KR100853328B1

KR100853328B1 - 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판

Info

Publication number: KR100853328B1
Application number: KR1020067007180A
Authority: KR
Inventors: 리끼 오까모또; 히로까즈 다니구찌; 마사시 후꾸다
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2003-10-17
Filing date: 2003-12-26
Publication date: 2008-08-21
Anticipated expiration: 2023-12-26
Also published as: US20070131320A1; EP1681362B1; WO2005038064A1; US8182740B2; EP1681362A1; CA2676781C; CA2542762C; CA2676781A1; EP2192205A1; EP1681362A4; CA2542762A1; US20100111749A1; EP2192205B1; US8192683B2; AU2003292689A1; KR20060066745A; KR20080053532A

Abstract

질량 ％로, C : 0.01 내지 0.20 ％, Si : 1.5 ％ 이하, Al : 1.5 ％ 이하, Mn : 0.5 내지 3.5 ％, P : 0.2 ％ 이하, S : 0.0005 ％ 내지 0.009 ％, N : 0.009 ％ 이하, Mg : 0.0006 내지 0.01 ％, O : 0.005 ％ 이하 및 Ti : 0.01 내지 0.20 ％, Nb : 0.01 내지 0.10 ％의 1종 또는 2종 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn ％, Mg ％, S ％ 및 O ％가 하기식을 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트를 주체로 한 조직인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판이다.

[Mg ％]≥([O ％]/16 × 0.8)× 24 …(식 1)

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

[S ％]≤ 0.0075/[Mn ％] …(식 3)

고강도 박강판, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트

Description

구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판 {HIGH STRENGTH THIN STEEL SHEET EXCELLENT IN HOLE EXPANSIBILITY AND DUCTILITY}

본 발명은 주로 프레스 가공되는 자동차용 강판으로서 사용되는 6.0 ㎜ 정도 이하의 판 두께이고, 590 N/㎟ 이상, 또는 980 N/㎟ 이상의 인장 강도를 갖고, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 연비 개선 대책으로서의 차체 경량화, 부품의 일체 성형에 의한 비용 저감의 요구가 강해져 프레스 성형성이 우수한 열연 고강도 강판의 개발이 진행되어 왔다. 종래, 가공용 열연 강판으로서는 페라이트 마르텐사이트 조직으로 이루어지는 2상 조직(Dual Phase) 강판이 알려져 있다.

2상 조직 강판은 연질인 페라이트상과 경질인 마르텐사이트상의 복합 조직으로 구성되어 있고, 현저하게 경도가 다른 양 상의 계면으로부터 보이드가 발생하여 깨짐이 생기기 때문에 구멍 확장성이 떨어지는 문제가 있고, 주변 부품 등의 높은 구멍 확장성이 요구되는 용도에는 부적합하였다.

이에 대해 일본 특허 공개 평4-88125호 공보, 일본 특허 공개 평3-180426호 공보에서는 베이나이트를 주체로 한 조직에 의해 구멍 확장성이 우수한 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있지만, 이 강판은 연신률 특성이 떨어지므로 적용 부품 에 제약이 있었다.

구멍 확장성과 연성을 양립하는 기술로서, 일본 특허 공개 평6-293910호 공보, 일본 특허 공개 2002-180188호 공보, 일본 특허 공개 2002-180189호 공보, 일본 특허 공개 2002-180190호 공보에서는 페라이트 ＋ 베이나이트의 혼합 조직에 의한 강판이 제안되어 있지만, 자동차의 한층 경량화 지향, 부품의 복잡화 등을 배경으로 더 높은 구멍 확장성이 요구되고, 상기 기술에서는 완전히 대응하지 않는 고도의 가공성, 고강도화가 요구되고 있다.

또한, 본 발명자들은 일본 특허 공개 2001-342543호 공보, 일본 특허 공개 2002-20838호 공보에서 연신률의 열화를 수반하지 않고, 구멍 확장성 향상의 수단으로서 펀칭 구멍의 크랙의 상태가 중요한 것을 발견하고, (Ti, Nb)N의 미세화에 의해 펀칭 구멍의 단면에 미세 균일한 보이드를 생성시킴으로써 구멍 확장 가공 시의 응력의 집중을 완화하고, 구멍 확장성을 향상시킬 수 있는 것을 발견하였다.

그리고, 이 (Ti, Nb)N의 미세화의 수단으로서, Mg계의 산화물의 이용을 제안하였다. 그러나, 본 발명에서는 산화물만을 제어하고 있지만, 산소의 제어는 자유도가 적고, 탈산 후의 한정된 자유 산소를 이용하기 때문에, 총량이 적고, 소정의 분산 상태를 얻는 것이 어려워 충분한 효과를 얻는 것이 곤란하였다.

본 발명은 상기 종래의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 590 N/㎟ 이상, 또는 980 N/㎟ 클래스 이상의 인장 강도를 갖고, 우수한 구멍 확장성과 연성을 양립시킨 고강도 박강판을 제공하는 것이다.

본 발명자들은 펀칭 구멍의 단면에 미세 균일한 보이드를 생성시킴으로써 구멍 확장 가공 시의 응력의 집중을 완화하여 구멍 확장성을 향상시키기 때문에, (Ti, Nb)N의 미세화의 수법에 대해 다양한 실험, 검토를 거듭하였다.

그 결과, 종래, 황화물은 구멍 확장성의 열화를 일으킨다고 알려져 있지만, 고온에서 석출되는 Mg계 황화물은 (Ti, Nb)N 석출물의 생성핵으로서 작용하고, 저온에서 석출되는 Mg계 황화물은 (Ti, Nb)N과의 경합 석출에 의해 (Ti, Nb)N의 성장을 억제하는 작용이 있고, 결국 Mg계 황화물은 TiN 미세화에 의한 구멍 확장성의 향상에 기여하는 것을 발견하였다.

