄화물의 원 상당 입자 직경으로서 산출한다.

<강판의 최대 인장 강도>

본 발명에 있어서는, 강판의 최대 인장 강도가 720MPa 미만이면 부재의 경량화 효과가 작아지기 때문에, 그 범위를 720MPa 이상으로 한다.

<항복비: 0.82 이하>

피로 특성이 요구되는 자동차나 트럭의 부재에 적용하기 위해서는, 우수한 신장이나 스트레치 성형성이나 굽힘 가공성을 가질 필요가 있다. YP/TS(YP: 항복 응력, TS: 인장 강도)로 정의되는 항복비 YR이 0.82를 초과하면, 성형 중에 파단 혹은 균열을 발생해서 부재의 성형을 할 수 없는 경우가 있으므로, 항복비는 0.82 이하인 것이 바람직하다.

[고강도 열연 강판의 제조 방법]

이어서, 본 발명의 열연 강판을 제조하는 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 포함하는 슬래브를 가열해서, 조압연, 마무리 압연을 순차 행하고, 상기 마무리 압연 전의 디스케일링을 행한 후부터 상기 마무리 압연의 종료까지의 사이에 있어서, 강판의 표면 상에 물(판상수)이 없는 상태에서 3s 이상 유지하고, 상기 마무리 압연의 종료 온도를 850℃ 이상으로 하고, 마무리 압연의 종료 온도 내지 Ar₃ 온도 사이의 평균 냉각 속도가 25℃/s 이상, Ar₃ 내지 730℃ 사이의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 730℃ 내지 670℃ 사이의 평균 냉각 속도가 12℃/s 이하, 670 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상인 냉각을 행하고, 530℃ 이하에서 권취하는 방법이다.

먼저, 상기 성분 조성을 포함하는 슬래브를 가열하고, 그 후 조압연, 마무리 압연을 순차 행한다. 이때, 슬래브의 가열 조건, 조압연의 조건은 특별히 한정되는 것은 아니며, 종래부터 사용되고 있는 각 조건을 채용할 수 있다.

본 발명에 있어서, 마무리 압연 전의 디스케일링을 행한 후부터 마무리 압연의 종료까지의 사이에 강판의 표면 상에 존재하는 물(판상수)은, 강판의 표층부에 있어서의 네트워크 형상의 산화물의 형성에 영향을 주는 중요한 인자이다. 통상, 마무리 압연 공정에 있어서는, 디스케일링에서 사용한 고압수나, 압연롤을 냉각하기 위해 사용한 물 및 압연롤간에서 강판을 냉각하기 위한 물이 강판의 표면 상에 존재하는 상태가 된다. 디스케일링의 종료부터 마무리 압연의 종료까지의 사이에 강판의 표면 상에 존재하지 않는 상태가 3초 미만이면, 표층부에 있어서의 네트워크 형상의 산화물이 과잉으로 잔류하고, 굽힘 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 강판의 표면 상에 물이 존재하지 않는 상태의 유지 시간의 적정 범위를 3초 이상으로 했다. 바람직하게는 4초 이상 유지한다.

또한, 강판의 표면 상에 물이 존재하지 않는 상태를 실현하고, 그 상태를 유지하는 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 강판의 진행 방향에 대해서 직교하는 방향(측면측의 방향)으로부터 공기 등의 기체를 분사해서 강판의 표면 상의 수분을 제거하는 방법이 있다.

마무리 압연의 종료 온도 FT는, 표층부에 있어서의 산화의 거동과 강판의 금속 조직을 제어함에 있어서 중요한 제조 파라미터이다. 마무리 압연의 종료 온도가 850℃ 미만이면 표층부에 있어서의 네트워크 형상의 산화물 두께가 증대됨과 함께, 상술한 바와 같은 금속 조직을 적정화하는 것이 곤란해진다. 이로 인해, 본 발명에서는, 마무리 압연의 종료 온도의 적정 범위를 850℃ 이상으로 제한했다. 또한, 바람직하게는 870℃ 이상으로 한다.

