KR20160012126A

KR20160012126A - 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160012126A
Application number: KR1020157031659A
Authority: KR
Inventors: 카츠미 나카지마; 카즈히코 야마자키; 치카라 가미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-04-15
Filing date: 2014-03-17
Publication date: 2016-02-02
Also published as: WO2014171062A1; US20160068937A1; KR101749948B1; EP2987883A1; EP2987883A4; EP3358033A1; US10301693B2; MX2015014436A; CN105143485A; EP2987883B1; CN105143485B; MX2020003880A; EP3358033B1; US20160258032A1

Abstract

양산 펀칭성이 우수한 인장 강도 TS: 900㎫ 이상의 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하, Si: 2.0％ 이하, Mn: 1.0∼3.0％, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.05∼0.3％, V: 0.05∼0.3％를 함유하는 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100℃ 이상으로 가열하고, 조압연과, 최종 2패스의 합계 압하율이 30％ 이상, 압연 종료 온도가 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 범위로 하는 마무리 압연을 행하고, 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 300∼500℃의 권취 온도로 권취한다. 이에 따라, 베이나이트상이 체적률로 90％ 초과이고, 또한 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.45㎛ 이하이고, 또한 전(全)Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스에 석출된 Fe계 탄화물의 비율이 10％ 이상인 조직을 갖고, 인장 강도: 900㎫ 이상의 고강도로서, 양산 펀칭성이 현저하게 향상된 고강도 열연 강판이 된다.

Description

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 예를 들면 차체의 멤버(member of automobile body)나 프레임(frame) 등의 구조 부재나 서스펜션(suspension) 등의 언더 보디 부재(underbody parts), 나아가서는 트럭 프레임(truck frame) 부품 등의 자동차 부재용으로서 적합한, 고강도 열연 강판에 관한 것으로, 특히 양산시의 펀칭성(punchability)(이하, 양산 펀칭성(punchability in mass production)이라고도 함)의 향상에 관한 것이다.

최근, 지구 환경의 보전이라는 관점에서, 자동차의 연비 향상(improvement of fuel efficiency)이 강하게 요망되고, 자동차 차체의 경량화를 도모하기 위해, 자동차 부재용으로서 고강도 강판의 이용이 적극적으로 행해지고 있다. 이 고강도 강판의 이용은, 자동차의 골격 부재뿐만 아니라, 언더 보디 부재나 트럭 프레임 부품 등에 대해서도 행해지고 있다. 일반적으로, 강판의 고강도화에 수반하여, 강판의 가공성(workability)은 저하된다. 특히, 자동차 부품 등은, 엄격한 가공에 의해 성형되기 때문에, 자동차 부재용 소재인 강판에는, 고강도와 우수한 가공성을 양립시키는 것이 강하게 요망되고 있다.

이러한 요망에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 1.50％ 이하, Mn: 0.5∼2.5％, P: 0.035％ 이하, S: 0.01％ 이하, 추가로 Al: 0.020∼0.15％, Ti: 0.05∼0.2％를 포함하는 조성과, 60∼95체적％의 베이나이트(bainite)와, 추가로 고용 강화(solute strengthening) 혹은 석출 강화(precipitation strengthening)된 페라이트(ferrite) 또는 페라이트와 마르텐사이트(martensite)를 포함하는 조직을 갖고, 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)의 파면 전이 온도(fracture transition temperature)가 0℃ 이하가 되는 구멍 확장 가공성(hole expansion formability)이 우수한 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 열간 압연 후, 400∼550℃의 온도역까지 평균 냉각 속도 30℃/s 이상으로 냉각하고 코일(coil)로 권취한 후, 300℃ 이하까지 50∼400℃/h의 냉각 속도로 냉각함으로써, 입계로의 P의 확산을 방지할 수 있고, 파면 전이 온도가 0℃ 이하가 되어 인성이 향상되어, 구멍 확장 가공성이 향상되는 것으로 하고 있다.

한편, 자동차 부재 중에서, 특히, 트럭 프레임 부품이나 언더 보디 부품은, 부품 접속이나 경량화를 위해, 나아가서는 그 후의 버링 가공(burring process)이나 구멍 확장 가공(bore expanding process)을 위해, 다수의 구멍 뚫기(boring)가 필요해진다. 통상, 이런 종류의 구멍 뚫기는, 생산성의 관점에서 펀칭이 실시되기 때문에, 펀칭성의 개선이 강하게 요망되는 경우가 많다.

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, P의 입계 편석(intergranular segregation)을 방지하고, 구멍 확장 가공성을 향상시키는 것으로 하고 있을 뿐이며, 특허문헌 1에는, 펀칭 가공성에 대한 언급은 없고, 또한, P의 입계로의 편석 방지가, 바로 펀칭 단면의 성상(punched surface property)을 개선하고, 펀칭 가공성의 향상에 기여한다고는 반드시 말할 수 없다.

또한, 펀칭 가공성의 향상에 대해서는, 예를 들면, 특허문헌 2에, 질량％로, C: 0.01∼0.07％, N: 0.005％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.03∼0.2％, B: 0.0002∼0.002％를 포함하는 조성과, 페라이트 또는 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)를 주상으로 하고, 경질 제2상 및 시멘타이트(cementite)가 면적률로 3％ 이하인 조직을 갖고, 펀칭 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, B를 고용 상태로 유지함으로써, 펀칭 단면(punched surface)의 결함을 방지할 수 있는 것으로 하고 있다. 또한, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는, 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 최대 면적의 상(phase)으로 하고, 구멍 확장성에 악영향을 미치는 경질 제2상을 3％ 이하로 제한하고 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 0.1∼1.5％, Mn: 1∼2％, P: 0.03％ 이하, S: 0.003％ 이하, Al: 0.01∼0.08％, Ti: 0.05∼0.15％, N: 0.005％ 이하를 포함하는 조성을 갖고, 베이나이트상이 면적률로 95％ 초과이고, 판두께의 1/4 위치에 있어서의 베이나이트 조직의 평균 입경이 압연 방향(rolling direction)에 평행한 판두께 단면에서 5㎛ 이하, 압연 방향에 직각 방향의 판두께 단면에서 4㎛ 이하이고, 판두께 중앙 위치를 중심으로 판두께의 1/10인 영역에 있어서의 애스펙트비(aspect ratio)가 5 이상인 압연 방향으로 신전한 결정립이 7개 이하인 조직을 갖고, 인장 강도 780㎫ 이상을 갖는 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 베이나이트의 평균 입경을 작게 하고, 또한 판두께 중앙부 영역의 신전립(spreading grain)의 수를 저감함으로써, 펀칭성이 향상되는 것으로 하고 있다.

일본특허공보 제3889766호(일본공개특허공보 2006-274318호) 일본공개특허공보 2004-315857호 일본공개특허공보 2012-62562호

강판의 펀칭성 그 자체를 평가하기 위한 규정은 특별히 없으며, 종래부터, 강판의 펀칭성은, 일본철강연맹 규격(The Japan Iron and Steel Federation Standards)(JFS T1001)으로 규정된 구멍 확장 시험 방법(hole-enlarging test method)으로 행하고 있는, 구멍 확장 시험 전의 구멍 뚫기와 동일한 수법, 조건으로 평가하여 왔다. 즉, 실험실에서, 예를 들면 강판으로부터, 100㎜×100㎜ 정도의 블랭크판(blank sheet)을 채취하고, 당해 블랭크판에 대하여 판두께의 12％±1％(판두께 2㎜ 이상)의 클리어런스(clearance) 조건을 엄수하고, 손모(損耗)가 없는 원통 펀치(cylindrical punch)(10㎜φ)를 이용하여, 블랭크판을 균등하게 충분히 누른 상태에서, 10㎜φ의 구멍을 펀칭하고, 펀칭된 구멍 단면의 파면 상황을 관찰하여, 당해 강판의 펀칭성을 평가하는 경우가 많다.

그러나, 이러한 방법으로 우수한 펀칭성을 갖는다고 평가된 강판에서도, 특히 고강도 강판에서는 부품의 양산시의 펀칭 가공(stamping)에 의한 구멍 뚫기 불량이 발생하는 경우도 많아, 문제가 되고 있었다.