그리고 Mn계 황화물의 석출을 회피하고, Mg계 황화물의 석출에 의해 상기 작용을 얻기 위해서는 O, Mg, Mn 및 S의 첨가량을 임의의 조건으로 넣은 것이 필요하고, 이에 의해 Mg계 산화물을 단독으로 이용하는 것에 비해 보다 미세한 (Ti, Nb)N의 균일 미세화를 용이하게 달성할 수 있는 것을 발견하였다. 그리고, 이 지견을 기초로 하여 이하의 발명을 이루는 데 도달하였다.

(1) 질량 ％로,

C : 0.01 ％ 이상, 0.20 ％ 이하,

Si : 1.5 ％ 이하,

Al : 1.5 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상, 3.5 ％ 이하,

P : 0.2 ％ 이하,

S : 0.0005 ％ 이상, 0.009 ％ 이하,

N : 0.009 ％ 이하,

Mg : 0.0006 ％ 이상, 0.01 ％ 이하,

O : 0.005 ％ 이하,

및

Ti : 0.01 ％ 이상, 0.20 ％ 이하,

Nb : 0.01 ％ 이상, 0.10 ％ 이하

의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn ％, Mg ％, S ％ 및 O ％가, 식 1 내지 식 3을 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 또는 2종 이상을 주체로 한 조직인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

[Mg ％]≥([O ％]/16 × 0.8)× 24 …(식 1)

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

[S ％]≤ 0.0075/[Mn ％] …(식 3)

(2) 또한, MgO, MgS 및(Nb, Ti)N의 복합 석출물에 있어서, 0.05 ㎛ 이상, 3.0 ㎛ 이하의 석출물이 1 평방 ㎜당 5.0 × 10²개 이상, 1.0 × 10⁷개 이하 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

(3) 질량 ％로, Al ％ 및 Si ％가 식 4를 더 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

[Si ％]＋ 2.2 ×[Al ％]≥ 0.35 …(식 4)

(4) 질량 ％로,

또한, Al ％ 및 Si ％가 식 4를 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (2)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

[Si ％]＋ 2.2 ×[Al ％]≥ 0.35 …(식 4)

(5) 질량 ％로, Ti ％, C ％, Mn ％ 및 Nb ％가 식 5 내지 식 7을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 980 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

0.9 ≤ 48/12 ×[C ％]/[Ti ％]＜ 1.7 …(식 5)

50227 ×[C ％]－ 4479 ×[Mn ％]＞－9860 …(식 6)

811 ×[C ％]＋ 135 ×[Mn ％]＋ 602 ×[Ti ％]＋ 794 ×[Nb ％]＞ 465 …(식 7)

(6) 질량 ％로, C ％, Si ％, Al ％ 및 Mn ％가 식 8을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)

(7) 상기 강 조직의 결정립에 있어서, 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

(8) 상기 강 조직의 페라이트의 결정립에 있어서, 입경 2 ㎛ 이상의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 상기 (7)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

(9) 질량 ％로, C ％, Si ％, Mn ％ 및 Al ％가 식 8을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)

(10) 상기 강 조직의 결정립에 있어서, 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

(11) 상기 강 조직의 페라이트의 결정립에 있어서, 입경 2 ㎛ 이상의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 상기 (10)에 기재된 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

(12) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 미만에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.

(13) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 650 ℃ 내지 750 ℃까지 냉각하고, 계속해서 상기 온도에서 15초 이하로 공냉한 후 다시 냉각하고, 300 ℃ 미만에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.

(14) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상, 600 ℃ 이하에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.

(15) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 650 ℃ 내지 750 ℃까지 냉각하고, 계속해서 상기 온도에서 15초 이하 공냉한 후 다시 냉각하고, 300 ℃ 이상, 600 ℃ 이하에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.

도1은 인장 강도와 연신률의 관계를 나타내는 도면이다.

도2는 인장 강도와 구멍 확장비의 관계를 나타내는 도면이다.

도3은 인장 강도와 연신률의 관계를 나타내는 도면이다.

도4는 인장 강도와 구멍 확장비의 관계를 나타내는 도면이다.

도5는 연신률과 ds/dl의 관계를 나타내는 도면이다.

도6은 연신률과 2 ㎛ 이상의 페라이트 입자의 비율의 관계를 나타내는 도면이다.

도7은 인장 강도와 연신률의 관계를 나타내는 도면이다.

도8은 인장 강도와 구멍 확장비의 관계를 나타내는 도면이다.

도9는 연신률과 ds/dl의 관계를 나타내는 도면이다.

도10은 연신률과 2 ㎛ 이상의 페라이트 입자의 비율의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명은 구멍 확장성의 개선에 있어서, 펀칭 구멍의 단부면 성상(性狀)에 착안한 것으로, O, Mg, Mn 및 S의 첨가량을 소정 조건 하에서 조정함으로써 Mg계 산화물과 황화물을 균일하고 미세하게 석출시켜 펀칭 시의 조대 크랙 발생을 억제하고, 단부면 성상을 균일화함으로써 구멍 확장성을 개선하는 것이다.

이하에, 본 발명의 구성 요건에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 고강도 박강판(본 발명 강판)의 성분 조성의 한정 이유에 대해 서술한다. 또한, ％는 질량 ％를 의미한다.