마무리 압연의 종료 온도 FT 내지 Ar₃ 온도 사이의 냉각 속도는, 강의 마이크로 조직과 강도에 영향을 미치는 중요한 제조 파라미터이다. 이 온도간의 평균 냉각 속도가 25℃/s 미만이면 페라이트의 면적률을 적정화할 수 없게 된다. 이로 인해, 본 발명에서는, FT 내지 Ar₃ 온도의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도의 적정 범위를 25℃/s 이상으로 했다. 바람직하게는 45℃/s 이상으로 한다.

또한, Ar₃ 온도는 하기 수학식 (1) 식에 의해 계산한다.

Ar₃(℃)=910-310×C+33(Si+Al)-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo···(1)

단, 상기 수학식 (1)에 있어서, 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

Ar₃ 온도 내지 730℃ 사이의 냉각 속도는, 표층부에 있어서의 네트워크 형상의 산화물의 형성에 영향을 미치는 중요한 제조 파라미터이다. 이 온도간의 평균 냉각 속도가 30℃/s 미만이면 네트워크 형상의 산화물이 형성되는 표면으로부터의 깊이가 커진다. 이로 인해, 본 발명에서는, Ar₃ 온도 내지 730℃ 사이에 있어서의 평균 냉각 속도의 적정 범위를 30℃/s 이상으로 했다. 바람직하게는, 35℃/s 이상으로 한다.

730 내지 670℃ 사이의 냉각 속도는, 강 중의 페라이트 면적률을 확보하기 위한 중요한 제조 파라미터이다. 이 온도간의 평균 냉각 속도가 12℃/s를 초과하면, 50％ 이상의 페라이트를 확보하는 것이 곤란해지기 때문에, 그 적정 범위를 12℃/s 이하로 했다. 바람직하게는 10℃/s 이하로 한다.

670 내지 550℃ 사이의 냉각 속도는, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률을 적정하게 하기 위한 중요한 제조 파라미터이다. 이 온도 범위의 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만이면 펄라이트가 형성되고, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되는 결과, 펀칭부 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 본 발명에서는, 그 적정 범위를 20℃/s 이상으로 했다. 바람직하게는 25℃/s 이상으로 한다.

이어서, 본 발명의 제조 방법에 있어서, 강판을 권취할 때의 온도는, 적정한 마르텐사이트량과 잔류 오스테나이트량을 얻기 위해 중요한 제조 파라미터이다. 권취 온도가 530℃를 초과하면, 적정량의 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 펄라이트도 형성되기 쉬워진다. 그 결과, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 피로 특성이 저하된다. 이로 인해, 본 발명에서는, 강판의 권취 온도의 적정 범위를 530℃ 이하의 범위 내로 제한했다. 바람직하게는 510℃ 이하로 한다.

스킨 패스 압연 혹은 레벨러 압연은 특별히 필수적이지 않다. 그러나, 이들은 형상 교정이나 시효성, 나아가 피로 특성의 개선에 주효하므로, 후술하는 산 세정 후 또는 산 세정 전에 행해도 좋다. 스킨 패스 압연을 행하는 경우에는, 압하율의 상한을 3％로 하는 것이 바람직하다. 3％를 초과하면, 강판의 성형성이 손상되기 때문이다.

열간 압연의 종료 후에 산 세정을 행하고, 모재의 표면에 부착된 흑피(스케일)를 제거한다. 열간 압연의 종료 후의 산 세정은 네트워크 형상의 입계 산화물을 어느 정도 제거하는 효과를 갖는다. 그러나, 상기한 바와 같은 제조 방법을 행하지 않으면, 열간 압연의 종료 후의 산 세정 공정만으로 목적으로 하는 네트워크 형상의 입계 산화물층 두께를 저감하는 것은 곤란하다.

이어서, 상술한 열연 강판에 더 도금 처리 혹은 합금화 도금 처리를 실시해도 좋다.

먼저, 열연 강판을 산 세정한 후, 예를 들어 연속 아연 도금 설비 혹은 연속 어닐링 아연 도금 설비를 사용해서 강판을 가열한다. 계속해서, 강판을 도금욕 중에 침지시켜 용융 도금을 실시하고, 열연 강판의 표면에 도금층을 형성한다.

이 경우, 강판의 가열 온도가 800℃를 초과하면 강판의 금속 조직이 변화되고, 또한 표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물을 함유하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 증가되어, 피로 특성을 확보할 수 없게 된다. 이로 인해, 가열 온도의 적정 범위를 800℃ 이하로 제한한다.

