KR20160041850A

KR20160041850A - 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160041850A
Application number: KR1020157031660A
Authority: KR
Inventors: 카즈히코 야마자키; 카츠미 나카지마; 치카라 가미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-04-15
Filing date: 2014-03-17
Publication date: 2016-04-18
Also published as: CN105102662A; US20160076124A1; EP2987887A1; EP2987887B1; EP2987887A4; MX2020003923A; WO2014171063A1; MX2015014437A

Abstract

본 발명에 따른 고강도 열연 강판은, 질량％로, C: 0.05％ 이상 0.18％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.0％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.04％ 이하, S: 0.006％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.008％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.20％ 이하, V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 면적률로 85％ 초과의 베이나이트상을 주상(primary phase)으로 하고, 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 제2상으로 하고, 당해 제2상을 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만 포함하고, 상기 베이나이트상의 라스(lath)의 평균 라스 간격이 400㎚ 이하, 또한, 상기 라스의 평균 장축 길이가 5.0㎛ 이하인 조직을 갖고, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상이다,

Description

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

본 발명은, 자동차의 구조 부품(structural parts of automobile)이나 골격(framework), 트럭(truck)의 프레임(frame), 강관 등의 소재로서 적합한, 인장 강도가 980㎫ 이상인 고강도 열연 강판에 관한 것이다.

최근, 지구 환경의 보전의 관점에서, 자동차 배기가스 규제(automobile exhaust gas regulations)가 강화되고 있다. 이러한 상황하, 트럭 등의 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있어, 사용하는 재료의 한층의 고강도 및 박육화가 요구되고 있다. 이에 수반하여, 자동차 부품의 소재로서, 특히 고강도 열연 강판이 적극적으로 적용되게 되고 있다.

또한, 파이프라인(pipeline)의 시공 비용의 더 한층의 저감이라는 요망에 따라, 강관의 재료 비용의 저감이 요구되고 있다. 이 때문에, 수송관으로서, 후강판을 소재로 하는 UOE 강관을 대신하여, 생산성이 높고 보다 염가인 코일 형상의 열연 강판을 소재로 한 고강도 용접 강관이 주목되고 있다.

이상과 같이, 소정의 강도를 구비한 고강도 열연 강판은, 자동차 부품의 소재나 강관 소재로서 해마다 수요가 높아지고 있다. 특히, 인장 강도: 980㎫ 이상의 고강도 열연 강판은, 자동차의 연비를 비약적으로 향상할 수 있는 소재, 혹은 파이프라인의 시공 비용을 대폭으로 저감할 수 있는 소재로서 많이 기대되고 있다.

그러나, 강판의 고강도화에 수반하여, 일반적으로는, 인성이 저하된다. 그 때문에, 자동차 부품용이나 강관용으로서 요구되는 인성을 고강도 열연 강판에 부여하기 위해, 인성 향상에 관하여 여러 가지의 검토가 이루어지고 있다. 또한, 자동차 부품용의 고강도 열연 강판에 대해서는, 구멍 확장 가공성(hole expansion workability)에 대해서도 여러 가지의 검토가 이루어지고 있다.

[인성에 대해서]

예를 들면, 특허문헌 1에는, 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, 베이나이트상(bainite phase)의 면적률이 95％ 초과이고, 당해 베이나이트상의 평균 입경이 3㎛ 이하인 조직으로 하고, 표층으로부터 50㎛의 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도(Vickers hardness)의 차를 50 이하, 판두께 1/4 위치에서의 비커스 경도와 판두께 1/2위치에서의 비커스 경도의 차를 40 이하로 하는 판두께: 4.0㎜ 이상 12mm 이하의 열연 강판이 제안되고 있다. 특허문헌 1에 제안된 기술에 의하면, 주상(principal phase)을 미세 베이나이트로 함과 함께, 판두께 방향에 걸치는 경도 분포를 저감함으로써, 인성이 우수한 인장 강도: 780㎫ 이상의 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

특허문헌 2에는, 질량％로 C: 0.05∼0.18％, Si: 0.10∼0.60％, Mn: 0.90∼2.0％, P: 0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음), S: 0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음), Al: 0.001∼0.1％, N: 0.002∼0.01％를 충족하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강재를, 950℃ 이상 1250℃ 이하로 가열 후, 압연을 개시하고, 820℃ 이상에서 압연을 종료 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 600∼700℃까지 냉각하고, 당해 온도역에서 10∼200초간 온도 유지(holding) 및/또는 완(緩)냉각한 후, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하까지 냉각함으로써, 금속 조직을 전체 조직에 대한 점적률로, 페라이트(ferrite): 70∼90％, 마르텐사이트(martensite) 또는 마르텐사이트와 오스테나이트(austenite)의 혼합상: 3∼15％, 잔부: 베이나이트(0％의 경우를 포함함)로 함과 함께, 상기 페라이트의 평균 결정 입경을 20㎛ 이하로 하는 강판의 제조 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 2에 제안된 기술에 의하면, 금속 조직을, 결정립의 미세한 페라이트와, 마르텐사이트 또는 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합상 등을 포함하는 조직으로 함으로써, 인장 강도가 490N/㎟ 이상이고, 항복비가 70％ 이하로 저항복비를 나타내는 고인성 강재가 얻어진다고 되어 있다.

특허문헌 3에는, 질량％로 C: 0.02∼0.25％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 0.3∼2.3％, P: 0.03％ 이하, S: 0.03％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Nb: 0.03∼0.25％, Ti: 0.001∼0.10％를 포함하고, 또한 (Ti＋Nb/2)/C＜4를 만족하는 강 소재에, 열간 압연을 행하고, 열간 압연의 마무리 압연 종료 후에, 열연판 표면이 20℃/s 이상, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 미만(less than martensite formation critical cooling rate)의 평균 냉각 속도로 표면 온도가 Ar₃ 변태점 이하, Ms점 이하가 될 때까지 가속 냉각하는 제1 냉각과, 판두께 중심이 350℃ 이상 600℃ 미만의 온도가 될 때까지 급랭하는 제2 냉각을 행한 후, 판두께 중심의 온도로 350℃ 이상 600℃ 미만의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하고, 적어도 코일 두께 방향의 판두께 1/4 위치∼판두께 3/4 위치가, 350∼600℃의 온도역에서 30min 이상 유지 또는 체류하는 제３ 냉각을 순차 행하는 후육 고장력 열연 강판의 제조 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 3에 제안된 기술에 의하면, 열연 강판의 조직을 베이나이트상 또는 베이니틱 페라이트상(bainitic ferrite phase)으로 하고, 추가로 입계 시멘타이트량(amount of grain boundary cementite)을 특정값 이하로 조정함으로써, 저온 인성(low-temperature toughness)이 우수한 X65 그레이드 이상의 고강도 전봉 강관용 소재가 얻어진다고 되어 있다.

[구멍 확장 가공성에 대해서]

예를 들면, 특허문헌 4에는, 질량％로, C: 0.05∼0.15％, Si: 0.2∼1.2％, Mn: 1.0∼2.0％, P: 0.04％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ti: 0.05∼0.15％, Al: 0.005∼0.10％, N: 0.007％ 이하를 함유하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재를, 1150∼1350℃, 바람직하게는 1200℃ 초과 1350℃ 이하로 가열한 후, 850∼950℃, 바람직하게는 900℃ 초과 950℃ 이하의 마무리 온도에서 종료하는 열간 압연을 행하고, 당해 열간 압연 종료 후, 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 530℃까지 냉각하고, 이어서 100℃/s 이상의 평균 냉각 속도로, 권취 온도: 300∼500℃까지 냉각하고, 당해 권취 온도에서 권취하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 이에 따라, 평균 입경이 5㎛ 이하, 바람직하게는 3.0 초과∼5.0㎛의 베이나이트상 단상(single phase)으로 이루어지는 조직으로 한 후에, 고용 Ti를 0.02％ 이상 잔존시킴으로써, TS: 780㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로, 신장 플랜지성 및 내(耐)피로 특성이 현저하게 향상한다고 되어 있다. 베이나이트상 단상으로 이루어지는 조직을 대신하여, 면적률로 90％ 이상의 베이나이트상과, 당해 베이나이트상 이외의 제2상으로 이루어지고, 제2상의 평균 입경이 3㎛ 이하인 조직으로 해도 좋다고 되어 있다.