C는 강의 가공성에 영향을 미치는 원소이고, 함유량이 많아지면 가공성이 열화된다. 특히 0.20 ％를 초과하면 구멍 확장성에 유해한 탄화물(펄라이트, 시멘타이트)이 생성되기 때문에, 0.20 ％ 이하로 한다. 단, 특히 높은 구멍 확장성이 요구되는 경우, 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 소요의 강도를 확보하는 점에서 0.01 ％ 이상은 필요하다.

Si는 유해한 탄화물의 생성을 억제하고 페라이트 분률(分率)을 증가시켜 연신률을 향상시키는 데 유효한 원소이고, 또한 고체 용융 강화에 의해 재료 강도를 확보하기 위해서도 유효한 원소이다. 그로 인해, Si를 첨가하는 것이 바람직하지만, 첨가량이 증가되면 화성 처리성이 저하되는 것 외에 점 용접성도 열화되기 때문에, 1.5 ％를 상한으로 한다.

Al은 Si와 마찬가지로 유해한 탄화물의 생성을 억제하고 페라이트 분률을 증가시켜 연신률을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 특히, 연성과 화성 처리성(化成處理性)을 양립하기 위해 필요한 원소이다.

또한, Al은 종래부터 탈산에 필요한 원소이고, 통상, 0.01 내지 0.07 ％ 정도 첨가하지만, 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 저Si계에 있어서도 Al을 다량으로 첨가함으로써 연성을 열화시키지 않고, 화성 처리성을 개선할 수 있는 것을 발견하였다.

그러나, 첨가량이 증가하면, 연성 향상의 효과가 포화될 뿐, 화성 처리성이 저하되고, 또한 점 용접성도 열화되기 때문에, 1.5 ％를 상한으로 한다. 특히, 화성 처리가 엄격한 조건에서는 1.0 ％를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

Mn은 강도 확보에 필요한 원소이고, 최저 0.50 ％의 첨가가 필요하다. 그리고, 켄칭성을 확보하여 안정된 강도를 얻기 위해서는 2.0 ％ 초과의 첨가가 바람직하다. 그러나, 다량으로 첨가하면 미크로 편석이나, 매크로 편석이 일어나기 쉬워지고, 이들 편석은 구멍 확장성을 열화시킨다. 그로 인해, 3.5 ％를 상한으로 한다.

P는 강판의 강도를 높이는 원소이고, 또한 Cu와의 동시 첨가에 의해 내부식성을 향상시키는 원소이지만, 함유량이 많으면 용접성, 가공성, 인성의 열화를 일으킨다. 그로 인해, 함유량을 0.2 ％ 이하로 한다. 특히 내식성이 문제가 되지 않는 경우, 가공성을 중시하여 0.03 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

S는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 첨가 원소 중 하나이다. S는 Mg과 결합하고 황화물을 생성하여 (Ti, Nb)N의 핵이 되고, 또한 (Ti, Nb)N의 성장을 억제함으로써 (Ti, Nb)N의 미세화에 기여하여 구멍 확장성의 비약적인 향상을 초래한다.

이 효과를 얻기 위해서는 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하고, 0.001 ％ 이상의 첨가가 바람직하다. 단, 과잉의 첨가는 Mn계 황화물을 형성하고, 반대로 구멍 확장성을 열화시키기 때문에, 0.009 ％를 상한으로 한다.

N은 (Ti, Nb)N의 생성에 기여하기 때문에, 가공성을 확보하기 위해서는 적은 쪽이 좋다. 0.009 ％를 초과하면 조대한 TiN이 생성되어 가공성이 열화되기 때문 에, N량은 0.009 ％ 이하로 한다.

Mg은 본 발명에 있어서의 가장 중요한 첨가 원소 중 하나이다. Mg는 산소와 결합하여 산화물을 형성하고, 또한 S와 결합하여 황화물을 형성한다. 생성되는 Mg계 산화물 및 Mg계 황화물은 Mg을 첨가하지 않는 종래의 강에 비해 석출물의 사이즈가 작고, 균일하게 분산된 분포 상태가 된다.

강 중에 미세하게 분산된 이들 석출물은 (Ti, Nb)N의 미세 분산에 기여하여 구멍 확장성의 향상에 효과가 있다.

단, 0.0006 ％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 0.0006 이상의 첨가가 필요하다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0015 ％ 이상의 첨가가 바람직하다.

한편, 0.01 ％ 초과의 첨가는 개선 효과가 포화될 뿐만 아니라, 반대로 강의 청정도를 열화시키고 구멍 확장성이나 연성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.01 ％로 한다.

O는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 첨가 원소 중 하나이다. Mg와 결합하고 산화물을 형성하여 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 그러나, 과잉의 첨가는 강의 청정도를 열화시켜 연신률의 열화를 일으키기 때문에, 0.005 ％를 상한으로 한다.

Ti 및 Nb는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 첨가 원소 중 하나이다. Ti 및 Nb는 탄화물을 형성하여 강도의 증가에 유효한 원소이고, 경도의 균일화에 기여하여 구멍 확장성을 개선한다. 또한, Ti 및 Nb는 Mg계 산화물 및 Mg계 황화물을 핵으로, 미세하고 균일한 질화물을 형성하고, 이 질화물이 펀칭 시에 미세 보이드를 형성하여 응력 집중을 억제함으로써 조대 크랙의 발생을 억제하고, 그 결과, 구멍 확장성이 비약적으로 향상된다고 판단된다.

이들 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 Nb, Ti 모두 적어도 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다.

그러나, 첨가량이 과도해지면 석출 강화에 의해 연성이 열화되므로 상한으로서, Ti는 0.20 ％, Nb는 0.10 ％로 한다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도, 복합으로 첨가해도 효과가 있다.