또한 용융 도금을 실시한 후에 도금 합금화 처리를 행하고, 합금화 용융 아연 도금층으로 해도 좋다.

또한, 도금의 종류는 특별히 한정되는 것은 아니다. 상기 가열 온도의 상한이 800℃ 이하이면 어느 도금의 종류여도 상관없다.

이어서, 본 발명의 열연 강판에 대해서 각 특성의 평가 방법을 설명한다.

본 발명의 열연 강판 굽힘 피로 특성은, JIS Z2275에 기재된 방법에 따라 응력비=-1의 조건하에서 평면 굽힘 피로 시험을 행하고, 200만회 피로 한도(200만회의 반복 응력을 받아도 피로 파괴에 이르지 않는 응력의 한도 값)로 평가해서, {피로 한도/TS(인장 강도)}로부터 피로 한도비를 산출했다. 본 발명의 열연 강판에서는 피로 한도비로 0.45이상을 확보할 수 있다.

또한, 펀칭부의 피로 특성은, 간이적으로 이하의 방법으로 평가할 수 있다.

즉, 피어스 구멍을 중심부에 갖는 굽힘 시험편을 제작하고, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 200만회 피로 한도 혹은 피로 한도비(=피로 한도/TS)를 평가한다. 여기서, φ10mm의 신품 펀치를 사용해서, 클리어런스 10％의 조건으로 피어스 구멍을 펀칭하고, 시험편 폭 30mm의 시험편을 사용해서 굽힘 피로 시험을 행한 경우, 본 발명의 열연 강판에 있어서는 피로 한도비: 0.36 이상을 확보할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서는, 피로 한도비: 0.39 이상이 보다 바람직한 범위이다.

또한, 강판의 굽힘 가공 특성은, JIS Z2248에 기재된 방법에 따라 누름 굽힘법에 의해 굽힘 각도 180°, 내측 반경 1.5t(t는 강판의 판 두께)에서의 시험을 행했다. 본 발명의 열연 강판에 있어서는, 굽힘 정상부에 있어서의 균열 또는 파단이 관찰되지 않고 양호한 굽힘 가공성을 확보할 수 있다.

이상 설명한 바와 같은 본 발명에 관한 열연 강판에 의하면, 상기 구성에 의해 우수한 굽힘 가공성과 도장 내식성과 피로 내구성이 얻어진다. 종래의 강판에서는, 부식에 의한 두께 감소량을 예상한 부품 판 두께가 설정되어 있었다. 이에 비해, 본 발명의 열연 강판은, 우수한 도장 내식성이 얻어지기 때문에 부품의 판 두께를 얇게 하는 것이 가능해지고, 자동차 혹은 트럭 등의 경량화가 가능해진다. 또한, 종래의 강판에 있어서는, 고강도화를 실시한 경우에도 펀칭부의 피로 강도가 거의 개선되지 않았다. 이에 비해, 본 발명의 열연 강판은, 우수한 모재의 굽힘 피로 특성과 펀칭부의 피로 특성을 구비하고, 더욱 우수한 굽힘 가공성을 갖기 때문에 부재의 경량화에 매우 적합하다.

또한, 본 발명의 열연 강판 제조 방법에 의하면, 상기 순서 및 조건을 채용함으로써, 굽힘 가공성과 전착 도장 후의 내식성과 피로 내구성이 우수한 최대 인장 강도 720MPa 이상의 열연 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

실시예

이하, 본 발명에 관한 열연 강판의 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 하기 실시예로 한정되는 것은 아니며, 상술, 후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가해서 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

먼저, 표 1에 나타내는 강 성분을 갖는 A 내지 X의 슬래브를 주조한 후, 이 슬래브를 1050 내지 1300℃의 범위 내에서 재가열하고, 조압연을 행했다. 계속해서, 표 2에 나타내는 조건으로 마무리 압연, 냉각, 권취를 행해서 열연 강판을 제조했다. 마무리 압연 전의 디스케일링부터 마무리 압연의 종료까지의 사이에 있어서의 강판의 표면에 물이 없는 상태의 시간, 마무리 압연의 종료 온도, 냉각 조건, 권취 온도를 변화시켰다. 계속해서, 산 세정 처리를 행하고, 강판의 표면의 스케일을 제거한 것에 대해서 평가 시험을 행했다.