특허문헌 5에는, 질량％로, C: 0.01∼0.08％, Si: 0.30∼1.50％, Mn: 0.50∼2.50％, P: 0.03％ 이하, S: 0.005％ 이하 및, Ti: 0.01∼0.20％, Nb: 0.01∼0.04％의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브에, 압연 종료 온도를 Ar₃ 변태점∼950℃로 하여 열간 압연을 행한 후, 20℃/s 이상의 냉각 속도로 650∼800℃까지 냉각하고 이어서 2∼15s 공랭한 후, 추가로 20℃/s 이상의 냉각 속도로 350∼600℃로 냉각하고 권취하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 이에 따라, 입경 2㎛ 이상의 페라이트의 비율이 80％ 이상인 페라이트·베이나이트 2상 조직을 갖고, TS: 690㎫ 이상이고, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다. 또한, Ca, REM의 1종 또는 2종을 0.0005∼0.01％ 함유해도 좋다고 되어 있다.

특허문헌 6에는, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판이 기재되어 있다. 특허문헌 3에 기재된 고강도 박강판은, 질량％로, C: 0.01∼0.20％, Si: 1.50％ 이하, Al: 1.5％ 이하, Mn: 0.5∼3.5％, P: 0.2％ 이하, S: 0.0005∼0.009％, N: 0.009％ 이하, Mg: 0.0006∼0.01％, O: 0.005％ 이하 및, Ti: 0.01∼0.20％, Nb: 0.01∼0.10％의 1종 또는 2종 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 다음의 3식

[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24…(1)

[S％]≤([Mg％]/24－[O％]/16×0.8＋0.00012)×32…(2)

[S％]≤0.0075/[Mn％]…(3)

의 모두를 충족하고, 조직이 베이나이트상을 주체로 하는 박강판이다. 이에 따라, TS: 980㎫ 이상의 고강도이고, 구멍 확장성과 연성이 우수한 박강판이 된다고 되어 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, O, Mg와 Mn과 S의 첨가 균형을 어떠한 조건으로 조정하고, MgO와 MgS와의 복합 석출을 이용하여 (Nb,Ti)N의 균일 미세화를 도모하고, 펀칭 구멍의 단면에 미세 균일한 보이드(void)를 생성시키고, 구멍 확장 가공시의 응력 집중(stress concentration)을 완화하여, 구멍 확장성을 향상시킨다고 되어 있다.

일본공개특허공보 2012-062557호 일본공개특허공보 2007-056294호 일본공개특허공보 2010-174343호 일본공개특허공보 2012-12701호 일본공개특허공보 2002-180190호 일본공개특허공보 2005-120437호

[인성에 대해서]

그러나, 특허문헌 1에 제안된 기술에서는, 인장 강도: 980㎫ 이상의 고강도 열연 강판이 얻어지기는 하지만, 베이나이트 조직의 제어가 불충분하기 때문에, 우수한 저온 인성을 안정적으로 확보할 수 없는 문제가 있었다.

또한, 특허문헌 2에 제안된 기술에서는, 강재의 금속 조직을 페라이트 주상 조직으로 하고 있지만, 인장 강도: 980㎫급이 되면 페라이트상의 인성이 현저하게 저하되는 경우가 있었다.

또한, 특허문헌 3에 제안된 기술에서는, 입계 시멘타이트량을 제어함으로써 저온 인성의 개선을 도모하고 있지만, 열연 강판 강도가 불충분하고, 그 실시예가 나타내는 바와 같이 최대라도 인장 강도: 800㎫ 정도였다. 또한, 특허문헌 3에서 제안된 기술에 기초하여 인장 강도: 980㎫ 이상의 고강도 열연 강판을 얻고자 하는 경우에는, C 함유량을 많게 하는 것이 필요하지만, C 함유량의 증가에 수반하여 입계 시멘타이트의 제어가 곤란해져, 우수한 인성을 안정적으로 확보할 수 없는 경우가 있었다.

본 발명은, 상기 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도를 갖고, 더욱 양호한 인성을 갖는, 특히 판두께 4㎜ 이상 15㎜ 이하의 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

[구멍 확장 가공성에 대해서]

특허문헌 4에 기재된 기술에서는, 목표로 하는 강도는, 인장 강도 TS: 780㎫ 이상이지만, C 함유량을 증가하면, 인장 강도 TS: 980㎫ 이상의 고강도를 확보할 수도 있다. 그러나, 더 한층의 고강도화를 위해 C 함유량을 증가하면, Ti 탄화물의 석출량의 제어가 곤란해져, 구멍 확장 가공성을 향상시키기 위해 필요한 0.02％ 이상의 고용 Ti를 안정적으로 잔존시키는 것이 어렵다는 문제가 있었다.

특허문헌 5에 기재된 기술에서는, 강판 조직을, 입경 2㎛ 이상의 페라이트의 비율이 80％ 이상인 페라이트＋베이나이트의 혼합 조직으로 하고 있고, 얻어지는 강판 강도는 고작 976㎫ 정도까지로, 인장 강도 TS: 980㎫ 이상이라는 더 한층의 고강도화를 달성하기 어렵고, 인장 강도 TS: 980㎫ 이상이라는 고강도가 얻어졌다고 해도, 페라이트상의 인성이 현저하게 저하되어, 우수한 구멍 확장 가공성을 확보할 수 없다는 문제가 있었다.

특허문헌 6에 기재된 기술에서는, (Nb,Ti)N의 균일 미세화를 도모하여, 펀칭 구멍의 단면에 미세 균일한 보이드(void)를 생성시키고, 구멍 확장 가공시의 응력 집중을 완화하여, 구멍 확장성(구멍 확장 가공성)을 향상시킨다고 되어 있지만, (Nb,Ti)N의 균일 미세화에 의해, (Nb,Ti)N끼리의 거리가 줄어들어, 국부 변형(local deformation)시에 발생한 보이드가 연결되기 쉬워져, 국부 신장이 저하되는 경우가 있다는 문제가 있었다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지하면서, 더 한층의 우수한 구멍 확장 가공성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명이 목적으로 하는 고강도 열연 강판은 판두께 2∼4㎜의 박강판으로 한다.

[인성에 대해서]

본 발명자들은, 상기의 목적을 달성하기 위해, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 열연 강판의 인성을 향상하기 위해 예의 연구했다. 구체적으로는, 일반적으로 강도-인성 균형이 양호한 것으로 알려져 있는 베이나이트상에 주목하여, 베이나이트 주상 조직으로 하는 열연 강판의 강도 및 인성에 미치는 각종 요인에 대해서 검토했다. 그 결과, 베이나이트상의 라스(lath)의 미세화가, 열연 강판의 고강도화 및 인성 향상에 매우 유효한 것을 밝혀냈다. 그리고, 추가로 검토를 진행시킨 결과, 소정량의 Ti 및 V를 첨가하여, 면적률로 85％ 초과의 베이나이트상을 주상으로 하고, 당해 베이나이트상의 라스 간격(lath interval)을 평균 400㎚ 이하, 당해 라스의 장축 길이(length of long axis)를 평균 5.0㎛ 이하로 함으로써, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로 인성이 현저하게 향상한다는 인식을 얻었다.

본 발명은, 이러한 인식에 기초하여, 추가로 검토를 거듭한 끝에 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.05％ 이상 0.18％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.0％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.04％ 이하, S: 0.006％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.008％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.20％ 이하, V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 면적률로 85％ 초과의 베이나이트상을 주상으로 하고, 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 제2상으로 하고, 당해 제2상을 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만 포함하고, 상기 베이나이트상의 라스의 평균 라스 간격이 400㎚ 이하, 또한, 상기 라스의 평균 장축 길이가 5.0㎛ 이하인 조직을 갖고, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상인 인성이 우수한 고강도 열연 강판.

[2] 상기 [1]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0020％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.4％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 인성이 우수한 고강도 열연 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Ca: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 인성이 우수한 고강도 열연 강판.

[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 조성으로 이루어지는 강 소재를, 1200℃ 이상으로 가열하고, 조압연(rough rolling)과, 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상 930℃ 이하로 하는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 4.0s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 300℃ 이상 450℃ 이하로 권취하는 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[구멍 확장 가공성에 대해서]

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 인장 강도 TS: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 구멍 확장 가공성에 미치는 각종 요인에 대해서 예의 검토했다. 그 결과, 베이나이트상을 주상으로 하는 조직으로서 인장 강도 TS: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 경우에는, 시멘타이트가 구멍 확장 가공시, 혹은 국부 변형시의 보이드 형성의 기점으로서 작용하고, 시멘타이트의 양이 많아지면, 보이드가 연결되기 쉽고, 국부 연성(local ductility)이 저하되어, 구멍 확장 가공성을 저하시키는 것을 인식했다. 또한, 시멘타이트의 입경이 커지면, 구멍 확장 가공의 전(前)처리인 펀칭 가공의 펀칭 단면에 조대한(coarse) 보이드가 형성되어, 구멍 확장 가공성이 저하되는 것도 발견했다.