또한, 본 발명 강판에 있어서는, 하기 원소의 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 좋다.

Ca, Zr, REM은 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여 구멍 확장성의 향상에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, 적어도 1종류 또는 2종류 이상을 0.0005 ％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 다량의 첨가는 반대로 강의 청정도를 악화시켜 구멍 확장성, 연성을 손상시킨다. 그로 인해, 상한을 0.01 ％로 한다.

Cu는 P와의 복합 첨가에 의해 내부식성을 향상시키는 원소이다. 이 작용을 얻기 위해서는 0.04 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 다량의 첨가는 켄칭(quenching)성을 증가시켜 연성을 손상시키기 때문에 상한을 0.4 ％로 한다.

Ni는 Cu를 첨가하였을 때의 열간 깨짐을 억제하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 다량의 첨가는 Cu와 마찬가지로 켄칭성을 증가시켜 연성을 손상시키기 때문에 상한을 0.3 ％로 한다.

Mo는 시멘타이트의 생성을 억제하여 구멍 확장성을 향상시키는 데 유효한 원 소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 단, Mo도 켄칭성을 높이는 원소이고, 과잉의 첨가는 연성을 저하시키기 때문에 상한을 0.5 ％로 한다.

V는 탄화물을 형성하여 강도 확보에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 단, 다량의 첨가는 연신률을 저감시키고, 또한 첨가 비용도 고가이기 때문에, 상한을 0.1 ％로 한다.

Cr도, V와 마찬가지로 탄화물을 형성하여 강도 확보에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 단, Cr도 켄칭성을 높이는 원소이고, 다량의 첨가는 연신률을 저감시키기 때문에 상한을 1.0 ％로 한다.

B는 입계를 강하게 하여 초하이텐에서 과제가 되는 2차 가공 깨짐의 개선에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.0003 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 단, B도 켄칭성을 높이는 원소이고, 다량의 첨가는 연성을 저하시키기 때문에, 상한을 0.001 ％로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구한 결과, O, Mg, Mn 및 S의 첨가량을 소정의 조건 하에서 조정함으로써 Mg계 산화물 및 Mg계 황화물을 이용하여 (Nb, Ti) N을 미세 분산시키는 것이 가능한 것을 발견하였다.

즉, Mg계 산화물을 충분히 석출시키는 것 및 Mn계 황화물의 석출을 억제하면서 Mg계 황화물의 석출 온도를 제어하고, Mg계 황화물을 석출시킴으로써 상술한 핵으로서의 작용, 성장 억제의 작용을 이용하는 것이 가능해진다. 이로 인해, 이하의 3개의 관계식을 도출하였다. 이하에 설명한다.

본 발명에서는 Mg계 산화물에 부가하여 Mg계 황화물을 이용하기 때문에 Mg는 O량 이상의 첨가가 필요하다. 단, O는 Al등 다른 원소와도 산화물을 형성하지만, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, Mg와 결합하는 유효 O는 분석량의 8할이고, 이 양 이상의 Mg 첨가가 구멍 확장성의 향상에 작용하는 충분한 황화물을 형성하기 위해 필요하다. 그로 인해, Mg 첨가량은 식 1을 만족시킬 필요가 있다.

한편, Mg계 황화물의 형성에 있어서, S는 필수 원소이지만, S량이 많아지면 S는 Mn계 황화물이 된다. 이 Mn계 황화물의 석출량이 소량이면 Mg계 황화물과 복합 상태로 존재하여 구멍 확장성의 열화에는 영향을 미치지 않지만, 다량으로 석출되면 상세한 것은 명백하지 않지만, 단독 석출 또는 Mg계 황화물의 특성에 영향을 미쳐 구멍 확장성을 열화시킨다. 이로 인해, S량은 Mg, 유효 O량에 대해 식 2를 만족시킬 필요가 있다.

또한, Mn량 및 S량이 모두 많은 조건에서는 고온에서 Mn계 황화물이 석출되고, Mg계의 황화물의 생성을 억제하여 충분한 구멍 확장성의 향상을 얻을 수 없게 된다. 그로 인해, Mn량 및 S량은 식 3을 만족시킬 필요가 있다.

[Mg ％]≥([O ％]/16 × 0.8)× 24 …(식 1)

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

[S ％]≤ 0.0075/[Mn ％] …(식 3)

펀칭 구멍의 단면에 미세하고 균일한 보이드를 생성시킴으로써 구멍 확장 가공 시의 응력 집중을 완화시키고, 구멍 확장성을 향상시키기 위해서는, (Nb, Ti)N의 균일 미세화가 중요하다. (Nb, Ti)N의 사이즈가 작을 때, 미세하고 균일한 보 이드의 생성 기점이 되지 않고, 한편 지나치게 크면 조대 크랙의 기점이 된다.

또한, 이 석출물의 석출 개수가 적으면 펀칭 시에 발생하는 미세 보이드의 수가 부족해, 조대한 크랙의 발생을 억제하는 효과를 얻을 수 없다고 판단된다.

본 발명자들은 예의 검토한 결과, (Nb, Ti)N을 균일하고 또한 미세하게 석출시키는 수법으로서, MgO 및 MgS와의 복합 석출을 이용할 수 있는 것을 발견하였다. 그 이유는 확정되지 않지만, 산화물 외에 황화물의 복합 이용에 있어서는 효과를 발휘하는 복합 석출물의 사이즈 및 석출물 밀도로서, MgO, MgS 및 (Nb, Ti)N의 복합 석출물이고, 0.05 ㎛ 이상, 3.0 ㎛ 이하의 석출물이 1 평방 ㎜당 5.0 × 10²개 이상, 1.0 × 10⁷개 이하 포함할 필요가 있는 것을 발견하였다. 이때, 복합 산화물에 Al₂0₃, SiO₂가 포함되어 있어도 본 효과는 손상되는 것은 아니고, 소량이면 MnS가 포함되어 있어도 효과는 손상되지 않는다.