또한, 특허문헌 2 및 3에 기재된 기술에서는, JFS T1001로 규정된 펀칭시의 클리어런스와는 상이한, 판두께의 17∼23％, 혹은 판두께의 10∼20％의 클리어런스로, 10㎜φ의 구멍을 펀칭하고, 강판의 펀칭성을 평가하고 있다. 그러나, 특허문헌 2 및 3에 기재된 기술로 펀칭성이 우수한 강판으로서 제조된 고강도 강판에서도, 양산시의 펀칭 가공에 의한 구멍 뚫기 불량이 발생하는 경우도 많아, 양산시의 펀칭성이 우수한 강판이라고는 말하기 어렵다는 문제가 있어, 더 한층의 재질의 개선이 필요했다.

그래서, 본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하고, 고강도를 갖고, 또한 현격하게 부품의 양산 제조시의 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 고강도 열연 강판의 양산 펀칭성에 미치는 각종 요인에 대해서, 검토했다.

그 결과, 종래의 규격에 준거한 방법으로 평가한 펀칭성과, 실제의 부품의 양산 제조시의 펀칭성에는 큰 괴리가 있는 것을 처음으로 인식했다. 실제로 부품을 양산 제조할 때에도, 금형 교환(die change)의 타이밍(timing)에서 펀칭 클리어런스(punching clearance)를 조정하고 있다. 그러나, 펀칭 클리어런스를 적정 조건의 범위 내로 완전하게 조정하여 관리하는 것은 매우 어렵고, 펀칭 구멍의 원주 방향의 위치에 의해 클리어런스 변동(clearance change)이 발생하는 일이 보통이 되어 있다. 또한, 양산 제조 중에는, 펀치의 이빠짐 및 손모 등이 발생하고, 그것을 완전하게 보수하고 관리하는 것은 거의 불가능에 가까워, 펀칭 조건의 변동으로 이어진다. 또한, 실제의 부품의 양산 제조시에는, 상기한 펀칭시의 클리어런스의 변동에 더하여, 부품 형상(part shape)이나 제조 프로세스(manufacturing process)에 따라서는, 양산 제조 공정의 도중에, 펀칭 가공에 의한 구멍 뚫기를 필요로 하는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 펀칭 방향이, 수직 방향이 아닌 비스듬한 방향이 되거나, 구멍의 센터링(centering)이 어려워지는 것에 더하여, 판누름 조건(sheet clamping conditions)이 불량이 되기 쉬운 경우가 있는 것에 생각이 이르렀다. 즉, 양산 제조시의 펀칭 가공에서는, 실험실에서의 펀칭 가공과 상이하게, 매우 엄격한 조건하에서의 펀칭이 되는 것에 더하여, 전술한 여러가지 프로세스 변동(process variability)을 받게 되고, 따라서, 상기한 바와 같은 규격에 준거한 실험실에서 행하는 펀칭성 평가에서, 우수한 펀칭성을 갖는다고 평가된 강판에서도, 부품의 양산 제조시의 펀칭 가공에 의한 구멍 뚫기가 불량인 경우가 많이 발생하게 되는 것을 인식했다.

이러한 양산 제조시의 펀칭 가공 상황을 감안하여, 양산 펀칭성의 평가 방법에 대해서, 본 발명자들은, 더 한층의 검토를 행했다. 그 결과, 양산 제조시의 펀칭 가공에 있어서는, 상기한 펀칭시의 클리어런스의 변동에 더하여, 추가로, 펀칭 구멍 지름(punched hole diameter)이나 판누름 조건이, 펀칭 단면 성상(appearances of punched surface)에 현저한 영향을 미치는 것을 처음으로 발견했다. 그리고 더 한층의 검토의 결과, 펀칭 펀치(punch)를 50㎜φ의 평저형(flat-bottomed type)으로 하여, 펀칭 클리어런스가 30％가 되도록, 다이(die)측의 구멍 지름을 결정하고, 또한 펀칭 다이의 위에 스페이서(spacer)를 놓고, 그 위에 블랭크판을 놓고 위에서 판누름으로 고정하여 펀칭하는 방법이, 양산 펀칭성을 평가할 수 있는 가장 좋은 방법인 것을 발견했다.

본 발명자들은, 상기한 평가 방법을 이용하여, 양산 펀칭성에 미치는 강판 조직의 영향에 대해서 예의 검토했다. 그 결과, 베이나이트상의 크기(사이즈)를 미세화하는 베이나이트상의 사이즈 제어(size-controlling)만으로는, 소망하는 양산 펀칭성을 달성하기에는 충분하지 않고, 별종의 더 한층의 조직 제어(microstructure controlling)를 행할(조직 제어의 정치화(精緻化), 진화(elaboration or evolution of microstructure controlling)) 필요가 있는 것을 인식하고, 더 한층의 검토에 의해, 양산 펀칭성을 지배하고 있는 조직 단위는, 매크로인 베이나이트 조직뿐만 아니라, 그 하부 조직(lower microstructure)인 베이나이트 라스의 간격(lath interval of bainite) 및, 탄화물의 석출 거동(precipitation behavior of carbide)인 것을 밝혀냈다.

그래서, 본 발명자들은 더 한층의 검토를 행하고, 슬래브 가열 온도의 조정에 더하여 추가로, 마무리 압연의 압하율과 마무리 압연 종료 온도 및, 마무리 압연 종료 후의 냉각 타이밍과 냉각 속도 제어 등을 적정 범위로 조정하여, 강판 조직을 베이나이트상을 주체로 한 후에, 하부 조직인 베이나이트 라스 간격(lath interval)을 작게 하고, 또한 철계 탄화물(iron based carbide)을 베이나이트 라스의 입 내에 석출시키도록 조정하는 것이, 고강도 열연 강판의 양산 펀칭성의 현저한 향상에 유효한 것을 인식했다.

본 발명은, 이러한 인식에 기초하여, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％로, C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하, Si: 2.0％ 이하, Mn: 1.0∼3.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.3％, V: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 베이나이트상이 체적률로 90％ 초과이고, 또한 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.45㎛ 이하이고, 또한 전(全)Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 양산 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판.

(2) (1)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(3) (1) 또는 (2)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(6) (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 고강도 열연 강판의 표면에 용융 아연 도금층(hot-dip galvanizing layer) 또는 합금화 용융 아연 도금층(alloyed hot dip galvanizing layer)을 형성하여 이루어지는 용융 아연 도금 강판.

(7) 강 슬래브를, 가열하고 조압연(rough rolling)과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여 열연 강판으로 하는 것에 있어서, 상기 강 슬래브를, 질량％로, C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하, Si: 2.0％ 이하, Mn: 1.0∼3.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.3％, V: 0.05∼0.3％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브로 하고, 상기 열간 압연을, 상기 강 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 상기 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상, 당해 마무리 압연의 압연 종료 온도를 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 온도 범위로 하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취 온도: 300∼500℃에서 권취하는 압연으로 하는 것을 특징으로 하는 양산 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(8) (7)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(9) (7) 또는 (8)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(10) (7) 내지 (9) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(11) (8) 내지 (10) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(12) (7) 내지 (11) 중 어느 것에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법에 의해 제조된 고강도 열연 강판을 산세정한 후, 어닐링과 도금 처리를 행하여 도금 강판으로 하는 것에 있어서, 상기 어닐링을 균열 온도(soaking temperature): 730℃ 이하로 하는 어닐링으로 하고, 당해 어닐링 종료 후에, 상기 도금 처리로서 용융 아연 도금욕을 통과시켜, 상기 고강도 열연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 혹은 추가로 당해 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(13) 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 1.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.2％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 베이나이트상이 체적률로 92％ 초과, 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.6㎛ 이하, 또한 전Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입(grains) 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 양산 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판.

(14) (13)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(15) (13) 또는 (14)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(16) (13) 내지 (15) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(17) (13) 내지 (16) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(18) (13) 내지 (17) 중 어느 것에 기재된 고강도 열연 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하여 이루어지는 용융 아연 도금 강판.