이러한 점에서, 본 발명자들은 더 한층의 연구를 행하여, 인장 강도 TS: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 상태에서, 구멍 확장 가공성, 또한 국부 연성을 향상시키기 위해서는, C, Si, Ti, V의 함유량 균형을 조정하고, 또한 제조 조건을 적정화하고, 시멘타이트를 질량％로 0.8％ 이하, 시멘타이트의 평균 입경을 150㎚ 이하로 조정하여, 시멘타이트끼리의 간격을 넓게 하는 것이 중요해지는 것을 인식했다.

본 발명은, 이러한 인식에 기초하여, 더 한층의 검토를 더하여 완성한 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[5] 질량％로, C: 0.1％ 초과 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하, Ti: 0.07∼0.2％, V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 추가로, 면적률로 90％ 이상의 베이나이트상을 주상으로 하고, 주상 이외의 잔부가 면적률로 10％ 이하의, 마르텐사이트상, 오스테나이트상, 페라이트상 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 또한 조직 중에 분산되는 시멘타이트가 질량％로 0.8％ 이하, 평균 입경이 150㎚ 이하이고, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상인 구멍 확장 가공성이 우수한 고강도 열연 강판.

[6] [5]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판.

[7] [5] 또는 [6]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.

[8] 강 소재를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 제1단 냉각과 제2단 냉각의 2단계로 이루어지는 냉각을 행하고, 이어서 권취 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 강 소재를, 질량％로, C: 0.1％ 초과 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.007％ 이하, Ti: 0.07∼0.2％, V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 가열이 상기 강 소재를 1200℃ 이상으로 가열하는 처리이고, 상기 마무리 압연이, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃로 하는 압연이고, 상기 제1단 냉각이, 상기 마무리 압연을 종료한 후, 1.5s 이내에 냉각을 개시하고, 20∼80℃/s의 평균 냉각 속도로 500∼600℃의 제1단 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각이고, 상기 제2단 냉각이, 상기 제1단 냉각 종료 후, 3s 이내에 90℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 330∼470℃의 제2단 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각이고, 상기 제2단 냉각 종료 후, 상기 제2단 냉각 정지 온도를 권취 온도로 하여 권취하는 구멍 확장 가공성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[9] [8]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[10] [8] 또는 [9]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[인성에 대해서]

본 발명에 의하면, 인장 강도가 980㎫ 이상이고 또한 인성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다. 따라서, 본 발명을 자동차의 구조 부품, 골격, 혹은 트럭의 프레임 등에 적용하면, 자동차의 안전성을 확보하면서 차체 중량을 경감할 수 있어, 환경 부하를 저감하는 것이 가능해진다. 수송관으로서, 후강판을 소재로 하는 UOE 강관을 대신하여 본 발명의 열연 강판을 소재로 하는 용접 강관을 적용함으로써, 생산성이 향상하고, 더 한층의 비용 절감이 가능해진다.

또한, 본 발명은, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로, 인성이 향상된 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있어, 산업상 매우 유용한 것이다.

[구멍 확장 가공성에 대해서]

본 발명에 의하면, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도를 유지한 채로, 구멍 확장 가공성이 현저하게 향상된 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있어, 산업상 현격한 효과를 나타낸다. 또한, 본 발명 열연 강판은, 자동차의 섀시 부품(materials for chassis parts), 구조 부품, 골격, 혹은 트럭의 프레임 등의 소재로서 적용하면, 자동차의 안전성을 확보하면서 차체 중량을 경감할 수 있어, 환경 부하를 저감하는 것이 가능해진다는 효과도 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

[실시 형태 1: 인성에 대해서]

이하, 실시 형태 1에 대해서 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에 따른 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.05％ 이상 0.18％ 이하

C는, 강의 강도를 향상시키고, 베이나이트의 생성을 촉진한다. 그 때문에, 본 발명에서는, C 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.18％를 초과하면, 베이나이트의 생성 제어(formation control)가 곤란해지고, 경질인 마르텐사이트의 생성이 증가하여, 열연 강판의 인성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.05％ 이상 0.18％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.08％ 이상 0.17％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10％ 초과 0.16％ 이하이다. 또한, Mn량이 2.5％ 이상, 3.5％ 이하의 경우에서는, 바람직한 C량은 0.06％ 이상, 0.15％ 이하이다.

Si: 1.0％ 이하

Si는, 인성을 저해하는 조대한 산화물이나 시멘타이트를 억제하고, 고용강화(solute strengthening)에도 기여하는 원소이지만, 함유량이 1.0％를 초과하면 열연 강판의 표면 성상(surface quality)이 현저하게 열화되어, 화성 처리성(chemical conversion treatability)이나 내식성의 저하를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 1.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.4％ 이상 0.8％ 이하이다.

Mn: 1.0％ 이상 3.5％ 이하

Mn은, 고용하여 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성(hardenability)의 향상을 통하여 베이나이트의 생성을 촉진하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.0％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.5％를 초과하면, 중앙 편석(center segregation)이 현저해져, 열연 강판의 인성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 1.0％ 이상 3.5％ 이하로 한다. 또한, 바람직하게는 1.5％ 이상 3.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.8％ 이상 2.5％ 이하이다.

P: 0.04％ 이하

P는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이지만, 입계, 특히 구오스테나이트립계(prior-austenite grain boundaries)에 편석하여, 저온 인성이나 가공성의 저하를 초래하는 원소이기도 하다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.04％까지의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.04％ 이하로 한다. 그러나, P 함유량을 과도하게 저감해도 정련 비용의 증대에 알맞는 효과가 얻어지지 않기 때문에, P 함유량은 0.003％ 이상 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이상 0.02％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

S: 0.006％ 이하

S는, Ti나 Mn과 결합하여 조대한 황화물을 형성하여, 열연 강판의 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.006％까지의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량은 0.006％ 이하로 한다. 그러나, S 함유량을 과도하게 저감해도 정련 비용의 증대에 알맞는 효과가 얻어지지 않기 때문에, S 함유량은 0.0003％ 이상 0.004％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상 0.002％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Al: 0.10％ 이하

Al은, 탈산제로서 작용하며, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 한편, Al의 과잉한 첨가는 산화물계 개재물(oxide inclusion)의 증가를 초래하여, 열연 강판의 인성을 저하시킴과 함께, 흠집 발생의 원인이 된다. 따라서, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이상 0.08％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.01％ 이상 0.05％ 이하이다.

N: 0.008％ 이하

N은, 질화물 형성 원소(nitride-forming element)와 결합함으로써 질화물로서 석출되어, 결정립의 미세화에 기여한다. 그러나, N은, 고온에서 Ti와 결합하여 조대한 질화물이 되기 쉬워, 열연 강판의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, N 함유량을 0.008％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001％ 이상 0.006％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.002％ 이상 0.005％ 이하이다.

Ti: 0.05％ 이상 0.20％ 이하

Ti는, 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소의 하나이다. Ti는, 탄질화물을 형성하여 결정립을 미세화함으로써, 또한 석출 강화(precipitation strengthening)에 의해, 강의 강도 증가에 기여한다. 또한, Ti는, 300℃ 이상 450℃ 이하의 저온하에서는, 미세한 (Ti,V)C의 클러스터(cluster)를 다수 형성하고, 강 중의 시멘타이트량을 저감하여, 열연 강판의 인성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, Ti 함유량을 0.05％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.20％를 초과하여 과잉하게 되면, 상기한 효과가 포화되고, 조대한 석출물의 증가를 초래하여, 열연 강판의 인성 저하를 초래한다. 따라서, Ti 함유량은 0.05％ 이상 0.20％ 이하의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.08％ 이상 0.15％ 이하이다.

V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하

V는, 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소의 하나이다. V는, 탄질화물을 형성하여 결정립을 미세화함으로써, 또한 석출 강화에 의해, 강의 강도 증가에 기여한다. 또한, V는, 퀀칭성을 향상시켜, 베이나이트상의 형성 및 미세화에 공헌한다. 또한, V는, 300℃ 이상 450℃ 이하의 저온하에서는 미세한 (Ti,V)C의 클러스터를 다수 형성하고, 강 중의 시멘타이트량을 저감하여, 열연 강판의 인성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, V 함유량을 0.1％ 초과로 할 필요가 있다. 한편, V 함유량이 0.3％를 초과하여 과잉하게 되면, 상기한 효과가 포화하기 때문에 비용 상승이 된다. 따라서, V 함유량은 0.1％ 초과 0.3％ 이하의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.15％ 이상 0.25％ 이하이다.