또한, 본 발명에서 규정한 복합 석출물의 분산 상태는, 예를 들어 이하의 방법에 의해 정량적으로 측정된다. 모재 강판의 임의의 장소로부터 추출 레플리카 시료를 작성하고, 이를 투과 전자 현미경(TEM)을 이용하여 배율 5000 내지 20000배이고, 적어도 5000 ㎛²이상, 바람직하게는 50000 ㎛² 이상의 면적에 걸쳐서 관찰하고, 대상이 되는 복합 개재물의 개수를 측정하여 단위 면적당의 개수로 환산한다.

이때, 산화물과 (Nb, Ti)N의 동정(同定)에는 TEM에 부속의 에너지 분산형 X선 분광법(EDS)에 의한 조성 분석과, TEM에 의한 전자선 회절상의 결정 구조 해석 에 의해 행해진다. 이와 같은 동정을 측정하는 모든 복합 개재물에 대해 행하는 것이 번잡한 경우, 간이적으로 다음의 순서에 따른다.

우선, 대상이 되는 사이즈의 개수를 형상, 사이즈별로 상기한 요령으로 측정하고, 이들 중 형상, 사이즈가 다른 전체에 대해 각각 10개 이상에 대해 상기한 요령으로 동정을 행하여 산화물과 (Nb, Ti)N의 비율을 산출한다. 그리고, 처음에 측정된 개재물의 개수에 이 비율을 곱한다.

강 중의 탄화물이 상기 TEM 관찰을 방해하는 경우, 열처리에 의해 탄화물을 응집 조대화 또는 용해시켜 대상이 되는 복합 개재물의 관찰을 용이하게 행할 수 있다.

Si와 Al은 연성을 확보하기 위한 조직 제어상 매우 중요한 원소이다. 단, Si는 열연 공정에서 Si 스케일이라 불리우는 표면의 요철이 발생하는 경우가 있고, 이에 의해 제품 외관이 손상되는 것 외에 프레스 후에 실시되는 화성 처리나 도장에 있어서, 화성 처리막의 생성이 나쁜 경우나 도장의 밀착성이 나쁜 경우가 발생한다.

이로 인해, 일부의 화성 처리성이 엄격한 용도로는, 다량의 Si는 첨가할 수 없는 경우가 생긴다. 이때, 연성과 화성 처리성의 양립을 달성하기 위해서는 Al에 의한 Si 대체가 가능하지만, Si, Al 모두 첨가량이 다량이 되면 페라이트상 분률이 증대되어 목적의 강도를 얻을 수 없게 된다.

그래서, 충분한 강도를 확보하고, 연성을 확보하기 위해서는, Si량과 Al량은 식 4를 만족시킬 필요가 있다. 단, 특히 연신률이 과제가 될 때에는 0.9 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[Si ％]＋ 2.2 ×[Al ％]≥ 0.35 …(식 4)

다음에, 본 발명 강판의 조직에 대해 설명한다.

본 발명은 펀칭 시의 단면 성상을 개선하는 기술이므로, 강 조직이 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 중 어떠한 상을 포함하고 있어도 소요의 효과를 발휘한다.

그러나, 강 조직은 기계적 성질에 영향을 미치기 때문에, 소요의 기계적 성질에 따라서 조직을 제어한다.

(1) 베이나이트를 주체로 하는 강판(본 발명 강판 B)

980 ㎫ 초과의 강도를 확보하기 위해서는 강화 기구로서 조직 강화를 사용할 필요가 있고, 가공성 중, 특히 구멍 확장성을 높이기 위해서는 조직을, 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 할 필요가 있다.

이때, 제2 상을 페라이트로 하면 연성이 향상되므로, 제2 상으로서 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명 강판 B에서는 조직 중에 오스테나이트가 잔존해도 본 발명의 효과를 방해하는 것은 아니지만, 조대한 시멘타이트, 펄라이트는 Mg계 석출물에 의한 단부면 성상의 개선 효과를 저감시키기 때문에 바람직하지 않다.

강도가 980 N/㎟ 초과의 강은 고강도화에 수반하여 연성이나, 구멍 확장성이 열화된다. 본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구한 결과, Mg계 석출물에 의한 펀칭 단부면 성상의 개선에 의한 구멍 확장성 개선 효과와, 강도를 확 보하면서 연성을 확보하는 수단으로서 베이나이트 주체의 강 조직에 있어서, C, Mn, Ti, Nb의 성분량의 범위를 규정하는 것이 유효하다는 것을 발견하였다.

즉, TiC 석출 강화의 최대한의 이용과, Mn, C에 의한 조직 강화의 재질에 미치는 영향을 명확화함으로써 하기에 나타내는 3개의 관계식을 도출하였다. 이하에 설명한다.

Ti에 비해 C의 첨가량이 적으면 고체 용융 Ti의 증가에 의해 연신률을 열화시키기 때문에, 0.9 ≤ 48/12 × C/Ti로 한다. 한편, C가 Ti에 비해 지나치게 높으면 열연 가열 중에 TiC가 석출되어 강도 상승의 효과를 얻을 수 없게 되는 것에 부가하여 제2 상 중 C량의 증가에 의한 구멍 확장성의 열화를 수반한다.