(19) 강 슬래브를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여, 열연 강판으로 하는 것에 있어서, 상기 강 슬래브가, 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 1.5％ 이하, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하, N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.2％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브로 하고, 상기 열간 압연이, 상기 강 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 상기 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 하고, 당해 마무리 압연의 압연 종료 온도를 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 온도 범위로 하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취 온도: 300∼500℃에서 권취하는 압연인 것을 특징으로 하는 양산 펀칭성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(20) (19)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(21) (19) 또는 (20)에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(22) (19) 내지 (21) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(23) (19) 내지 (22) 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(24) (19) 내지 (23) 중 어느 것에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로 제조된 고강도 열연 강판을 산세정한 후, 어닐링과 도금 처리를 행하여, 표면에 도금층을 갖는 도금 강판으로 하는 것에 있어서, 상기 어닐링을 균열 온도: 730℃ 이하로 하는 어닐링으로 하고, 당해 어닐링 종료 후, 상기 도금 처리로서 용융 아연 도금욕을 통과시켜, 상기 열연 강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 혹은 추가로 당해 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(1)∼(12)는, 후술하는 실시 형태 1에 대응하며, (13)∼(24)는, 실시 형태 2에 대응하고 있다.

본 발명에 의하면, 자동차 부품 등의 소재로서, 부품의 양산 제조시의 엄격한 펀칭 가공에도 견딜 수 있는, 우수한 양산 펀칭성을 갖는 고강도 열연 강판을 용이하게 제조할 수 있어, 산업상 현격한 효과를 가져온다. 또한, 본 발명이 되는 고강도 열연 강판은, 트럭 프레임 부품이나 자동차에 있어서의 차체의 멤버나 프레임 등의 구조 부재나 서스펜션 등의 언더 보디 부재용으로서 적합하고, 부재 등의 경량화에 유효하게 기여한다는 효과도 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

[실시 형태 1]

실시 형태 1의 고강도 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 「％」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 실시 형태에서 말하는 「고강도」란, 인장 강도 TS: 900㎫ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하

C는, 강판의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이고, 또한, 베이나이트 변태를 촉진하여, 베이나이트상 형성에 기여하는 유용한 원소이다. 또한, 적정량의 C 함유는, 베이나이트 라스의 입(grains) 내의 탄화물을 증가시켜, 양산 펀칭성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 0.07％ 초과의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.2％를 초과하는 과잉한 함유는, 가공성, 용접성을 손상시킨다. 이러한 점에서, C는 0.07％ 초과 0.2％ 이하의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.079％ 이상, 더욱 바람직하게는, 0.10％ 이상이다.

또한, 0.19％ 이하가 바람직하다.

Si: 2.0％ 이하

Si는, 고용 강화(solute strengthening)에 의해 강판 강도를 증가시킴과 함께, 강판의 연성 향상에도 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉한 Si 함유는 변태점을 상승시켜, 베이나이트상 형성을 저해한다. 또한, 2.0％를 초과하여 Si를 함유하면, 강 슬래브의 가열 단계에서, 표층의 결정립계로의 Si계 복합 산화물(Si type complex oxide)의 침입이 현저해져, 열간 압연시에 디스켈링(descaling)을 다용해도 제거하는 것이 곤란해지고, 강판의 양산 펀칭 가공시에 펀칭 단면 성상을 저하시켜, 양산 펀칭성이 저하된다. 이 때문에, Si는 2.0％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.5％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 1.0％ 이하이다.

Mn: 1.0∼3.0％

Mn은, 고용 강화 및 변태 강화(transformation strengthening)에 의해, 강판의 고강도화에 기여하는 유효한 원소이다. 또한, Mn은, 변태점을 저하시켜, 베이나이트 라스를 미세화하는 작용을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 3.0％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 중심 편석(center segregation)이 현저해지고, 가공성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, Mn은 1.0∼3.0％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.4∼2.6％이다.

P: 0.05％ 이하

P는, 고용하여 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이지만, 다량으로 함유하면 입계(grain boundaries) 등에 편석되기 쉽고, 가공성 등의 저하를 초래하는 악영향이 우려되어, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.05％까지의 함유는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는, 0.03％ 이하이다.

S: 0.005％ 이하

S는, 황화물을 형성하고, 특히 조대한(coarse) 황화물을 형성하면, 강판의 연성 및 가공성이 저하되기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S는 0.005％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.003％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.

Al: 0.1％ 이하

Al은, 강의 탈산제(deoxidizing agent)로서 작용하는 중요한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1％를 초과하여 함유하면, 주조성이 저하되거나, 강 중에 다량의 개재물(산화물)이 잔존하여, 표면 성상(surface quality)이나 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Al은 0.1％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.06％ 이하이다.

N: 0.01％ 이하

N은, 질화물 형성 원소(nitride-forming element)와 결합하여 질화물로서 석출되고, 결정립의 미세화에 기여한다. 그러나, 0.01％를 초과하여 N 함유량이 많아지면, 다량의 질화물을 생성하여, 열간 연성(hot ductility)의 저하나, 버링 가공성(burring formability)의 현저한 저하의 원인이 되기 때문에, N은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만 0.01％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N은 0.01％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.006％ 이하, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하이다.

Ti: 0.05∼0.3％

Ti는, 탄질화물을 형성하기 쉽고, 변태 전의 오스테나이트(γ)입을 미세화함으로써, 변태 후의 베이나이트 라스 간격의 미세화에 기여하는, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. 또한, Ti는, 미세한 베이나이트 라스의 입 내의 탄화물(탄질화물)을 증가시키고, 석출 강화를 통하여 강도 증가에 기여함과 함께, 펀칭 가공시에 있어서 보이드(void) 생성 사이트(site)를 증가시켜, 양산 펀칭성 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.3％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 압연 하중(rolling force)이 매우 커져 압연 조업(rolling operation)을 어렵게 하거나, 또한 석출물의 크기를 지나치게 조대하게 하여 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Ti는 0.05∼0.3％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.07∼0.25％, 보다 바람직하게는 0.07∼0.23％이다.

V: 0.05∼0.3％

V는, 강도-신장 밸런스, 강도-구멍 확장성 밸런스를 향상시키는 작용을 갖고, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. 또한, V는, 베이나이트 라스 간격을 작게 하는 작용도 갖고, 이에 따라, 펀칭시의 마이크로 보이드(micro void)의 발생 간격(occurrence interval)이 작아지고, 보이드 간의 연결(linking)이 일어나기 쉬워, 양산 펀칭성을 향상시킨다. 또한, V는, 조대한 Fe계 탄화물의 석출을 억제하는 작용도 갖고, 이에 따라, 펀칭시의 단면 성상(edge face properties)을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.3％를 초과하여 과잉하게 함유해도, 효과가 포화되고, 제조 비용의 고등을 초래하여, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, V는 0.05∼0.3％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.07％ 이상, 더욱 바람직하게는, 0.22％ 이상이다. 또한, 0.28％ 이하, 보다 바람직하게는 0.26％ 이하이다.

상기한 성분이 기본의 성분이지만, 본 발명에서는, 이 기본의 조성에 더하여 추가로, 선택 원소로서, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종, 및/또는, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상, 및/또는, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종, 및/또는, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 필요에 따라서 선택하여 함유할 수 있다.

Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종

Nb, B는 모두, 양산 펀칭성의 향상에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다.

Nb는, 석출물(탄질화물)의 형성을 통하여, 조직의 미세화, 또한 탄화물의 미세 분산화에 의해, 펀칭시의 마이크로 보이드의 발생 간격을 작게 하여 양산 펀칭성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.2％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 석출물의 조대화를 초래하여 가공성을 저하시킴과 함께, 제조 비용의 고등을 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Nb는 0.005∼0.2％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005∼0.15％이다.

B는, 베이나이트 라스 간격의 미세화를 통하여, 양산 펀칭성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0030％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, B는 0.0002∼0.0030％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003∼0.0020％이다.

Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상

Cu, Ni, Sn은 모두, 고용 강화를 통하여, 강도 증가에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu: 0.005％ 이상, Ni: 0.005％ 이상, Sn: 0.005％ 이상, 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu: 0.3％, Ni: 0.3％, Sn: 0.3％를 각각 초과하여 함유하면, 열간 가공성이 저하되어, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Cu: 0.005∼0.2％, Ni: 0.005∼0.2％, Sn: 0.005∼0.2％이다.

Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종

Mo, Cr은 모두, 탄화물(석출물)을 형성하기 쉽고, 석출물의 형성을 통하여 양산 펀칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 또한, Mo, Cr은 모두, 퀀칭성(hardenability)의 향상에 기여하는 원소이며, 베이나이트 변태점(bainite transformation point)의 저하를 통하여 베이나이트 라스의 미세화에 기여하는 원소이기도 하며, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo: 0.002％ 이상, Cr: 0.002％ 이상, 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo: 0.3％, Cr: 0.3％를 초과하는 과잉한 함유는, 제조 비용의 고등을 초래하여, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Mo: 0.002∼0.2％, Cr: 0.002∼0.2％이다.

Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종

Ca, REM은, 모두, 개재물의 형태 제어(morphology control)를 통하여 가공성의 향상에 유효하게 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca: 0.0002％ 이상, REM: 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ca: 0.004％, REM: 0.004％를 초과하여 함유하면, 강 중 개재물의 증가를 초래하여, 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Ca: 0.0002∼0.003％, REM: 0.0002∼0.003％이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

다음으로, 본 발명 고강도 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명 고강도 열연 강판은, 베이나이트상이 체적률로 90％ 초과이고, 또한 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.45㎛ 이하이고, 또한 전Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는다.

소망하는 양산 펀칭성의 확보를 위해서는, 우선 강판 조직을, 상기한 바와 같이 체적률로 90％ 초과의, 거의 베이나이트 단상의 조직으로 하는 것이 중요하다. 또한, 바람직하게는 92％ 초과, 보다 바람직하게는 94％ 초과이다.

베이나이트상은, 페라이트와 Fe계 탄화물의 혼합 조직으로, 거의 베이나이트 단상의 조직으로 함으로써, 펀칭시에, 페라이트와 Fe계 탄화물의 계면이 마이크로 보이드 생성의 기점이 되고, 적정한 마이크로 보이드 생성과, 그 후의 보이드 연결의 양면에 있어서 유리해진다.

그리고, 본 발명에서는, 베이나이트상을, 그 하부 조직인 베이나이트 라스 간격이 0.45㎛ 이하인 베이나이트상으로 한다. 이것은, 소망하는 양산 펀칭성을 확보하기 위해서는, 베이나이트상의 크기(사이즈)를 미세하게 하고, 그 하부 조직(베이나이트 라스 간격)을 미세하게 하는 것이 중요해지는 것을 발견한 것에 기초한다. 베이나이트 라스 간격이 0.45㎛를 초과하여 커지면, 소망하는 양산 펀칭성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 베이나이트 라스 간격을 0.45㎛ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.40㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 0.35㎛ 이하이다. 또한, 베이나이트상 이외의 제2상(잔부)은, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 펄라이트 중 1종 이상이다.

또한 본 발명에서는, 소망하는 양산 펀칭성을 확보하기 위해, 베이나이트상을 상 중에 탄화물이 생성된 베이나이트상으로 하고, 또한 석출된 전Fe계 탄화물 중, 페라이트립 내에 석출된 Fe계 탄화물이 개수 비율로, 10％ 이상인 조직으로 한다. 페라이트립 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수가 석출된 전Fe계 탄화물의 개수의 10％ 미만에서는, 소망하는 양산 펀칭성을 확보할 수 없다. 이 때문에, 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수는, 전Fe계 탄화물 개수 중 10％ 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 15％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상이다.

다음으로, 본 발명 고강도 열연 강판이 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강 슬래브를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여, 열연 강판으로 한다.

강 슬래브의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성을 갖는 용강을, 전로(converter)나 전기로(electric furnace)나 유도로(induction furnace) 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 혹은 추가로 진공 탈가스 장치 등으로 2차 정련을 행하고, 연속 주조 등의 상용의 주조 방법으로 소정 치수의 강 슬래브로 한다. 또한, 조괴-분괴 압연법(ingot making and blooming method)을 이용해도 아무런 문제는 없다. 또한, 강 슬래브는 두께 30㎜ 정도의 박슬래브(thin slab)로 해도 좋다. 박슬래브이면, 조압연을 생략할 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서는, 연속 주조시의 강의 성분 편석 저감을 위해, 전자 교반(electro-magnetic stirrer)(EMS), 경압하 주조(intentional bulging soft reduction casting)(IBSR) 등을 적용할 수 있다. 전자 교반 처리를 행함으로써, 판두께 중심부에 등축정(equiaxed crystal)을 형성시켜, 편석을 저감시킬 수 있다. 또한, 경압하 주조를 행한 경우는, 연속 주조 슬래브의 미응고부의 용강의 유동을 방지함으로써, 판두께 중심부의 편석을 저감시킬 수 있다. 이들 편석 저감 처리의 적어도 1개의 적용에 의해, 본 발명에서 특징으로 하는 펀칭성을 보다 양호한 레벨로 할 수 있고, 나아가서는, 후술하는 인장 성질에 있어서의 신장을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.

강 슬래브는, 가열 온도: 1100℃ 이상으로 가열되고, 열간 압연을 행한다.

강 슬래브의 가열 온도: 1100℃ 이상

본 발명에서는, 슬래브 단계에서 석출되어 있는 석출물을 재고용할 필요가 있다. 그 때문에, 강 슬래브를 1100℃ 이상의 가열 온도로 가열한다. 가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 석출물의 재고용이 충분하지 않아, 그 후의 공정에서 소망하는 석출물 분포를 확보할 수 없게 된다. 또한, 바람직하게는 1150℃ 이상이다. 또한, 가열 온도가 과잉하게 높아지면, 결정립이 조대화되고, 최종적으로 베이나이트 라스가 조대화된다. 이 때문에, 강 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

가열된 강 슬래브는, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여, 열연 강판이 된다. 조압연은, 소망하는 시트 바 치수(sheet bar size)를 확보할 수 있으면 좋고, 그 조건은 특별히 한정할 필요는 없다.

조압연에 이어서, 마무리 압연을 행한다. 마무리 압연의 조건은, 소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻기 위해서는 매우 중요하다.

마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율: 30％ 이상

소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻으려면, 충분히 변형이 축적된 오스테나이트(γ)를 베이나이트 변태시키는 것이 필요하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 우선, 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 한정한다. 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율이 30％ 미만에서는, γ로의 변형 축적이 불충분하고, 변태 후에 소망하는 베이나이트 라스 조직을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 40％ 이상, 더욱 바람직하게는 50％ 이상이다.

마무리 압연의 압연 종료 온도: (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)

충분히 변형이 축적된 오스테나이트(γ)로부터 베이나이트 변태시키기 위해, 마무리 압연의 압연 종료 온도의 조정도 중요해진다. 마무리 압연의 압연 종료 온도가 A_r3 변태점 미만에서는, 소망하는 조직인, 거의 베이나이트 단상의 조직을 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 마무리 압연의 압연 종료 온도가 (A_r3 변태점＋120℃)를 초과하여 고온이 되면, 미세한 베이나이트상을 얻는 것이 어려워진다. 이 때문에, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 범위의 온도로 한정했다. 또한, 바람직하게는 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋80℃)이다. 여기에서, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 표면 온도에서 나타내는 것으로 한다. 또한, 여기에서 말하는 「A_r3 변태점」은, 가공 포마스터 시험기(Thermecmastor-Z)로, 가공 부여 후에 냉각 속도 1℃/s로 냉각하여 얻어진 열팽창 곡선(thermal expansion curve)으로부터, 그 변화점(changing point)에 의해 구한 변태점으로 한다.

마무리 압연 종료 후, 냉각을 행한다. 냉각의 조건도, 소망하는 조직을 얻기 위해 매우 중요하다.

냉각 개시: 마무리 압연 종료 후, 2s 이내

충분히 변형이 축적된 γ(austenite)로부터 베이나이트 변태시켜, 소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻기 위해서는, 냉각 개시 시간을, 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시할 필요가 있다. 냉각 개시가, 마무리 압연 종료 후, 2s를 초과하면, γ의 회복 및, 재결정이 진행되고, 베이나이트 변태의 핵이 감소하여, 소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻을 수 없게 된다. 이러한 점에서, 냉각은, 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 개시하는 것으로 했다. 또한, 바람직하게는 1.5s 이내, 보다 바람직하게는 1s 이내이다.