이상이 본 발명의 열연 강판의 기본 성분이지만, 본 발명의 열연 강판은, 예를 들면 인성 향상이나 고강도화를 목적으로 하여, 필요에 따라서 Nb: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0020％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.4％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

Nb: 0.005％ 이상 0.4％ 이하

Nb는, 탄질화물의 형성을 통하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.4％를 초과하면, 변형 저항(deformation resistance)이 증가하기 때문에, 열연 강판 제조시, 열간 압연의 압연 하중(rolling force)이 증가하고 압연기로의 부담이 지나치게 커져 압연 조업(rolling operation) 그 자체가 곤란해질 우려가 있다. 또한, Nb 함유량이 0.4％를 초과하면, 조대한 석출물을 형성하여 열연 강판의 인성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.005％ 이상 0.4％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.3％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상 0.2％ 이하이다.

B: 0.0002％ 이상 0.0020％ 이하

B는, 오스테나이트립계에 편석하여, 페라이트의 생성 및 성장을 억제하는 원소이다. 또한, B는, 퀀칭성을 향상시켜 베이나이트상의 형성 및 미세화에 기여하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는, B 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, B 함유량이 0.0020％를 초과하면, 마르텐사이트상의 생성을 촉진시키기 때문에, 열연 강판의 인성이 대폭으로 저하될 우려가 있다. 따라서, B를 함유하는 경우에는, 그 함유량을 0.0002％ 이상 0.0020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.0004％ 이상 0.0012％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하

Cu는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 갖고, 특히 베이나이트 변태 온도(bainite transformation temperature)를 저하시켜, 베이나이트상의 미세화에 기여하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 그 함유량이 0.2％를 초과하면 열연 강판의 표면 성상의 저하를 초래한다. 따라서, Cu 함유량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.15％ 이하이다.

Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하

Ni는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Ni는, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 가져, 베이나이트상을 형성하기 쉽게 한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ni 함유량이 0.2％를 초과하면, 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워져, 열연 강판의 인성이 대폭으로 저하될 우려가 있다. 따라서, Ni 함유량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.15％ 이하이다.

Cr: 0.005％ 이상 0.4％ 이하

Cr은, 탄화물을 형성하여 열연 강판의 고강도화에 기여한다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, Cr 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 0.4％를 초과하여 과잉하게 되면, 열연 강판의 내식성의 저하가 우려된다. 따라서, Cr 함유량은 0.005％ 이상 0.4％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.2％ 이하이다.

Mo: 0.005％ 이상 0.4％ 이하

Mo는, 퀀칭성의 향상을 통하여 베이나이트상의 형성을 촉진하여, 열연 강판의 인성의 향상과 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Mo 함유량이 0.4％를 초과하면, 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워져, 열연 강판의 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Mo 함유량은 0.005％ 이상 0.4％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01％ 이상 0.2％ 이하이다.

또한, 본 발명의 열연 강판은, 필요에 따라서 Ca: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유할 수 있다.

Ca: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하

Ca는, 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 열연 강판의 굽힘 가공성(bending workability) 및 인성의 향상에 유효하다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, Ca 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Ca 함유량이 0.01％를 초과하면, 열연 강판의 표면 결함(surface defect)을 일으킬 우려가 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.0002％ 이상 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.0004％ 이상 0.005％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

REM: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하

REM은, Ca와 동일하게, 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 열연 강판의 굽힘 가공성 및 인성에 대한 황화물계 개재물의 악영향을 개선한다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, REM 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, REM 함유량이 0.01％를 초과하여 과잉하게 되면, 강의 청정도가 악화되고, 열연 강판의 인성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, REM을 함유하는 경우는, 그 함유량을 0.0002％ 이상 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.0004％ 이상 0.005％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 있어서, 상기 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, Sb, Sn, Zn 등을 들 수 있고, 이들 함유량은 Sb: 0.01％ 이하, Sn: 0.1％ 이하, Zn: 0.01％ 이하이면 허용할 수 있다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 면적률로 85％ 초과의 베이나이트상을 주상으로 하고, 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 제2상으로 하고, 당해 제2상을 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만 포함하고, 상기 베이나이트상의 라스의 평균 라스 간격이 400㎚ 이하, 또한, 상기 라스의 평균 장축 길이가 5.0㎛ 이하인 조직을 갖는다.

베이나이트상의 분율: 면적률로 85％ 초과

본 발명의 열연 강판은, 강도-인성 균형이 우수한 베이나이트상을 주상으로 한다. 베이나이트상의 분율이 면적률로 85％ 이하이면, 소망하는 강도와 인성을 구비한 열연 강판이 얻어지지 않는다. 따라서, 베이나이트상의 분율은, 면적률로 85％ 초과로 한다. 바람직하게는 87％ 이상, 보다 바람직하게는 90％ 이상이다. 또한, 베이나이트상의 분율을 면적률로 100％로 하여, 베이나이트 단상 조직으로 하는 것이 보다 한층 바람직하다.

페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상(제2상)의 분율: 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만

본 발명의 열연 강판은, 주상인 베이나이트상 이외의 조직으로서, 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 제2상으로서 함유할 수 있다. 열연 강판에 소망하는 강도와 인성을 부여하기 위해서는, 그 조직을 베이나이트 단상 조직으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 제2상으로서 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 경우라도, 이들 합계 분율이 면적률로 15％ 미만이면 허용된다. 따라서, 상기 제2상의 분율은, 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만으로 한다. 바람직하게는 13％ 이하, 보다 바람직하게는 11％ 이하이다.

베이나이트상의 라스의 평균 라스 간격: 400㎚ 이하

베이나이트상의 라스의 평균 장축 길이: 5.0㎛ 이하

열연 강판의 고강도화 및 고인성화에는, 베이나이트상의 라스의 미세화가 매우 중요하다. 본 발명자들은, 베이나이트상의 라스의 크기, 구체적으로는 라스의 라스 간격과 장축 길이가, 열연 강판의 강도와 인성을 크게 좌우하는 요소인 것을 인식했다. 그래서, 본 발명에서는, 베이나이트상의 라스의 라스 간격과 장축 길이를 규정함으로써, 열연 강판에 소망하는 강도와 인성을 부여하는 것으로 한다.

베이나이트상의 라스의 라스 간격의 평균이 400㎚를 초과하는 경우, 혹은 베이나이트상의 라스의 장축 길이의 평균이 5.0㎛를 초과하는 경우, 본 발명 소망하는 강도와 인성을 겸비한 열연 강판은 얻어지지 않는다. 따라서, 베이나이트상의 라스의 평균 라스 간격을 400㎚ 이하로 한다. 바람직하게는 350㎚ 이하이다. 또한, 베이나이트상의 라스의 평균 장축 길이를 5.0㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 4.0㎛ 이하이다. 또한, 베이나이트의 라스의 라스 간격의 평균 및 베이나이트상의 라스의 장축 길이의 평균에는 하한은 특별히 정하지 않지만, 라스 간격 및 라스의 장축 길이는 베이나이트 변태 온도로 결정되기 때문에, 통상, 베이나이트상의 라스의 라스 간격의 평균은 100㎚ 이상, 베이나이트상의 라스의 평균 장축 길이는 1.0㎛ 이상이다.

이상과 같이 조성 및 조직을 규정함으로써, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상이고, 게다가 자동차 부품용 소재나 라인 파이프 등의 강관용 소재로서 요구되는 인성을 구비한 고강도 열연 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명의 열연 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 4㎜ 이상 15㎜ 이하 정도의 판두께로 하는 것이 바람직하다.

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

본 발명은, 상기한 조성의 강 소재를, 1200℃ 이상으로 가열하고, 조압연과, 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상 930℃ 이하로 하는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 4.0s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 300℃ 이상 450℃ 이하로 권취하는 것을 특징으로 한다.

강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성을 갖는 용강을, 전로(converter) 등으로 용제하고, 연속 주조 등의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용의 방법을 모두 적용할 수 있다. 또한, 조괴-분괴 방법(ingot-making and bloomig method)을 이용해도 좋다.

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(equiaxial crystals)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 처리 중 적어도 1개의 적용에 의해, 후술하는 인성을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.

강 소재의 가열 온도: 1200℃ 이상

슬래브 등의 강 소재 중에서는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 대부분이, 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 이 조대하고 불균일한 석출물의 존재는, 열연 강판의 제(諸)특성(예를 들면 강도, 인성, 구멍 확장 가공성 등)의 열화를 초래한다. 그 때문에, 열간 압연 전의 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용한다. 이 조대한 석출물을 열간 압연 전에 충분히 고용시키기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 단, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높아지면, 슬래브 흠집의 발생이나, 스케일 오프(scale-off)에 의한 수율 저하를 초래하기 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1220℃ 이상 1300℃ 이하이다.