이는 Mg계 석출물에 의한 단부면 성상 개선 효과의 저감으로도 이어지기 때문에, 48/12 × C/Ti는 1.7을 상한으로 한다.

즉, Ti량과 C량은 식 5를 만족시킬 필요가 있다.

0.9 ≤ 48/12 × C/Ti ＜ 1.7 …(식 5)

특히, 구멍 확장성을 중시하는 경우, 1.0 ≤ 48/12 × C/Ti ＜ 1.3으로 하는 것이 바람직하다.

Mn의 첨가량의 증대에 수반하여 페라이트 생성이 억제되므로, 제2 상 분률이 증대되어 강도의 확보는 용이해지지만, 연신률의 저하를 초래한다. 한편, C는 제2 상을 딱딱하게 하여 구멍 확장성을 열화시키지만 연신률을 개선한다.

그래서, 980 N/㎟ 초과의 인장 강도에 있어서 요구되는 연신률을 확보하기 위해 C량과 Mn량은 식 6을 만족시킬 필요가 있다.

50227 × C － 4479 × Mn ＞－9860 …(식 6)

가공성을 확보하기 위해서는 상기한 2개의 식을 만족시킬 필요가 있다. 780 N/㎟ 레벨의 강판이면, 강도를 확보하면서 상기한 식 2를 만족시키는 것은 비교적 용이하지만, 980 N/㎟ 초과의 강도를 확보하기 위해서는 구멍 확장성을 열화시키는 C나, 연신률을 열화시키는 Mn의 첨가는 부득이하다.

980 N/㎟ 초과의 강도를 확보하기 위해서는 상기한 2개의 식을 만족시키면서 식 7을 만족시키는 범위로 성분을 조정할 필요가 있다.

811 × C ＋ 135 × Mn ＋ 602 × Ti ＋ 794 × Nb ＞ 465 …(식 7)

다음에, 제조 방법에 대해 설명한다.

마무리 압연 종료 온도는 페라이트의 생성을 방해하고 구멍 확장성을 양호하게 하기 위해, Ar₃ 변태점 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 지나치게 고온으로 하면 조직의 조대화에 의한 강도 저감, 연성의 저하를 초래하기 때문에 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉각 속도는 구멍 확장성에 유해한 탄화물 형성을 억제하고, 높은 구멍 확장비를 얻기 위해서는 20 ℃/초 이상이 필요하다.

권취 온도는, 300 ℃ 미만에서는 마르텐사이트가 생성되어 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 300 ℃ 이상으로 한다.

또한, 저온 생성 베이나이트는 마르텐사이트 정도는 아니지만 제2 상으로서 존재하면 구멍 확장성이 열화된다. 이로 인해, 350 ℃ 이상에서 권취하는 것이 바 람직하다.

권취 온도가 600 ℃ 초과가 되면 구멍 확장성에 유해한 펄라이트, 시멘타이트가 생성되므로, 권취 온도는 600 ℃ 이하로 한다.

연속 냉각 중인 공냉은 페라이트상의 점유율을 증가시키고, 연성을 향상시키기 위해 유효하다. 그러나, 공냉 온도, 공냉 시간에 따라서는 펄라이트가 생성되어 반대로 연성이 저하될 뿐만 아니라, 구멍 확장성이 현저히 저하된다.

공냉 온도가 650 ℃ 미만에서는 구멍 확장성에 유해한 펄라이트가 빠른 시기에 발생하기 때문에, 공냉 온도는 650 ℃ 이상으로 한다.

한편, 공냉 온도가 750 ℃ 초과이면, 페라이트의 생성이 지연되어 공냉의 효과를 얻기 어려울 뿐만 아니라, 그 후의 냉각 중에 있어서 파라이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 공냉 온도를 750 ℃ 이하로 한다.

15초를 초과하는 공냉은 페라이트의 증가가 포화될 뿐만 아니라, 그 후의 냉각 속도, 권취 온도의 제어에 부하를 가한다. 그로 인해, 공냉 시간은 15초 이하로 한다.

(2) 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 강판(본 발명 강판 FM)

단부면 제어 기술은 강판의 구멍 확장성의 향상에 관계되는 기술이므로, 연성과 구멍 확장성을 모두 높은 값으로 확보하기 위해서는 강 조직에서 연신률을 확보할 필요가 있다. 그러기 위해서는 강 조직을 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직으로 할 필요가 있다.

이때, 페라이트가 50 ％ 이상 존재하면, 특히 연성을 높게 확보할 수 있으므 로, 페라이트 분률을 50 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명 강판 FM에서는 조직 중에 오스테나이트가 잔존해도 본 발명의 효과를 방해하지 않지만, 조대한 시멘타이트, 펄라이트는 Mg계 석출물에 의한 단부면 성상의 개선 효과를 저감시키기 때문에 바람직하지 않다.

열연에서는 마무리 압연 후, 단시간 사이에 원하는 조직을 형성해야만 하지만, 원하는 조직의 형성에는 성분 조성의 영향이 매우 강하게 나타난다. 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 할 때 연성을 향상시키기 위해서는 페라이트 분률의 확보가 중요하다.

연성의 개선에 효과적인 페라이트 분률을 확보하기 위해서는, C, Si, Mn 및 Al의 각 양은 이하의 식 8을 만족시킬 필요가 있다. 식 8의 값이 －100 미만이 되면 충분한 양의 페라이트를 얻을 수 없고, 제2 상 분률이 증가하기 때문에 연성이 열화된다.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)

본 발명자들은 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트가 주체인 강에 있어서, Mg계 석출물에 의한 펀칭 단부면 성상의 개선에 의한 구멍 확장성 개선 효과를 저감시키지 않고, 연성을 개선하는 수단을 예의 연구하였다. 그 결과, 페라이트의 형상과 페라이트 입경을 제어하는 것이 연성 개선 수단으로서 유효하게 작용하는 것을 발견하였다. 이하에 설명한다.