평균 냉각 속도: 40℃/s 이상

마무리 압연 종료 온도에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 40℃/s 미만으로는, 초석 페라이트(pro-eutectoid ferrite)가 석출되고, 체적률로 90％ 초과의 베이나이트상을 갖고, 또한 소망하는 베이나이트 라스 간격을 갖는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 후의 냉각의 평균 냉각 속도는 40℃/s 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 50℃/s 이상, 보다 바람직하게는 60℃/s 이상이다. 냉각 속도의 상한은, 냉각 설비(cooling facilities)의 능력에 의존하여 결정되지만, 강판 형상의 관점에서 150℃/s 이하 정도로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서는, 마무리 압연 후의 냉각은 상기한 냉각 속도로 제어하는 것을 전제로 하고, 또한 후술하는, 냉각 정지 온도까지 1단으로 냉각하는 것이, 본 발명에서 특징으로 하는 마이크로 조직을 얻기 위해 필요한 요건이다.

냉각 정지 온도: 300∼500℃

본 발명에서는 냉각 정지 후, 바로 권취한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도를 권취 온도로서 권취한다. 냉각 정지 온도(권취 온도)가, 300℃ 미만, 혹은 500℃ 초과가 되면, 베이나이트 라스 간격과 Fe계 탄화물의 분포 상태를 모두 소망하는 최적 범위로 조정할 수 없게 된다. 이러한 점에서, 냉각 정지 온도(권취 온도)를 300∼500℃의 범위의 온도로 한정했다. 또한, 바람직하게는 350∼500℃이다.

권취 후에, 일반적인 방법에 따라, 산세정(pickling)을 행하여 표면에 형성된 스케일(scale)을 제거해도 좋다. 또한, 산세정 처리 후에, 열연 강판에 조질 압연(temper rolling)을 행해도 좋다. 또한, 산세정 처리 후, 혹은 조질 압연 후에, 추가로, 균열 온도: 730℃ 이하에서 어닐링 처리를 행하고, 용융 아연 도금욕(hot dip galvanizing bath)을 통과시켜, 표면에 아연 도금층을 형성하여, 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 어닐링 처리의 균열 온도가 730℃를 초과하면, 베이나이트가 템퍼링되기 때문에, 체적률로 90％ 초과의 베이나이트상을 갖고, 또한 소망하는 베이나이트 라스 간격을 갖는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 어닐링 처리의 균열 온도는 730℃ 이하로 한다. 또한, 어닐링 온도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 용융 아연 도금층과 하지(base) 강판과의 밀착성의 관점에서는, 어닐링 처리의 균열 온도는 600℃ 이상이 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금조에 침지한 후, 추가로, 당해 아연 도금층의 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다.

또한, 용융 아연 도금 강판뿐만 아니라, 얻어진 열연 강판을 이용하여, 전기 아연 도금 강판 등의 도금 강판으로 할 수도 있다.

이하, 실시예에 기초하여, 추가로 본 발명 고강도 열연 강판에 대해서 설명한다.

[실시예 1]

표 1에 나타내는 조성을 갖는 강 슬래브에, 표 2에 나타내는, 가열, 마무리 압연, 압연 후 냉각을 행하여, 열연 강판으로 했다. 연속 주조시에는, 후술하는 표 1∼3 중의 강 A1의 열연 강판 No.1’이외의 것에 대해서는, 성분의 편석 저감 처리를 위해, 전자 교반(EMS)을 행했다. 또한, 열팽창 곡선으로부터 구한, 각 강 슬래브의 A_r3 변태점을 표 1에 병기했다. 또한, 일부의 열연 강판에서는, 산세정 후, 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하고, 표 2에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 행한 후, 용융 아연 도금 처리를 행하여, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 했다. 또한, 용융 아연 도금 처리는, 어닐링 처리 후의 열연 강판을 480℃의 아연 도금욕(0.1질량％ Al-Zn) 중에 침지하여, 편면당 부착량 45g/㎡의 용융 아연 도금층을 강판 양면에 형성하는 처리로 했다. 또한, 일부의 열연 강판에 대해서는 용융 아연 도금 처리의 후에, 추가로 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 했다. 또한, 합금화 처리 온도는 520℃로 했다.

얻어진 열연 강판(일부, 도금 강판을 포함함)으로부터, 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험 및, 양산 펀칭성 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마한 후, 3％ 나이탈액(nital solution)으로 부식하여 조직을 현출(現出)했다. 그리고, L 단면의 판두께 1/4 위치에 있어서, 주사형 전자 현미경(scanning electron microscope)(배율: 3000배)으로 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영하고, 화상 해석 처리(image analysis)로, 베이나이트상 이외의 상을 분리하고, 베이나이트 이외의 상의 조직 분율을 결정하고, 베이나이트상의 면적률을 산출했다. 이와 같이 하여 얻어진 면적률을 베이나이트상의 체적률로 했다.

또한, 얻어진 열연 강판(도금 강판)의 판두께 1/4 위치로부터, 박막용 시료를 채취하여, 기계 연마, 전해 연마에 의해 박막 시편으로 하고, 투과형 전자 현미경(transmission electron microscope)(배율: 약 30000배)을 이용하여 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영하고, 베이나이트 라스 간격을 측정하고, 그들 평균값을 구하여, 각 열연 강판의 베이나이트 라스 간격으로 했다.

또한, 얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마한 후, 3％ 나이탈액으로 부식하여 조직을 현출하고, 판두께 1/4 위치에 대해서 레플리카 시료(replica sample)를 제작했다. 얻어진 레플리카 시료를 이용하여, 투과형 전자 현미경(배율: 약 30000배)으로 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영했다. 얻어진 조직 사진을 이용하여, Fe계 석출물을, 그 석출 개소(입계 및 입 내)마다에 개수를 측정하고, 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 석출물의, 전Fe계 석출물의 개수에 대한 비율을 산출했다. 또한, Fe계 석출물의 판별은 석출물의 형태와 EDX 분석(energy dispersive X-ray analysis)에 의해 행했다.

또한, 판두께 방향의 중심부에 대해서도 동일한 조직 관찰을 행했지만, 거의 동일한 조직을 갖고 있는 것을 확인하고 있다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터, 인장 방향이 압연 방향에 직각 방향이 되도록, JIS 5호 인장 시험편을 각 3개 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시했다. 또한, 인장 속도는 10㎜/min로 했다. 또한, 얻어진 인장 특성(인장 강도 TS, 신장 El)의 평균값을, 그 강판의 인장 특성으로 했다.

(3) 양산 펀칭성 시험

얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터, 블랭크판(크기: 150×150㎜)을 채취했다. 그리고, 펀칭 펀치를 50㎜φ의 평저형으로 하고, 펀칭 클리어런스가 30％가 되도록, 다이측의 구멍 지름을 결정하고, 또한 펀칭 다이의 위에 스페이서를 놓고, 그 위에 블랭크판을 놓고 위에서 판누름으로 고정하여 펀치 구멍을 펀칭했다. 펀칭 후, 펀치 구멍의 전체 둘레에 걸쳐, 펀칭 단면의 파면 상황을 주사형 전자 현미경(배율: 100배)으로, 균열, 이빠짐, 취성 파면, 2차 전단면(secondary shear surface) 및, 단면의 거칠어짐의 유무를 관찰했다. 균열, 이빠짐, 취성 파면, 2차 전단면 및, 단면의 거칠어짐이 없는 것을 ○(합격), 단면의 거칠어짐만이 있는 것을 △(합격), 그 이외를 ×(불합격)로 하여, 양산 펀칭성을 평가했다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

(표 1)

(표 2)

(표 3)

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS: 900㎫ 이상의 고강도를 갖고, 더욱 우수한 양산 펀칭성을 갖는 열연 강판(도금 강판)이 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 양산 펀칭성이 저하되어 있다.