또한, 강 소재를 1200℃ 이상의 가열 온도로 가열하여 소정 시간 유지하지만, 유지 시간이 4800초를 초과하면, 스케일 발생량이 증대하는 결과, 계속되는 열간 압연 공정에 있어서 스케일 바이트(scale biting) 등이 발생하기 쉬워져, 열연 강판의 표면 품질이 열화되는 경향이 있다. 따라서, 1200℃ 이상의 온도역에 있어서의 강 소재의 유지 시간은, 4800초 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4000초 이하이다.

강 소재의 가열에 이어서, 강 소재에 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한다. 조압연은, 소망하는 시트 바(sheet bar) 치수를 확보할 수 있으면 좋고, 그 조건은 특별히 한정할 필요는 없다. 조압연에 이어서, 마무리 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연 전, 또는 스탠드 간의 압연 도중에, 디스케일링(descaling)을 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연은, 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상 930℃ 이하로 한다.

1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율: 50％ 이상

베이나이트상의 라스를 미세화하기 위해서는, 비교적 저온역에서의 압하율을 높여, 압연 후의 결정립을 압연 방향으로 전신한 결정립(전신도(elongation rate)가 높은 결정립)으로 할 필요가 있다. 1000℃ 이하에서의 누적 압하율이 50％ 미만에서는, 소망하는 라스 구조(평균 라스 간격: 400㎚ 이하, 평균 장축 길이: 5.0㎛ 이하)를 갖는 베이나이트를 확보하는 것이 곤란해져, 열연 강판의 인성이 저하된다. 따라서, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 50％ 이상으로 한다. 바람직하게는 60％ 이상이다. 단, 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 과잉하게 높아지면, 결정립이 압연 방향으로 과잉하게 전신하여 페라이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 소망하는 라스 구조를 갖는 베이나이트를 확보하는 것이 역시 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율은 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료 온도: 820℃ 이상 930℃ 이하

마무리 압연 종료 온도가 820℃ 미만에서는, 압연이 페라이트＋오스테나이트의 2상역 온도에서 행해지기 때문에, 압연 후에 가공 조직이 잔존하여 열연 강판의 인성이 저하된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 930℃를 초과하여 높아지면, 오스테나이트립이 성장하여, 냉각 후에 얻어지는 열연 강판의 베이나이트상이 조대화된다. 그 결과, 소망하는 조직을 확보하는 것이 곤란해지고, 열연 강판의 인성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도는 820℃ 이상 930℃ 이하로 한다. 바람직하게는 840℃ 이상 920℃ 이하이다. 여기에서, 마무리 압연 종료 온도는, 판의 표면 온도를 나타내는 것으로 한다.

강제 냉각(forced cooling)의 개시: 마무리 압연 종료 후 4.0s 이내

마무리 압연을 종료한 후, 4.0s 이내에, 바람직하게는 바로 강제 냉각을 개시하고, 권취 온도에서 냉각을 정지하고, 코일 형상으로 권취한다. 마무리 압연 종료에서 강제 냉각을 개시할 때까지의 시간이 4.0s를 초과하여 길어지면, 오스테나이트립이 조대해지고, 베이나이트상이 조대화한다. 또한, 오스테나이트립이 조대해짐으로써, 강판의 퀀칭성이 상승하고, 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워진다. 이와 같이, 베이나이트상이 조대화되거나 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워지면, 소망하는 우수한 인성을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 강제 냉각 개시 시간은, 마무리 압연 종료 후, 4.0s 이내로 한정한다.

평균 냉각 속도: 20℃/s 이상

마무리 압연 종료 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만이면, 소망하는 면적률의 베이나이트상이 얻어지지 않는다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 표면 온도가 지나치게 저하되어, 강판 표면에 마르텐사이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 평균 냉각 속도는 60℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 강판의 표면에 있어서의 평균 냉각 속도로 한다.

권취 온도: 300℃ 이상 450℃ 이하

권취 온도가 300℃ 미만에서는, 강판 내부의 조직에, 경질인 마르텐사이트상이나 잔류 오스테나이트상이 형성된다. 그 결과, 열연 강판을 소망하는 조직으로 할 수 없고, 소망하는 인성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 권취 온도가 450℃를 초과하면, 강판 내부의 조직에 있어서, 페라이트나 펄라이트(pearlite)가 증가한다. 그 결과, 베이나이트상의 라스 간격이 증대하기 때문에, 열연 강판의 인성이 현저하게 저하된다. 이상의 이유에 의해, 권취 온도는 300℃ 이상 450℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 330℃ 이상 430℃ 이하이다.

또한, 권취 후, 열연 강판에는 일반적인 방법에 따라, 조질 압연(temper rolling)을 행해도 좋고, 또한, 산세정(pickling)을 행하여 표면에 형성된 스케일(scale)을 제거해도 좋다. 혹은 추가로, 용융 아연 도금(hot dip galvanizing), 전기 아연 도금(electrogalvanizing) 등의 도금 처리(galvanization process)나, 화성 처리(chemical conversion treatment)를 행해도 좋다.

실시예 1

표 1에 나타내는 조성의 용강을 전로로 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 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. 이어서, 이들 강 소재를, 표 2에 나타내는 조건으로 가열하고, 조압연과 표 2에 나타내는 조건의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하고, 마무리 압연 종료 후, 표 2에 나타내는 조건으로 냉각하고, 표 2에 나타내는 권취 온도로 권취하여, 표 2에 나타내는 판두께의 열연 강판으로 했다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험 및, 샤르피 충격 시험을 실시했다. 조직 관찰 방법 및 각종 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(i) 조직 관찰

조직 분율

열연 강판으로부터 주사 전자 현미경(scanning electron microscope)(SEM)용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 부식액(3％ 나이탈 용액(nital solution))으로 조직을 현출시키고, 판두께 1/4 위치 및 판두께 1/2위치(판두께 중앙 위치)에서 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 3000배의 배율로 각 위치, 3시야씩 촬영하여 화상 처리(image treatment)에 의해 각 상의 면적률을 정량화했다.

베이나이트상의 라스의 라스 간격

열연 강판으로부터 크기: 10㎜×15㎜의 시험편을 채취하고, 판두께 1/4 위치 및 판두께 1/2위치(판두께 중앙 위치)에 있어서의 투과형 전자 현미경(transmission electron microscope)(TEM) 관찰용의 박막 시료를 제작하고, TEM을 이용하여 30000배의 배율로 각 위치, 10시야씩 촬영했다. 120㎜×80㎜의 크기의 각 사진에 찍혀 있는 3개 이상 연속하여 나열되어 있는 라스의 장축에 직각으로 10㎜의 간격으로 5개 직선을 긋고, 당해 직선이 라스 경계와 교차하는 선분의 길이를 각각 측정하여, 얻어진 선분의 길이의 평균값을 평균 라스 간격으로 했다.

베이나이트상의 라스의 장축 길이

열연 강판으로부터 주사 전자 현미경(SEM)용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 부식액(3％ 나이탈 용액)으로 조직을 현출시키고, 판두께 1/4 위치 및 판두께 1/2위치(판두께 중앙 위치)에서 주사 전자 현미경(SEM)을 이용하여 10000배의 배율로 각 위치, 5시야씩 촬영했다. 각 사진에 찍혀 있는 3개 이상 연속하여 나열되어 있는 라스의 장축 길이를 10개 이상 측정하여, 얻어진 라스 장축 길이의 평균값을 평균 라스 장축 길이로 했다.

(ⅱ) 인장 시험

열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS5호 시험편(GL: 50㎜)을 채취하고, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(항복점) YP, 인장 강도 TS, 전체 신장 El을 구했다.

(ⅲ) 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)

열연 강판으로부터, 시험편의 긴 방향이 압연 방향과 직각이 되도록, 두께 5㎜의 서브 사이즈 시험편(V노치)을 채취하고, JIS Z 2242의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하고, 온도 －50℃에서의 샤르피 충격값(vE_－50)을 측정하여, 인성을 평가했다. 여기에서, 판두께가 5㎜를 초과하는 열연 강판에 대해서는 양면 연삭으로 판두께를 5㎜로 하여 시험편을 제작하고, 판두께가 5㎜ 이하의 열연 강판에 대해서는 원래 두께로 시험편을 제작하여, 샤르피 충격 시험에 제공했다. 측정된 vE_－ ₅₀값이 40J 이상인 경우를, 인성이 양호하다고 평가했다.

얻어진 결과를 표 3 및 표 4에 나타낸다.