페라이트 입자의 형상은 본 발명 강판 FM에 있어서 연성을 향상시키기 위한 중요한 지표 중 하나이다. 일반적으로, 고합금 성분계에 있어서는 압연 방향으로 연신된 페라이트 입자가 많다. 본 발명자들이 예의 연구한 결과, 이 연신 입자가 연성의 열화를 초래하는 것을 발견하고, 또한 지표로서 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 미만인 결정립의 존재 확률을 낮게 하는 것이 유효하다는 것을 발견하였다.

페라이트 결정립의 제어에 의해 연성 향상의 효과를 충분히 얻기 위해서는 페라이트 결정에 있어서 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것이 필요하다.

페라이트 입경은 본 발명에 있어서 연성을 향상시키기 위한 중요한 지표 중 하나이다. 일반적으로, 고강도화에 수반하여 결정립은 미세화된다. 본 발명자들이 예의 연구한 결과, 동일 강도에 있어서는 충분히 입자 성장한 페라이트가 연성의 향상에 기여하는 것을 발견하였다.

그리고, 결정 입경이 연성의 향상을 충분히 얻기 위해서는, 페라이트 결정립 중, 2 ㎛ 이상인 입경의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것이 필요하다.

다음에, 제조 방법에 대해 설명한다.

마무리 압연 종료 온도는 페라이트의 생성을 방해하고 구멍 확장성을 양호하게 하기 위해, Ar₃ 변태점 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 지나치게 고온으로 하면 조직의 조대화에 의한 강도 저감, 연성의 저하를 초래하기 때문에, 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도는 구멍 확장성에 유해한 탄화물 형성을 억제하여 높은 구멍 확장비를 얻기 위해, 20 ℃/s 이상이 필요하다.

권취 온도는 300 ℃ 이상이 되면 마르텐사이트를 생성할 수 없고, 강도가 저하되어 소정의 강도를 확보할 수 없게 되므로 300 ℃ 미만으로 한다. 충분한 강도를 확보하고, 이것에 의한 연신률의 개선을 충분히 얻기 위해서는 권취 온도를 200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

연속 냉각 중인 공냉은 페라이트상의 점유율을 증가시키고, 연성을 향상시키기 위해 유효하다. 그러나, 공냉 온도, 공냉 시간에 따라서는 펄라이트가 생성되고, 반대로 연성이 저하될 뿐만 아니라, 구멍 확장성이 현저히 저하된다.

한편, 공냉 온도가 750 ℃ 초과이면 페라이트의 생성이 지연되어 공냉의 효과를 얻기 어려울 뿐만 아니라 그 후의 냉각 중에 있어서 펄라이트가 생성되기 쉬워지므로, 공냉 온도를 750 ℃ 이하로 한다.

15초를 초과하는 공냉은 페라이트의 증가가 포화될 뿐만 아니라 그 후의 냉각 속도, 권취 온도의 제어에 부하를 가한다. 그로 인해, 공냉 시간은 15초 이하로 한다.

(3) 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 강판(본 발명 강판 FB)

단부면 제어기술은 구멍 확장성의 향상에 관계되는 기술이므로, 구멍 확장성은 모재의 연성과 구멍 확장성(베이스 특성)의 영향도 강하게 받는다. 특히, 주변 부품 등에서는 구멍 확장성에 관한 요구가 강하고, 베이스 특성으로서 연성과 구멍 확장성의 밸런스가 양호한 강판을 지향하고, 단부면 제어 기술로 구멍 확장성을 더 향상시키는 것이 필요하다.

그로 인해, 강 조직은 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직으로 할 필요가 있다. 이때, 페라이트가 50 ％ 이상 존재하면, 특히 연성을 높게 확보할 수 있기 때문에, 페라이트 분률을 50 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명 강판 FB에서는 조직 중에 오스테나이트상이 잔존해도 본 발명의 효과를 방해하지 않지만, 조대한 시멘타이트, 펄라이트는 Mg계 석출물에 의한 단부면 성상의 개선 효과를 저감시키기 때문에 바람직하지 않다.

열연에서는 마무리 압연 후, 단시간 사이에 원하는 조직을 형성해야만 하지만, 원하는 조직의 형성에는 성분 조성의 영향이 매우 강하게 나타난다. 강 조직이 페라이트 ＋ 베이나이트를 주체로 할 때, 연성을 향상시키기 위해서는 페라이트 분률의 확보가 중요하다.

연성의 개선에 효과적인 페라이트 분률을 확보하기 위해서는 C, Si, Mn, Al의 각 양은 이하의 식 8을 만족시킬 필요가 있다. 식 8의 값이 －100 미만이면 충분한 양의 페라이트를 얻을 수 없고, 제2 상 분률이 증가하므로 연성이 열화된다.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)

본 발명자들은 강 조직이 페라이트 ＋ 베이나이트가 주체인 강에 있어서, Mg계 석출물에 의한 펀칭 단부면 성상의 개선에 의한 구멍 확장성 개선 효과를 저감시키지 않고, 연성을 개선하는 수단을 예의 연구하였다. 그 결과, 페라이트의 형상과 페라이트 입경을 제어하는 것이 연성 개선 수단으로서 유효하게 작용하는 것을 발견하였다. 이하에 설명한다.