[실시 형태 2]

실시 형태 2에 따른 고강도 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 「％」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다. 실시 형태 2에 있어서, 「고강도」란, 인장 강도 TS: 700∼900㎫인 경우를 말하는 것으로 한다.

C: 0.05∼0.15％

C는, 강판의 고강도화에 유효하게 기여하는 원소이고, 또한, 베이나이트 변태를 촉진하고, 베이나이트상 형성에 기여하는 유용한 원소이다. 또한, 적정량의 C 함유는, 베이나이트 라스의 입 내의 탄화물을 증가시켜, 양산 펀칭성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.15％를 초과하는 과잉한 함유는, 가공성, 용접성을 손상시킨다. 이러한 점에서, C는 0.05∼0.15％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.071％ 이상, 더욱 바람직하게는, 0.080％ 이상이고, 0.14％ 이하이다.

Si: 1.5％ 이하

Si는, 고용 강화에 의해 강판 강도를 증가시킴과 함께, 강판의 연성 향상에도 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.5％를 초과하는 과잉한 Si 함유는 변태점을 상승시켜, 베이나이트상 형성을 저해한다. 이 때문에, Si는 1.5％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.0％ 이하이다.

Mn: 1.0∼2.0％

Mn은, 고용 강화 및 변태 강화에 의해, 강판의 고강도화에 기여하는 유효한 원소이다. 또한, Mn은, 변태점을 저하시켜, 베이나이트 라스를 미세화하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.0％를 초과하여 함유하면, 중심 편석이 현저해져, 가공성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, Mn은 1.0∼2.0％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.2∼1.9％이다.

P: 0.05％ 이하

P는, 고용하여 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이지만, 다량으로 함유하면 입계 등에 편석되기 쉽고, 가공성의 저하를 초래하는 악영향이 우려되어, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.05％까지의 함유는 허용할 수 있다. 또한, 바람직하게는, 0.03％ 이하이다.

S: 0.005％ 이하

S는, 황화물을 형성하고, 특히 조대한 황화물을 형성하면, 강판의 연성, 가공성이 저하되기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S는 0.005％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.003％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.

Al: 0.1％ 이하

Al은, 강의 탈산제로서 작용하는 중요한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1％를 초과하여 함유하면, 주조성이 저하되거나, 강 중에 다량의 개재물(산화물)이 잔존하여, 표면 성상이나 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Al은 0.1％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.06％ 이하이다.

N: 0.01％ 이하

N은, 질화물 형성 원소와 결합하여 질화물로서 석출되고, 결정립의 미세화에 기여한다. 그러나, 0.01％를 초과하여 N 함유량이 많아지면, 다량의 질화물을 생성하여, 열간 연성의 저하나, 버링 가공성의 현저한 저하의 원인이 되기 때문에, N은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만 0.01％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N은 0.01％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.006％ 이하, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하이다.

Ti: 0.05∼0.2％

Ti는, 탄질화물을 형성하기 쉽고, 변태 전의 오스테나이트(γ)입을 미세화하는 것을 통하여, 변태 후의 베이나이트 라스 간격의 미세화에 기여하는, 본 발명에서 가장 중요한 원소의 하나이다. 또한, Ti는, 미세한 베이나이트 라스의 입 내 탄화물(탄질화물)을 증가시키고, 석출 강화를 통하여 강도 증가에 기여함과 함께, 펀칭 가공에 있어서 보이드 생성 사이트가 되어 보이드를 증가시켜, 양산 펀칭성 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.2％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 압연 하중이 매우 커져 압연 조업을 어렵게 하거나, 또한 석출물 사이즈를 지나치게 조대하게 하여 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Ti는 0.05∼0.2％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.065∼0.125％, 보다 바람직하게는 0.065∼0.10％이다.

Nb는, 석출물(탄질화물)의 형성을 통하여, 조직의 미세화, 탄화물의 미세 분산화에 의해, 펀칭 가공시의 마이크로 보이드 발생 간격을 작게 하여 양산 펀칭성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.2％를 초과하여 과잉하게 함유하면, 석출물의 조대화를 초래하여 가공성을 저하시킴과 함께, 제조 비용의 고등을 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Nb는 0.005∼0.2％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005∼0.15％이다.

Cu, Ni, Sn은 모두, 고용 강화를 통하여 강도 증가에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu: 0.005％ 이상, Ni: 0.005％ 이상, Sn: 0.005％ 이상, 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu: 0.3％, Ni: 0.3％, Sn: 0.3％를 각각 초과하여 함유하면, 열간 가공성이 저하되어, 열간 압연 중에 표층 균열을 일으킬 우려가 있다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, 각각, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Cu: 0.005∼0.2％, Ni: 0.005∼0.2％, Sn: 0.005∼0.2％이다.

Mo, Cr은 모두, 탄화물(석출물)을 형성하기 쉽고, 석출물 형성을 통하여 양산 펀칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 또한, Mo, Cr은 모두, 퀀칭성 향상에 기여하는 원소이며, 베이나이트 변태점의 저하를 통하여 베이나이트 라스의 미세화에 기여하는 원소이기도 하고, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo: 0.002％ 이상, Cr: 0.002％ 이상, 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo: 0.3％, Cr: 0.3％를 초과하는 과잉한 함유는, 제조 비용의 고등을 초래하여, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Mo: 0.002∼0.2％, Cr: 0.002∼0.2％이다.

Ca, REM은, 모두, 개재물의 형태 제어를 통하여 가공성 향상에 유효하게 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca: 0.0002％ 이상, REM: 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ca: 0.004％, REM: 0.004％를 초과하여 함유하면, 강 중 개재물의 증가를 초래하여, 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Ca: 0.0002∼0.003％, REM: 0.0002∼0.003％이다.

실시 형태 2에 따른 고강도 열연 강판은, 베이나이트상이 체적률로 92％ 초과, 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.60㎛ 이하, 또한 전Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는다.

소망하는 양산 펀칭성의 확보를 위해서는, 우선 강판 조직을, 상기한 바와 같이 체적률로 92％ 초과의, 거의 베이나이트 단상의 조직으로 하는 것이 중요하다. 또한, 바람직하게는 94％ 초과이다. 또한, 베이나이트상 이외의 잔부는, 페라이트상, 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트 중 1종 이상이다. 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상은 주상의 베이나이트와 비교하여 단단하고 물러, 양산 펀칭성을 저하시키기 때문에, 이들 상은 합계로, 체적률로 1％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트 자체는 단단하지는 않지만, 펀칭시에 변형에 의해(strain-induced) 변태하여 마르텐사이트가 되기 때문에, 마르텐사이트와 동일하게 펀칭성에 악영향을 미친다. 베이나이트상은, 페라이트와 Fe계 탄화물의 혼합 조직으로, 거의 베이나이트상 단상의 조직으로 함으로써, 펀칭 가공시에, 페라이트와 Fe계 탄화물의 계면이 마이크로 보이드 생성의 기점이 되어, 적정한 마이크로 보이드 생성과, 그 후의 보이드 연결의 양면에 있어서 유리해진다.

본 발명에서는, 베이나이트상을, 그 하부 조직인 베이나이트 라스 간격이 0.60㎛ 이하인 베이나이트상으로 한다. 이것은, 양산 펀칭성을 지배하고 있는 조직 인자는, 베이나이트상 자체의 사이즈는 아니고 그 하부 조직인 베이나이트 라스이며, 베이나이트 라스 간격을 미세하게 하는 것이 양산 펀칭성 향상을 위해 중요하다는 것을 발견한 것에 기초한다. 베이나이트 라스 간격이 0.60㎛를 초과하여 커지면, 소망하는 양산 펀칭성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 베이나이트 라스 간격을 0.60㎛ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.50㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 0.45㎛ 이하이다.

본 발명 열연 강판은, 거의 베이나이트상 단상으로, 상 중에 탄화물(Fe계 탄화물)이 석출된 베이나이트상으로 하고, 또한 석출된 전Fe계 탄화물 중, 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물이 개수 비율로, 10％ 이상인 조직을 갖는다. 양산 펀칭성의 향상에는, 탄화물(Fe계 탄화물)의 석출 사이트의 제어가 중요해진다. 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수가 석출된 전Fe계 탄화물의 개수의 10％ 미만에서는, 소망하는 우수한 양산 펀칭성을 확보할 수 없다. 이 때문에, 베이나이트 라스의 입 내의 Fe계 탄화물의 석출 개수는, 석출된 전Fe계 탄화물 개수 중 10％ 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 15％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상이다.