(표 1)

(표 2)

(표 3)

(표 4)

발명예의 열연 강판은, 소망하는 강도(TS: 980㎫ 이상)와, 우수한 인성(vE_-50값: 40J 이상)을 겸비한 열연 강판으로 되어 있다. 또한, 발명예의 열연 강판은, 판두께 1/4 위치 및 판두께 1/2위치(판두께 중앙 위치) 중 어느 것에 있어서도 소망하는 강도와 우수한 인성이 얻어지고 있어, 판두께 방향 전역에 걸쳐 양호한 특성을 구비한 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 열연 강판은, 소정의 강도가 확보되어 있지 않거나, 충분한 인성이 확보되어 있지 않다.

[실시 형태 2: 구멍 확장 가공성에 대해서]

우선, 본 발명 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 각 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는 특별히 언급하지 않는 한, 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.1％ 초과 0.2％ 이하

C는, 베이나이트의 생성을 촉진하고, 강의 강도를 증가시켜, 베이나이트의 생성을 촉진하는 작용을 갖는 원소로서, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, C 함유량을 0.1％ 초과로 할 필요가 있다. 한편, C는 Fe와 결합하여 시멘타이트를 형성하기 때문에, 과잉한 C의 함유는, 시멘타이트 개수를 증가시키고, 보이드의 기점이 되는 시멘타이트끼리의 간격을 좁히게 되어, 국부 연성을 저하시키고, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 또한, 0.2％를 초과하는 과잉한 C의 함유는, 용접성을 저하시킨다. 이러한 점에서, C는 0.1％ 초과 0.2％ 이하의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는, 0.12∼0.17％이다.

Si: 1.0％ 이하

Si는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 조대한 시멘타이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는 원소로서, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. Si는, 특히 조대한 시멘타이트의 생성을 억제하는 작용을 통하여, 보이드의 기점이 되는 시멘타이트의 간격을 넓게 하여, 국부 연성, 구멍 확장 가공성의 개선에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0％를 초과하는 함유는, 강판의 표면 성상을 현저하게 열화시켜, 화성 처리성이나 내식성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Si는 1.0％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.5∼0.9％이다.

Mn: 1.5∼2.5％

Mn은, 고용하여 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 또한 퀀칭성의 향상을 통하여 베이나이트상의 생성을 촉진하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 1.5％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.5％를 초과하여 함유하면, 중앙 편석이 현저해져, 강판의 펀칭 단면 성상(appearances of punched surface)을 저하시키고, 구멍 확장 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn량은 1.5∼2.5％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.7∼2.2％의 범위이다.

P: 0.05％ 이하

P는, 고용하여 강의 강도 증가에 기여하지만, 입계, 특히 구오스테나이트립계에 편석하여, 저온 인성이나 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, P는 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.05％까지의 함유는 허용할 수 있다. 이러한 점에서, P는 0.05％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이하이다.

S: 0.005％ 이하

S는, Ti나 Mn과 결합하여 조대한 황화물을 형성하여, 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, S는 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005％까지의 함유는 허용할 수 있다. 이러한 점에서, S는 0.005％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.003％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이하이다.

Al: 0.10％ 이하

Al은, 탈산제로서 작용하며, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유효하게 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하는 과잉한 함유는, 산화물계 개재물의 증가를 초래하여, 흠집 발생의 원인이 됨과 함께, 강판의 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Al은 0.10％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.01∼0.05％이다.

N: 0.007％ 이하

N은, 질화물 형성 원소와 결합하여 질화물로서 석출되어, 결정립의 미세화에 기여하는 원소이다. 그러나, N은 고온에서 Ti와 결합하여, 조대한 질화물이 되기 쉬워, 구멍 확장 가공시에 보이드의 기점이 되기 쉽다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.007％까지는 허용할 수 있다. 이러한 점에서, N은 0.007％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.006％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

Ti: 0.07∼0.2％

Ti는, 탄질화물을 형성하여 결정립을 미세화하고, 또한 석출 강화에 의해 강의 강도 증가에 기여한다. 또한, Ti는, 300∼500℃(권취 온도) 정도의 온도 범위에서는 미세한 (Ti,V)C의 클러스터를 다수 형성하고, 강 중의 시멘타이트량을 저감하는 작용을 가져, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.07％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.2％를 초과하는 과잉한 함유는, 상기한 효과가 포화되어, 조대한 석출물의 증가를 초래하여, 구멍 확장 가공성의 저하를 초래한다. 또한, Ti는 페라이트상의 생성을 촉진시키기 때문에, 소망하는 조직을 확보할 수 없게 되어, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 이 때문에, Ti는 0.07∼0.2％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.1∼0.15％이다.

V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하

V는, 탄질화물을 형성하여 결정립을 미세화하고, 또한 석출 강화에 의해 강의 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성 향상을 통하여, 베이나이트상의 생성 및 미세화에 공헌하는 원소이다. 또한, V는, 300∼500℃(권취 온도) 정도의 온도 범위에서는 미세한 (Ti,V)C의 클러스터를 다수 형성하고, 강 중의 시멘타이트량을 저감하는 작용을 가져, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.1％ 초과의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.3％를 초과하는 과잉한 함유는, 연성을 저하시킴과 함께, 제조 비용의 상승을 초래한다. 이 때문에, V는 0.1％ 초과 0.3％ 이하의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.13∼0.27％, 더욱 바람직하게는 0.15∼0.25％이다.

상기한 성분이 기본의 성분이지만, 본 발명에서는, 필요에 따라서 기본의 조성에 더하여 추가로, 선택 원소로서, Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상, 및/또는, Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유할 수 있다.

Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상

Nb, B, Cu, Ni, Cr, Mo는 모두, 강판의 강도 증가에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

Nb는, 탄질화물의 형성을 통하여, 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1％를 초과하는 함유는, 변형 저항이 증가하여 열간 압연의 압연 하중이 증가하고, 압연기로의 부담이 지나치게 커져 압연 조업 그 자체가 곤란해짐과 함께, 조대한 석출물을 형성하여, 가공성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Nb는 0.005∼0.1％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01∼0.05％, 더욱 바람직하게는 0.02∼0.04％이다.

B는, 오스테나이트립계에 편석하여, 페라이트의 생성 및 성장을 억제하고, 또한 퀀칭성을 향상시켜, 베이나이트상의 형성 및 미세화에 기여하여, 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, 0.0002％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.002％를 초과하는 함유는 가공성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, B는 0.0002∼0.002％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0005∼0.0015％이다.

Cu는, 고용하여 강의 강도를 증가시킴과 함께, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Cu는, 특히 베이나이트 변태 온도를 저하시켜, 베이나이트상의 미세화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.3％를 초과하는 함유는, 표면 성상(surface quality)의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu는 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01∼0.2％이다.

Ni는, 고용하여 강의 강도를 증가시킴과 함께, 퀀칭성을 향상시켜, 베이나이트상을 생성하기 쉽게 하는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.3％를 초과하여 함유하면, 마르텐사이트상을 생성하기 쉬워져, 구멍 확장 가공성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ni는 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01∼0.2％이다.

Cr은, 탄화물을 형성하여, 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.3％를 초과하는 과잉한 함유는, 강판의 내식성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cr은 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01∼0.2％이다.

Mo는, 퀀칭성을 향상시켜, 베이나이트상을 형성하기 쉽게 하여, 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.3％를 초과하여 함유하면, 마르텐사이트상을 생성하기 쉬워져, 구멍 확장 가공성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Mo는 0.005∼0.3％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01∼0.2％이다.

Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종

Ca 및, REM은 모두, 개재물의 형상 제어(shape control)를 통하여, 구멍 확장 가공성 향상에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종을 함유할 수 있다.

Ca는, 황화물계 개재물의 형상을 제어하여, 구멍 확장 가공성의 향상에 유효하게 기여하는 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, 0.0003％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.01％를 초과하는 과잉한 함유는, 개재물량을 증가시켜 표면 결함을 많이 발생시키는 원인이 된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca는 0.0003∼0.01％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

REM은, Ca와 동일하게, 황화물계 개재물의 형상을 제어하고, 구멍 확장 가공성에 대한 황화물계 개재물의 악영향을 개선하여, 구멍 확장 가공성 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, 0.0003％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.01％를 초과하는 과잉한 함유는, 개재물량을 증가시켜 강의 청정도를 악화시켜, 구멍 확장 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우는, REM은 0.0003∼0.01％의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로서는, O(산소): 0.005％ 이하, W: 0.1％ 이하, Ta: 0.1％ 이하, Co: 0.1％ 이하, Sb: 0.1％ 이하, Sn: 0.1％ 이하, Zr: 0.1％ 이하 등을 허용할 수 있다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 조직 한정의 이유에 대해서 설명을 한다.