또한, 시험 번호 A-12에 대해서는, 시험 번호 A-1에서 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 650℃에서 어닐링 처리를 행하고, 계속해서 아연 도금 처리를 행했다. 시험 번호 A-13에 대해서는, 시험 번호 A-1에서 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 600℃에서 어닐링 처리를 행하고, 계속해서 아연 도금 처리 및 아연 도금의 합금화 처리를 행했다.

그리고, 상기 순서로 얻어진 본 발명예의 열연 강판 및 비교예의 열연 강판에 대해서, 이하에 설명하는 바와 같은 평가 시험을 행했다. 또한, 표 2에 나타내는 「시험 번호」의 선두에 표시되어 있는 알파벳은, 표 1에 나타낸 강 기호에 대응하고 있다.

그리고, 상기 순서로 얻어진 본 발명예의 열연 강판 및 비교예의 열연 강판에 대해서, 이하에 설명하는 바와 같은 평가 시험을 행했다.

강판의 피로 특성은, JIS Z2275에 기재된 방법에 따라 응력비=-1의 조건하에서 평면 굽힘 피로 시험을 행하고, 200만회 피로 한도로 평가해서, {피로 한도/TS(인장 강도)}로부터 피로 한도비를 산출했다. 또한, 이 피로 한도비가 0.45 이상인 것을 양호로서 평가했다.

펀칭부의 피로 특성은, 피어스 구멍을 중심부에 갖는 굽힘 시험편을 사용해서, JIS Z2275에 기재된 방법에 따라 응력비=-1의 조건하에서 평면 굽힘 피로 시험을 행하고, 200만회 피로 한도로 평가해서, {피로 한도/TS(인장 강도)}로부터 피로 한도비를 산출했다. 여기서, 피어스 구멍을 형성하는 펀칭 가공은, φ10mm의 신품 펀치를 사용해서 클리어런스 10％의 조건으로 행했다. 또한, 이 피로 한도비가 0.39 이상을 펀칭부의 피로 특성이 양호한 것으로서 평가했다.

강판의 굽힘 가공 특성은, 시험편의 길이가 압연 방향으로 직각이 되도록 채취하고, JIS Z2248에 기재된 방법에 따라 누름 굽힘법에 의해 굽힘 각도 180°, 내측 반경 1.5t(t는 강판의 판 두께)에서의 시험을 행했다. 굽힘 정상부에 있어서의 균열 또는 파단이 관찰되지 않는 것을 ○(양호)로 평가했다.

강판의 인장 특성은, 각각의 강판으로부터 JIS5호 시험편을 채취하고, 인장 방향이 압연 방향 수직 방향(C 방향)이 되는 조건으로 인장 시험을 행해서 평가했다.

강판의 표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 두께는, SEM 관찰에 의해 강판 단면의 금속 조직을 관찰하고, 3군데 이상의 관찰 영역의 평균값으로서 결정했다.

도장 내식성에 대해서는, 먼저, 산 세정한 열연 강판을 탈지하고, 계속해서 전처리로서 인산 아연 처리(화성 처리)를 행한 후, 양이온 전착 도장을 25㎛의 두께로 행하고, 마지막으로 170℃에서 20분간의 베이킹 처리를 행했다. 그리고, 전착 도장의 표면에 선 형상의 손상을 부여한 후, JIS Z2371에 기재된 방법에 따라 200h의 염수 분무 시험(SST 시험)을 행하고, 이 시험 후에 테이프 박리 시험을 행했을 때의 도막의 박리 폭을 측정했다. 그리고, 도막의 박리 폭이 2mm 이하인 것을 「○(내식성 양호)」, 2mm를 초과하는 것을 「×(내식성 불량)」으로 2단계 평가했다.