다음으로, 본 발명 고강도 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다.

강 슬래브의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성을 갖는 용강을, 전로나 전기로나 유도로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 혹은 추가로 진공 탈가스 장치 등으로 2차 정련을 행하고, 연속 주조 등의 상용의 주조 방법으로 소정 치수의 강 슬래브로 한다. 또한, 조괴-분괴 압연법을 이용해도 아무런 문제는 없다. 강 슬래브는 두께 30㎜ 정도의 박슬래브로 해도 좋다. 박슬래브이면, 조압연을 생략할 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서는, 연속 주조시의 강의 성분 편석 저감을 위해, 전자 교반(electro-magnetic stirrer)(EMS), 경압하 주조(intentional bulging soft reduction casting)(IBSR) 등을 적용할 수 있다. 전자 교반 처리를 행함으로써, 판두께 중심부에 등축정(equiaxed crystal)을 형성시켜, 편석을 저감시킬 수 있다. 또한, 경압하 주조를 행한 경우는, 연속 주조 슬래브의 미응고부의 용강의 유동을 방지함으로써, 판두께 중심부의 편석을 저감시킬 수 있다. 이들 편석 저감 처리의 적어도 1개의 적용에 의해, 본 발명에서 특징으로 하는 펀칭성을 양호한 레벨로 하면서, 후술하는 인장 성질에 있어서의 신장을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.

상기한 조성을 갖는 강 슬래브는, 가열 온도: 1100℃ 이상으로 가열되고, 열간 압연이 행해진다.

강 슬래브의 가열 온도: 1100℃ 이상

본 발명에서는, 슬래브 단계에서 석출되어 있는 석출물이 재고용될 필요가 있다. 그 때문에, 강 슬래브를 1100℃ 이상의 가열 온도로 가열한다. 가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 석출물의 재고용이 충분하지 않아, 그 후의 공정에서 소망하는 석출물 분포를 확보할 수 없게 된다. 또한 바람직하게는 1150℃ 이상이다. 또한, 가열 온도가 1300℃를 초과하여 과잉하게 높아지면, 결정립이 조대화되고, 최종적으로 베이나이트 라스가 조대화된다. 이 때문에 강 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

가열된 강 슬래브는, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 행해져, 열연 강판이 된다. 조압연은, 소망하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 좋고, 그 조건은 특별히 한정할 필요는 없다.

마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율: 30％ 이상

소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻으려면, 충분히 변형이 축적된 오스테나이트(γ)를 베이나이트 변태시키는 것이 필요하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 우선, 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 한정한다. 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율이 30％ 미만에서는, γ로의 변형 축적이 불충분하고, 변태 후에 소망하는 베이나이트 라스 조직을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 40％ 이상, 더욱 바람직하게는 50％ 이상이다.

충분히 변형이 축적된 오스테나이트(γ)로부터 베이나이트 변태시키기 위해, 마무리 압연의 압연 종료 온도의 조정도 중요해진다. 마무리 압연의 압연 종료 온도가 A_r3 변태점 미만에서는, 소망하는 조직인, 거의 베이나이트 단상의 조직을 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 마무리 압연의 압연 종료 온도가 (A_r3 변태점＋120℃)를 초과하여 고온이 되면, 미세한 베이나이트상을 얻는 것이 어려워진다. 이 때문에, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 범위의 온도로 한정했다. 또한, 바람직하게는 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋80℃)이다. 여기에서, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 표면 온도에서 나타내는 것으로 한다. 또한, 여기에서 말하는 「A_r3 변태점」은, 가공 포마스터 시험기로, 가공 부여 후에 냉각 속도 1℃/s로 냉각하여 얻어진 열팽창 곡선으로부터, 그 변화점에 의해 구한 변태점으로 한다.

냉각 개시: 마무리 압연 종료 후, 2s 이내

충분히 변형이 축적된 γ로부터 베이나이트 변태시켜, 소망하는 베이나이트 라스 조직을 얻기 위해서는, 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시할 필요가 있다. 냉각 개시가, 마무리 압연 종료 후, 2s를 초과하면, γ의 회복, 재결정이 진행되고, 베이나이트 변태의 핵이 감소하여, 소망하는 베이나이트 라스 간격을 얻을 수 없게 된다. 이러한 점에서, 냉각은, 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 개시하는 것으로 했다. 또한, 바람직하게는 1.5s 이내, 보다 바람직하게는 1s 이내이다.

평균 냉각 속도: 50℃/s 이상

마무리 압연 종료 온도에서 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 50℃/s 미만으로는, 초석 페라이트가 석출되고, 체적률로 92％ 초과의 베이나이트상을 갖고, 또한 소망하는 베이나이트 라스 간격을 갖는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 후의 냉각의 평균 냉각 속도는 50℃/s 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 60℃/s 이상, 보다 바람직하게는 70℃/s 이상이다. 냉각 속도의 상한은, 냉각 설비의 능력에 의존하여 한정되지만, 강판 형상의 관점에서 150℃/s 정도로 한정하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서는, 마무리 압연 후의 냉각은 상기한 냉각 속도로 제어하는 것을 전제로 하고, 또한, 후술하는, 냉각 정지 온도까지 1단으로 냉각하는 것이, 본 발명에서 특징으로 하는 마이크로 조직을 얻기 위해 필요한 요건이다.

냉각 정지 온도: 300∼500℃

본 발명에서는 냉각 정지 후, 바로 권취한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도를 권취 온도로서 권취한다. 냉각 정지 온도(권취 온도)가, 300℃ 미만, 혹은 500℃ 초과가 되면, 베이나이트 라스 간격과 Fe계 탄화물의 분포 상태를 모두 소망하는 최적 범위로 조정할 수 없게 된다. 이러한 점에서, 냉각 정지 온도(권취 온도)를 300∼500℃의 범위의 온도로 한정했다. 또한, 바람직하게는 350∼500℃, 더욱 바람직하게는 400∼500℃이다.

또한, 본 발명에 있어서는, 연속 주조시의 강의 성분 편석 저감을 위해, 전자 교반(EMS), 경압하 주조(IBSR) 등을 적용할 수 있다. 전자 교반 처리를 행함으로써, 판두께 중심부에 등축정을 형성시켜, 편석을 저감시킬 수 있다. 또한, 경압하 주조를 행한 경우는, 연속 주조 슬래브의 미응고부의 용강의 유동을 방지함으로써, 판두께 중심부의 편석을 저감시킬 수 있다. 이들 편석 저감 처리의 적어도 1개의 적용에 의해, 본 발명에서 특징으로 하는 펀칭성을 양호한 레벨로 하면서, 후술하는 인장 성질에 있어서의 신장을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.

권취 후에, 일반적인 방법에 따라, 산세정을 행하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다. 또한, 산세정 처리 후에, 조질 압연을 행해도 좋다. 또한, 산세정 처리 후, 혹은 조질 압연 후에, 추가로, 상용의 용융 아연 도금 라인을 이용하여, 균열 온도: 730℃ 이하로 어닐링을 행하고, 추가로 도금 처리를 행해도 좋다. 도금 처리는, 용융 아연 도금욕을 통과시켜, 표면에 아연 도금층을 형성하는 처리로 해도 좋다. 또한, 당해 아연 도금층의 합금화 처리를 행하는 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다. 어닐링 처리의 균열 온도가 730℃를 초과하면, 베이나이트가 템퍼링되기 때문에, 체적률로 92％ 초과의 베이나이트상을 갖고, 또한 소망하는 베이나이트 라스 간격을 갖는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 어닐링 처리의 균열 온도는 730℃ 이하로 한다. 어닐링 처리의 균열 온도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 용융 아연 도금층과 하지 강판의 밀착성의 관점에서, 어닐링 처리의 균열 온도는 590℃ 이상이 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금조에 침지한 후, 추가로, 당해 아연 도금층의 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 좋다.