본 발명 열연 강판에서는, 주상은 베이나이트상으로 한다. 여기에서 말하는 「주상」은, 면적률로 90％ 이상인 상을 말한다. 베이나이트상 이외의 상을 주상으로 하면, 소망하는 고강도와 양호한 구멍 확장 가공성을 안정적으로 확보할 수 없다. 이러한 점에서, 면적률로 90％ 이상의 베이나이트상을 주상으로 했다. 또한, 바람직하게는 92％ 이상, 보다 바람직하게는 95％ 이상이다.

주상인 베이나이트상 이외의 잔부는, 마르텐사이트상, 오스테나이트상(잔류 오스테나이트상), 페라이트상 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다. 주상 이외의 잔부의 상은, 면적률로 합계 10％ 이하(0％를 포함함)로 한다. 베이나이트상 이외의 잔부의 상이 10％를 초과하면, 소망하는 고강도와 양호한 구멍 확장 가공성을 안정적으로 확보할 수 없다. 특히 마르텐사이트상이 증가하면, 소망하는 양호한 구멍 확장 가공성을 안정적으로 확보할 수 없다.

본 발명 열연 강판은, 상기한 조직을 갖고, 조직 중에 시멘타이트가 분산된 조직을 나타낸다. 시멘타이트는 주로 베이나이트상 중에 분산되어 존재하지만, 베이나이트 이외의 상 중, 혹은 상의 경계에 존재하는 경우도 있다. 본 발명 열연 강판에서는, 조직 중에 분산되는 시멘타이트는, 질량％로 0.8％ 이하, 평균 입경이 150㎚ 이하로 한다.

시멘타이트가, 조직 중에, 질량％로 0.8％를 초과하여 다량으로 분산되면, 분산되는 시멘타이트의 개수가 증가하고, 가공시에 시멘타이트를 기점으로 한 보이드가 연결되기 쉬워져, 국부 연성이 저하되고, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 이 때문에, 시멘타이트는 질량％로 0.8％ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.6％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이다.

또한, 시멘타이트의 평균 입경이 150㎚를 초과하여 조대화되면, 가공시에 시멘타이트를 기점으로 한 조대한 보이드가 발생하기 쉬워져, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 이 때문에, 시멘타이트의 평균 입경을 150㎚ 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 130㎚ 이하, 더욱 바람직하게는 110㎚ 이하이다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명을 한다.

본 발명에서는, 강 소재를, 가열하고 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 제1단 냉각과 제2단 냉각의 2단계로 이루어지는 냉각을 행하고, 이어서 권취하는 공정을 거쳐, 열연 강판으로 한다.

출발재인 강 소재의 제조 방법은, 상기한 조성을 갖는 용강을, 전로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용의 주조 방법으로, 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용의 제조 방법을 모두 적용할 수 있고, 특별히 한정할 필요는 없다. 또한, 조괴-분괴 압연법을 이용해도 하등 문제는 없다.

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 처리 중 적어도 1개의 적용에 의해, 후술하는 인장 특성에 있어서의 신장이나 구멍 확장 가공성을 보다 우수한 레벨로 할 수 있다.

얻어진 강 소재를 우선, 가열 온도: 1200℃ 이상으로 가열한다.

가열 온도: 1200℃ 이상

본 발명에서 사용하는 강 소재에는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소가 포함되어 있지만, 이들 탄질화물 형성 원소는, 대부분이 조대한 탄질화물(석출물)로서 존재하고 있다. 또한, Ti 등의 탄질화물 형성 원소가 조대한 석출물인 채로 존재하면, 석출 강화에 기여하는 미세한 석출물량이 저하된다. 이 때문에, 강판 강도가 저하된다. 이 조대한 석출물을 열간 압연 전에 고용시키기 위해, 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1220℃∼1350℃이다.

이어서, 가열된 강 소재는, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 행해진다.

조압연은, 소망하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 좋고, 그 조건은, 특별히 한정할 필요는 없다. 조압연에 이어서, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃로 하는 마무리 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연 전, 혹은 마무리 압연 스탠드 간의 압연 도중에, 디스케일링(descaling)을 행하는 것은 말할 필요도 없다.

마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃

마무리 압연 종료 온도가 850℃ 미만에서는, 마무리 압연이 페라이트＋오스테나이트의 2상역 압연이 되어, 압연 후에 가공 조직이 잔존하고, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950℃를 초과하여 높아지면, 오스테나이트립이 성장하여, 냉각 후에 얻어지는 열연판의 베이나이트상이 조대화된다. 이 때문에, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 이러한 점에서, 마무리 압연 종료 온도를 850∼950℃의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 870∼930℃이다. 여기에서 말하는 「마무리 압연 종료 온도」는, 표면 온도를 이용하는 것으로 한다.

마무리 압연 종료 후, 제1단 냉각과 제2단 냉각의 2단계로 이루어지는 냉각을 행한다.

제1단 냉각에서는, 마무리 압연을 종료한 후, 1.5s 이내에, 바람직하게는 바로 냉각을 개시하고, 20∼80℃/s의 평균 냉각 속도로 500∼600℃의 제1단 냉각 정지 온도까지 냉각한다.

제1단 냉각의 냉각 개시 시간이, 1.5s를 초과하여 길어지면, 오스테나이트립이 조대해져, 베이나이트상이 조대화한다. 또한, 오스테나이트립이 조대해지면, 강판의 퀀칭성이 상승하고, 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워져, 소망하는 우수한 구멍 확장 가공성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제1단 냉각의 냉각 개시 시간은, 마무리 압연 종료 후, 1.5s 이내로 한정했다.

또한, 제1단 냉각의 평균 냉각 속도가 20℃/s 미만으로 냉각이 늦어지면, 페라이트 혹은 조대한 베이나이트의 생성이 촉진되어, 소망하는 고강도 또는 구멍 확장 가공성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 80℃/s를 초과하여 급랭되면, 마르텐사이트가 생성되기 쉬워 경질화하고, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 이러한 점에서, 제1단 냉각의 평균 냉각 속도를 20∼80℃/s의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 25∼60℃/s이다.

또한, 제1단 냉각 정지 온도가, 500℃ 미만에서는, 전이 비등 영역(transition boiling region)에 들어가 강판 온도의 편차가 커지고, 조직이 불균일해져, 소망하는 우수한 구멍 확장 가공성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 제1단 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하는 고온이 되면, 페라이트 변태가 촉진되어, 소망하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제1단 냉각 정지 온도는 500∼600℃로 한정했다. 또한, 바람직하게는 520∼580℃이다.

제1단 냉각 종료 후, 바로, 3s 이내에, 바람직하게는 바로 제2단 냉각을 개시하고, 90℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 330∼470℃의 제2단 냉각 정지 온도까지 냉각한다.

제2단 냉각의 냉각 개시 시간이, 3s를 초과하여 길어지면, 페라이트 변태가 개시되어, 소망하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 제2단 냉각의 냉각 개시 시간은, 제1단 냉각 종료 후, 3s 이내로 한정했다.

또한, 제2단 냉각의 평균 냉각 속도가 90℃/s 미만에서는, 생성하는 베이나이트가 조대화되어, 소망하는 구멍 확장 가공성을 확보할 수 없게 된다. 이러한 점에서, 제2단 냉각의 평균 냉각 속도를 90℃/s 이상으로 한정했다. 또한, 제2단 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 피냉각판의 판두께나 냉각 설비의 능력과도 관련하여, 250℃/s 정도가 상한이 된다. 또한, 바람직하게는 100∼200℃/s이다.

제2단 냉각 정지 온도가, 330℃ 미만에서는, 강판 조직에, 경질인 마르텐사이트상이나 잔류 오스테나이트상이 형성되어, 소망하는 조직을 확보할 수 없게 되고, 구멍 확장 가공성이 저하된다. 한편, 470℃를 초과하여 고온이 되면, 강판 조직에 페라이트상이나 마르텐사이트상이 증가하여, 소망하는 조직을 확보할 수 없게 되고, 구멍 확장 가공성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 제1단 냉각 정지 온도는 330∼470℃로 한정했다. 또한, 바람직하게는 350∼450℃이다.

제2단 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 당해 제2단 냉각 정지 온도를 권취 온도로 하고, 코일 형상으로 권취하여, 열연 강판(열연 강대)으로 한다.

또한, 상기한 온도는, 강판의 표면 온도를 의미한다.

또한, 권취한 후에, 추가로 열연 강판에는 일반적인 방법에 따라, 조질 압연을 행해도 좋다. 또한, 얻어진 열연 강판에, 산세정을 행하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다. 혹은 산세정 후에, 추가로, 용융 아연 도금, 전기 아연 도금 등의 도금 처리나, 화성 처리를 행해도 좋다.