표 1에 강 성분의 일람을 나타냄과 함께, 표 2에 제작한 열연 강판의 네트워크 형상의 산화물의 표면으로부터의 두께, 굽힘 피로 특성, 펀칭부의 피로 특성, 인장강도(TS), 항복비, 굽힘 가공성의 평가 결과의 일람을 나타낸다. 또한, 표 2에 있어서, 각 인덱스는 이하의 항목을 나타낸다.

t: 디스케일링으로부터 마무리 압연의 종료까지의 사이에서 강판 상에 물이 존재하지 않는 시간(초)

FT: 마무리 압연의 종료 온도(℃)

CR1: FT 내지 Ar₃ 온도 사이의 평균 냉각 속도(℃/s)

CR2: Ar₃ 온도 내지 670℃ 사이의 평균 냉각 속도(℃/s)

CR3: 730 내지 670℃ 사이의 평균 냉각 속도(℃/s)

CR4: 670 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도(℃/s)

CT: 권취 온도(℃)

d_MC: Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물의 평균 입자 직경(nm)

f_F: 페라이트의 면적률(％)

f_M: 마르텐사이트의 면적률(％)

f_γ: 잔류 오스테나이트의 체적률(％)

f_P: 펄라이트의 면적률(％)

hox: 표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께(㎛)

EL: 강판의 전체 신장(％)

σw/TS: 피로 한도비

σwp/TS: 피어스 구멍 구비 시험편에서의 피로 한도비

표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 범위 내인 본 발명예의 열연 강판은, 모두 굽힘 피로 한도비가 0.45 이상이고, 피어스 구멍 펀칭한 굽힘 피로 한도비가 0.39 이상이고, 도장 후의 내식성의 평가가 「○」이고, 굽힘 가공성의 평가가 「○」이고, 강판의 인장 강도 TS가 720MPa 이상이었다. 이에 의해, 본 발명의 열연 강판이, 굽힘 가공성과 도장 내식성과 강판 및 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 우수한 것이 명확해졌다.

이에 비해, 비교예의 열연 강판은, 본 발명에 있어서의 상기 각 규정 중 적어도 어느 하나가 범위 외가 되어 있기 때문에, 굽힘 가공성이나 도장 내식성이나 펀칭부 피로 특성 중 적어도 어느 하나가 떨어진 결과가 되었다.

시험 번호 A-3, D-1은, 강판 상에 물이 존재하고 있지 않은 시간 t가 짧기 때문에, 모재의 표층부에 있어서의 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역이 두껍고, 강판 및 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 낮고, 도장 후 내식성도 불량이 되었다.

시험 번호 A-4는, 마무리 압연의 종료 온도 FT가 적정 범위 이하였기 때문에, 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역이 두껍고, 강판 및 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 낮고, 도장 후 내식성도 불량이 되었다.

시험 번호 K-1, M-1, N-1, S-1, W-1은 강 성분이 적정하지 않기 때문에, 지철 표층의 내부 산화층이 두껍고, 원판 및 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 낮고, 도장 후 내식성도 불량이 되었다.

시험 번호 A-10, A-11, D-3, D-4는, Ar₃ 내지 730℃ 사이의 냉각 속도가 느리고, 표층부에 존재하는 네트워크 형상의 산화물이 두꺼워졌기 때문에, 굽힘 가공성과 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 A-5는, FT 내지 Ar₃ 사이의 냉각 속도가 느리고, 730 내지 670℃ 사이의 냉각 속도가 빨랐기 때문에, 페라이트 분율이 낮고, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 A-6, A-7, I-1, V-1은, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 적기 때문에, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 J-1, L-1, U-1은 강 성분이 적정하지 않기 때문에, 페라이트의 면적률이 낮거나, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 적정 범위 외이거나, 혹은 펄라이트의 면적률이 높아지고, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 I-1, Q-1, S-1은 강 성분이 적정하지 않기 때문에, 최대 인장 강도(TS)가 적정 범위 외가 되었다.

시험 번호 O-1, P-1은, P량 혹은 S량이 과대였기 때문에, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 R-1, T-1은, Ti량, Nb량, 혹은 Ti+Nb의 합계량이 과대했기 때문에, 펀칭 파단면의 거칠기가 증대되어, 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 저하되었다.

시험 번호 X-1은 피로 특성은 양호했지만, Ti+Nb의 합계량이 과소였기 때문에, 최대 인장 강도(TS)가 적정 범위 외가 되었다.