[실시예 2]

표 4에 나타내는 조성을 갖는 강 슬래브에, 표 5에 나타내는, 가열, 마무리 압연, 압연 후 냉각을 행하여, 열연 강판으로 했다. 또한, 열팽창 곡선으로부터 구한, 각 강 슬래브의 A_r3 변태점을 표 4에 병기했다. 연속 주조시에는, 후술하는 표 4∼6 중의 강 A2의 열연 강판 No.1’이외의 것에 대해서는, 성분의 편석 저감 처리를 위해, 전자 교반(EMS)을 행했다. 또한, 일부의 열연 강판에서는, 산세정 후, 연속 용융 아연 도금 라인에 통판하고, 표 5에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 행한 후, 용융 아연 도금 처리를 행하여, 용융 아연 도금 강판(GI)으로 했다. 또한, 용융 아연 도금 처리는, 어닐링 처리 후의 열연 강판을 480℃의 아연 도금욕(0.1％ Al-Zn) 중에 침지하고, 편면당 부착량 45g/㎡의 용융 아연 도금층을 강판의 양면에 형성하는 처리로 했다. 또한, 일부의 열연 강판에 대해서는 용융 아연 도금 처리의 후에, 추가로 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 했다. 합금화 처리 온도는 520℃로 했다.

얻어진 열연 강판(일부, 도금 강판을 포함함)으로부터, 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 양산 펀칭성 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마한 후, 3％ 나이탈액으로 부식하여 조직을 현출했다. 그리고, L 단면의 판두께 1/4 위치에 있어서, 주사형 전자 현미경(배율: 3000배)으로 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영하고, 화상 해석 처리로, 베이나이트상 이외의 상을 분리하고, 베이나이트 이외의 상의 조직 분율을 결정한 후, 베이나이트상의 면적률을 산출했다. 이와 같이 하여 얻어진 면적률을 베이나이트상의 체적률로 했다.

또한, 얻어진 열연 강판(도금 강판)의 판두께 1/4 위치로부터, 박막용 시료를 채취하여, 기계 연마, 전해 연마에 의해 박막 시편으로 하고, 투과형 전자 현미경(배율: 약 30000배)을 이용하여 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영했다. 얻어진 조직 사진으로부터, 베이나이트 라스 간격을 측정하고, 그들 평균값을 구하여, 각 열연 강판의 베이나이트 라스 간격으로 했다.

또한, 얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면(L 단면)을 연마한 후, 3％ 나이탈액으로 부식하여 조직을 현출하고, 판두께 1/4 위치에 대해서 레플리카 시료를 제작했다. 얻어진 레플리카 시료를 이용하여, 투과형 전자 현미경(배율: 약 30000배)으로 조직을 관찰하고, 10시야에서 조직을 촬영했다. 얻어진 조직 사진을 이용하여, Fe계 탄화물을, 그 석출 개소(입계, 입 내)마다에 개수를 측정하고, 베이나이트 라스에 석출된 Fe계 석출물의, 전Fe계 석출물의 개수에 대한 비율을 산출했다. 또한, Fe계 탄화물(석출물)의 판별은 석출물의 형태, EDX 분석에 의해 행했다.

또한, 동일한 관찰을 판두께 방향의 판두께 중심부에 대해서도 행하여, 동일한 조직인 것을 확인하고 있다.

(2) 인장 시험

(3) 양산 펀칭성 시험

얻어진 열연 강판(도금 강판)으로부터, 블랭크판(크기: 150×150㎜)을 채취했다. 그리고, 펀칭 펀치를 50㎜φ의 평저형으로 하여, 펀칭 클리어런스가 30％가 되도록, 다이측의 구멍 지름을 결정하고, 또한 펀칭 다이의 위에 스페이서를 놓고, 그 위에 블랭크판을 놓고 위에서 판누름으로 고정하고 펀치 구멍을 펀칭했다. 펀칭 후, 펀치 구멍의 전체 둘레에 걸쳐, 펀칭 단면의 파면 상황을 주사형 전자 현미경(배율: 100배)으로, 균열, 이빠짐, 취성 파면, 2차 전단면 및, 단면의 거칠어짐의 유무를 관찰했다. 균열, 이빠짐, 취성 파면, 2차 전단면 및, 단면의 거칠어짐이 없는 것을 ○(합격), 단면의 거칠어짐만 있는 것을 △(합격), 그 이외를 ×(불합격)로 하여 양산 펀칭성을 평가했다.

얻어진 결과를 표 6에 나타낸다.

(표 4)

(표 5)

(표 6)

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS: 700㎫ 이상의 고강도를 갖고, 더욱 우수한 양산 펀칭성을 갖는 열연 강판(도금 강판)이 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 양산 펀칭성이 저하되어 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하, Si: 2.0％ 이하,
Mn: 1.0∼3.0％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하,
N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.3％,
V: 0.05∼0.3％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 베이나이트상이 체적률로 90％ 초과이고, 또한 베이나이트 라스(bainite lath)의 평균 간격이 0.45㎛ 이하이고, 또한 전(全)Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입(grains) 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판의 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하여 이루어지는 용융 아연 도금 강판.
강 슬래브를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여, 열연 강판으로 하는 것에 있어서,
상기 강 슬래브를, 질량％로,
C: 0.07％ 초과 0.2％ 이하, Si: 2.0％ 이하,
Mn: 1.0∼3.0％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하,
N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.3％,
V: 0.05∼0.3％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브로 하고,
상기 열간 압연을, 상기 강 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 상기 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 하고, 당해 마무리 압연의 압연 종료 온도를 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 온도 범위로 하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 40℃/s 이상으로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취 온도: 300∼500℃에서 권취하는 압연으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제7항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제7항 내지 제11항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법에 의해 제조된 고강도 열연 강판을 산세정한 후, 어닐링과 도금 처리를 행하여 도금 강판으로 하는 것에 있어서,
상기 어닐링을 균열 온도: 730℃ 이하로 하는 어닐링으로 하고, 당해 어닐링 종료 후에,
상기 도금 처리로서 용융 아연 도금욕을 통과시켜, 상기 고강도 열연 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 혹은 추가로 당해 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리를 행하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
질량％로,
C: 0.05∼0.15％, Si: 1.5％ 이하,
Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하,
N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.2％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 베이나이트상이 체적률로 92％ 초과, 베이나이트 라스의 평균 간격이 0.60㎛ 이하, 또한 전Fe계 탄화물 중 베이나이트 라스의 입 내에 석출된 Fe계 탄화물의 개수 비율이 10％ 이상인 조직을 갖는 고강도 열연 강판.
제13항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제13항 또는 제14항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판.
제13항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제13항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제13항 내지 제17항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하여 이루어지는 용융 아연 도금 강판.
강 슬래브를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하여, 열연 강판으로 하는 것에 있어서,
상기 강 슬래브가, 질량％로,
C: 0.05∼0.15％, Si: 1.5％ 이하,
Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.1％ 이하,
N: 0.01％ 이하, Ti: 0.05∼0.2％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브로 하고,
상기 열간 압연이, 상기 강 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 상기 마무리 압연의 최종 2패스의 합계 압하율을 30％ 이상으로 하고, 당해 마무리 압연의 압연 종료 온도를 (A_r3 변태점)∼(A_r3 변태점＋120℃)의 온도 범위로 하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 50℃/s 이상으로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취 온도: 300∼500℃에서 권취하는 압연인 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제19항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.2％, B: 0.0002∼0.0030％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제19항 또는 제20항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Sn: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제19항 내지 제21항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Mo: 0.002∼0.3％, Cr: 0.002∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제19항 내지 제22항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.004％, REM: 0.0002∼0.004％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제19항 내지 제23항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로 제조된 고강도 열연 강판을 산세정한 후, 어닐링과 도금 처리를 행하여, 표면에 도금층을 갖는 도금 강판으로 하는 것에 있어서,
상기 어닐링을 균열 온도: 730℃ 이하로 하는 어닐링으로 하고, 당해 어닐링 종료 후, 상기 도금 처리로서 용융 아연 도금욕을 통과시켜, 상기 열연 강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 혹은 추가로 당해 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리를 행하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.