실시예 2

표 5에 나타내는 조성의 용강을 전로로 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 했다. 연속 주조시에는, 후술하는 표 5∼7B 중의 강 A2의 열연 강판 No.1' 이외의 것에 대해서는, 성분의 편석 저감 처리를 위해, 전자 교반(EMS)을 행했다. 이어서, 이들 강 소재를, 표 6A 및 B에 나타내는 조건으로 가열하여, 조압연과 표 6A 및 B에 나타내는 조건의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하고, 마무리 압연 종료 후, 표 6A 및 B에 나타내는 조건으로 냉각하고, 표 2에 나타내는 권취 온도로 권취하여, 표 6A 및 B에 나타내는 판두께의 열연 강판으로 했다. 일부의 열연 강판에서는, 냉각을 1단계의 냉각으로 했다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험 및, 구멍 확장 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마하여 부식액(3％ 나이탈 용액)으로 조직을 현출하고, 판두께 1/4 위치에 대해서 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 조직을 관찰하고, 3시야에 대해서 조직을 촬영(배율: 3000배)하여, 조직의 분류 및 화상 해석에 의해 각 상의 조직 분율(면적률)을 산출했다.

얻어진 열연 강판의 판두께 1/4 위치로부터 레플리카(replica)용 시험편(크기: 10㎜×15㎜)을 채취하고, 2단 레플리카법(two-stage replica method)에 의해 레플리카막을 제작하여 시멘타이트를 채취하고, 투과형 전자 현미경(TEM)을 이용하여, 채취된 시멘타이트를 관찰하고, 5시야에 대해서 촬영(배율: 50000배)하고, 각 시멘타이트의 입경을 구하고, 평균하여 당해 강판의 시멘타이트의 평균 입경으로 했다. 또한, 애스펙트비를 갖는 시멘타이트의 경우는, 장축 길이와 단축 길이의 평균값을 당해 시멘타이트의 입경으로 했다.

얻어진 열연 강판으로부터 전해 잔사 추출용 시험편(크기: t×50×100㎜)을 채취하고, 10％ AA계 전해액(10vol％ 아세틸아세톤(acetylacetone)-1mass％ 염화테트라메틸암모늄(tetramethylammonium chloride)·메탄올(methanol)) 중에서, 전류 밀도: 20 mA/㎠로, 시험편 전체 두께에 대하여 정전류 전해(constant-current electrolysis)했다. 얻어진 전해액(electrolyte)을 여과하고, 여과지에 남은 전해 잔사를, ICP 분광 분석 장치(inductively-coupled plasma spectrophotometric analyzers)를 이용하여 분석하여, 전해 잔사 중의 Fe량을 측정했다. 정량한 Fe가 모두 Fe₃C라고 가정하고, 다음식

Fe₃C(질량％)＝(1.0716×[정량 Fe(g)])/[전해 중량(g)]×100

으로 석출 시멘타이트량을 산출했다. 또한, Fe의 원자량을 55.85(g/㏖), C의 원자량을 12.01(g/㏖)로 한다. 또한, 전해 중량은, 전해 후의 전해용 시험편을 세정하고, 중량을 측정하여, 전해 전의 시험편 중량으로부터 뺌으로써 구했다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록, JIS 5호 시험편(GL: 50㎜)을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여, 항복 강도(항복점) YP, 인장 강도 TS, 신장 El을 구했다.

(3) 구멍 확장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 구멍 확장 시험용 시험편(크기: t×100×100㎜)을 채취하고, 일본 철강 연맹 규격(The Japan Iron and Steel Federation Standards) JFST 1001에 준거하여, 시험편 중앙에 10㎜φ 펀치(punch)로, 클리어런스(clearance): 판두께의 12.5％로, 펀치 구멍을 펀칭한 후, 당해 펀치 구멍에 60° 원추 펀치(cone punch)를 펀칭 방향으로부터 밀어 올리도록 삽입하고, 균열(crack)이 판두께를 관통한 시점에서의 구멍 지름 d㎜를 구하여, 다음식

λ(％)＝{(d-10)/10}×100

으로 정의되는 구멍 확장률 λ(％)을 산출했다.

또한, 얻어진 열연 강판으로부터, 구멍 확장 시험용 시험편(크기: t×100×100㎜)을 채취하고, 시험편 중앙에 10㎜φ 펀치로, 클리어런스: 25.0％로, 펀치 구멍을 펀칭한 후, 당해 펀치 구멍에 60° 원추 펀치를 펀칭 방향으로부터 밀어 올리도록 삽입하고, 균열이 판두께를 관통한 시점에서의 구멍 지름 d㎜를 구하고, 상기한 식과 동일하게 구멍 확장률 λ(％)을 산출했다. 또한, 클리어런스는, 판두께에 대한 비율(％)이다.

또한, 클리어런스 12.5％로 펀칭한 펀치 구멍에 대하여 행한 구멍 확장 시험으로 얻어진 λ가 60％ 이상, 클리어런스 25.0％로 펀칭한 펀치 구멍에 대하여 행한 구멍 확장 시험으로 얻어진 λ가 40％ 이상인 경우를, 구멍 확장 가공성이 양호라고 평가했다.

얻어진 결과를 표 7A 및 B에 나타낸다.

(표 5)

(표 6A)

(표 6B)

(표 7A)

(표 7B)

본 발명예는 모두, 인장 강도: 980㎫ 이상이라는 고강도와, 우수한 구멍 확장 가공성을 갖는 고강도 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 소망하는 인장 강도가 확보되어 있지 않거나, 혹은 구멍 확장 가공성이 저하되어 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.05％ 이상 0.18％ 이하, Si: 1.0％ 이하,
Mn: 1.0％ 이상 3.5％ 이하, P: 0.04％ 이하,
S: 0.006％ 이하, Al: 0.10％ 이하,
N: 0.008％ 이하, Ti: 0.05％ 이상 0.20％ 이하,
V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 면적률로 85％ 초과의 베이나이트상을 주상(primary phase)으로 하고, 페라이트상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 1종 또는 2종 이상을 제2상으로 하고, 당해 제2상을 면적률로 합계 0％ 이상 15％ 미만 포함하고, 상기 베이나이트상의 라스(lath)의 평균 라스 간격이 400㎚ 이하, 또한, 상기 라스의 평균 장축 길이가 5.0㎛ 이하인 조직을 갖고, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상인 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, B: 0.0002％ 이상 0.0020％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 0.4％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.4％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Ca: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0002％ 이상 0.01％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 조성으로 이루어지는 강 소재를, 1200℃ 이상으로 가열하고, 조압연과 1000℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상 930℃ 이하로 하는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 4.0s 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각하고, 권취 온도 300℃ 이상 450℃ 이하로 권취하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
질량％로,
C: 0.1％ 초과 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하,
Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하,
N: 0.007％ 이하, Ti: 0.07∼0.2％,
V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 또한, 면적률로 90％ 이상의 베이나이트상을 주상으로 하고, 주상 이외의 잔부가 면적률로 10％ 이하의, 마르텐사이트상, 오스테나이트상, 페라이트상 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 조직을 갖고, 또한 조직 중에 분산되는 시멘타이트가 질량％로 0.8％ 이하, 평균 입경이 150㎚ 이하이고, 인장 강도 TS가 980㎫ 이상인 고강도 열연 강판.
제5항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판.
강 소재를, 가열하여 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한 후, 제1단 냉각과 제2단 냉각의 2단계로 이루어지는 냉각을 행하고, 이어서 권취 열연 강판으로 함에 있어서,
상기 강 소재를, 질량％로,
C: 0.1％ 초과 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하,
Mn: 1.5∼2.5％, P: 0.05％ 이하,
S: 0.005％ 이하, Al: 0.10％ 이하,
N: 0.007％ 이하, Ti: 0.07∼0.2％,
V: 0.1％ 초과 0.3％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 가열이 상기 강 소재를 1200℃ 이상으로 가열하는 처리이고, 상기 마무리 압연이, 마무리 압연 종료 온도: 850∼950℃로 하는 압연이고, 상기 제1단 냉각이, 상기 마무리 압연을 종료한 후, 1.5s 이내에 냉각을 개시하고, 20∼80℃/s의 평균 냉각 속도로 500∼600℃의 제1단 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각이고, 상기 제2단 냉각이, 상기 제1단 냉각 종료 후, 3s 이내에 90℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 330∼470℃의 제2단 냉각 정지 온도까지 냉각하는 냉각이고, 상기 제2단 냉각 종료 후, 상기 제2단 냉각 정지 온도를 권취 온도로 하여 권취하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, B: 0.0002∼0.002％, Cu: 0.005∼0.3％, Ni: 0.005∼0.3％, Cr: 0.005∼0.3％, Mo: 0.005∼0.3％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제8항 또는 제9항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.0003∼0.01％, REM: 0.0003∼0.01％ 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.