이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명의 열연 강판 및 그 제조 방법이, 최대 인장 강도가 720MPa 이상인 고강도의 열연 강판에 전착 도장을 실시한 경우에도, 양호한 굽힘 가공 특성, 양호한 내식성 및 모재 및 펀칭부의 굽힘 피로 특성이 얻어지는 것이 명확하다.

본 발명에 의하면, 예를 들어 자동차나 트럭의 프레임이나 멤버, 섀시 등의 소재로서 적합한, 굽힘 가공성과, 도장 내식성과, 모재 및 펀칭부의 피로 특성이 우수한 고강도의 열연 강판을 제공하는 것이 가능해진다. 이와 같이, 자동차나 트럭의 프레임이나 멤버, 섀시 등의 부재에 본 발명을 적용함으로써, 도장 후의 내식성이나, 펀칭 가공을 실시한 부재의 피로 강도의 향상, 또한, 경량화 등의 장점을 충분히 향수할 수 있어, 산업상의 효과는 매우 높다.

1 모재
1a 표면
2 네트워크 형상의 산화물
3 스케일

Claims

질량％로
C: 0.05 내지 0.15％,
Si: 0 내지 0.2％,
Al: 0.5 내지 3.0％,
Mn: 1.2 내지 2.5％,
P: 0.1％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
N: 0.007％ 이하,
Ti: 0.03 내지 0.10％,
Nb: 0.008 내지 0.06％,
V: 0 내지 0.12％,
Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％,
B: 0 내지 0.005％,
Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％
이고,
Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상,
Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％
이고,
잔부가 Fe 및 불순물이고,
강 조직이, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 면적률이 합계로 3 내지 20％, 페라이트의 면적률이 50 내지 96％, 펄라이트의 면적률이 3％ 이하이고,
표층부에 있어서 네트워크 형상의 산화물이 존재하는 영역의 판 두께 방향의 두께가 0.5㎛ 미만이고, 최대 인장 강도가 720MPa 이상인, 열연 강판.
제1항에 있어서, Ti를 함유하는 합금 탄화물과 Nb를 함유하는 합금 탄화물의 평균 입자 직경이 10nm 이하인, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 항복비가 0.82 이하인, 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로 Si: 0.001 내지 0.2％인, 열연 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로 V: 0.01 내지 0.12％인, 열연 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로 Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.02 내지 2.0％인, 열연 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로 B: 0.0003 내지 0.005％인, 열연 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로 Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0003 내지 0.01％인, 열연 강판.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 표면에 도금 혹은 합금화 도금이 실시되어 있는, 열연 강판.
질량％로
C: 0.05 내지 0.15％,
Si: 0 내지 0.2％,
Al: 0.5 내지 3.0％,
Mn: 1.2 내지 2.5％,
P: 0.1％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
N: 0.007％ 이하,
Ti: 0.03 내지 0.10％,
Nb: 0.008 내지 0.06％,
V: 0 내지 0.12％,
Cr, Cu, Ni, Mo의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 2.0％,
B: 0 내지 0.005％,
Ca, Mg, La, Ce의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 0.01％
이고,
Si 및 Al의 합계량: 0.8×(Mn-1)％ 이상,
Ti 및 Nb의 합계량: 0.04 내지 0.14％
이고,
잔부가 Fe 및 불순물인 슬래브를 가열해서, 조압연, 마무리 압연을 순차 행하고,
상기 마무리 압연 전의 디스케일링을 행한 후부터 상기 마무리 압연의 종료까지의 사이에 있어서, 강판의 표면 상에 물이 없는 상태에서 3s 이상 유지하며, 상기 마무리 압연의 종료 온도를 850℃ 이상으로 하고,
마무리 압연의 종료 온도 내지 Ar₃ 온도 사이의 평균 냉각 속도가 25℃/s 이상, Ar₃ 온도 내지 730℃ 사이의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 730℃ 내지 670℃ 사이의 평균 냉각 속도가 12℃/s 이하, 670 내지 550℃ 사이의 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상인 냉각을 행하고,
530℃ 이하에서 권취하는, 열연 강판의 제조 방법.
제10항에 기재된 방법에서 얻어진 열연 강판을 산 세정한 후, 800℃ 이하로 가열하고, 도금욕 중에 침지시키는, 열연 강판의 제조 방법.
제11항에 있어서, 도금의 합금화 처리를 더 행하는, 열연 강판의 제조 방법.