페라이트 형상은 본 발명에 있어서 연성을 향상시키기 위한 중요한 지표 중 하나이다. 일반적으로, 고합금 성분계에 있어서는 압연 방향으로 연신된 페라이트 입자가 많다. 본 발명자들이 예의 연구한 결과, 이 연신 입자가 연성의 열화를 초래하는 것을 발견하고, 또한 지표로서 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 미만인 결정립의 존재 확률을 낮게 하는 것이 유효하다는 것을 발견하였다.

페라이트 결정립의 제어에 의해 연성 향상의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 페라이트 결정립에 있어서 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것이 필요하다.

페라이트 입경은 본 발명에 있어서 연성을 향상시키기 위한 중요한 지표 중 하나이다. 일반적으로 고강도화에 수반하여 결정립은 미세화된다. 본 발명자들이 예의 연구한 결과, 동일 강도에 있어서는 충분히 입자 성장한 페라이트가 연성의 향상에 기여하는 것을 발견하였다.

그리고, 결정 입경이 연성의 향상에 충분히 기여하기 위해서는, 페라이트의 결정립 중 2 ㎛ 이상의 입경의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것이 필요하다.

다음에, 제조 방법에 대해 설명한다.

마무리 압연 종료 온도는 페라이트의 생성을 방해하고 구멍 확장성을 양호하게 하기 위해, Ar₃ 변태점 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 지나치게 고온으로 하면 조직의 조대화에 의한 강도 저감, 연성의 저하를 초래하기 때문에, 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

냉각 속도는 구멍 확장성에 유해한 탄화물 형성을 억제하여 높은 구멍 확장비를 얻기 위해서는 20 ℃/s 이상이 필요하다.

또한, 저온 생성 베이나이트는 마르텐사이트 정도는 아니지만 제2 상으로서 존재하면 구멍 확장성이 열화된다. 이로 인해, 350 ℃ 이상에서 권취하는 것이 바람직하다.

연속 냉각 중인 공냉은 페라이트상의 점유율을 증가시켜 연성을 향상시키기 때문에 유효하다. 그러나, 공냉 온도, 공냉 시간에 따라서는 펄라이트가 생성되고, 반대로 연성이 저하될 뿐만 아니라, 구멍 확장성이 현저히 저하된다.

공냉 온도가 650 ℃ 미만에서는 구멍 확장성에 유해한 펄라이트가 빠른 시기에 발생되므로, 공냉 온도는 650 ℃ 이상으로 한다.

한편, 공냉 온도가 750 ℃ 초과이면, 페라이트의 생성이 지연되어 공냉의 효과를 얻기 어려울 뿐만 아니라, 그 후의 냉각 중에 있어서 펄라이트가 생성되기 쉬워지므로, 공냉 온도를 750 ℃ 이하로 한다.

15초를 초래하는 공냉은 페라이트의 증가가 포화될 뿐만 아니라, 그 후의 냉각 속도, 권취 온도의 제어에 부하를 가한다. 그로 인해, 공냉 시간은 15초 이하로 한다.

다음에, 본 발명을 실시예를 기초로 하여 설명한다.

[제1 실시예]

본 발명 강 F에 관한 실시예이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성 및 특성치의 강을 용제하여 통상의 방법에 따라서 연속 주조에 의해 슬래브로 하였다. 부호 A 내지 Z가 본 발명에 따른 성분 조성의 강이고, 부호 a의 강은 C 첨가량, b의 강은 Mn 첨가량, c의 강은 O 첨가량, e의 강은 S 첨가량, f의 강은 Mg 첨가량이 본 발명의 범위 외이다.

또한, a의 강은 식 5, b의 강은 식 3과 식 6, c의 강은 식 1과 식 2, d의 강은 식 4, e의 강은 식 2와 식 3, f의 강은 식 1, g의 강은 식 7이 본 발명의 범위 외이다. 또한, f의 강은 석출물 개수가 본 발명의 범위 외이다.

이들 강을 가열로 중에서 1200 ℃ 이상의 온도로 가열하고, 열간 압연으로 판 두께 2.6 내지 3.2 ㎜의 열연 강판으로 하였다. 열연 조건에 대해서는 표 3 및 표 4에 나타낸다.

표 3 및 표 4에 있어서, A4, J2는 냉각 속도, B3, F3은 공냉 개시 온도, E3, G3, Q4는 권취 온도가 각각 본 발명의 범위 외이다.

이와 같이 하여 얻게 된 열연 강판에 대해 JIS5호 부재에 의한 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행하였다. 구멍 확장성(λ)은 직경 10 ㎜의 펀칭 구멍을 60° 원추 펀치로 무리하게 확장시키고, 크랙이 판 두께를 관통한 시점에서의 구멍 직경(d)과 초기 구멍 직경(dO : 10 ㎜)으로부터 λ ＝(d － dO)/dO × 100으로 평가하였다.

각 시험 부재의 TS, El, λ를 표 2에 나타낸다. 도1에 강도와 연신률의 관계를 도2에 강도와 구멍 확장(비)의 관계를 나타낸다. 본 발명 강은 비교 강에 비해 연신률 또는 구멍 확장(비), 또는 양쪽 특성에 있어서 우수한 것을 알 수 있다. 한편, g1의 강은 원하는 강도를 얻을 수 없었다.

이와 같이, 본 발명에 의해 980 N/㎟의 소정의 강도를 확보하면서 구멍 확장률, 연성 모두 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

(표 3에 이어서)

[제2 실시예]

본 발명 강 FM에 관한 실시예이다.

표 5 및 표 6에 나타내는 성분 조성 및 특성치의 강을 용제하여 통상의 방법에 따라서 연속 주조에 의해 슬래브로 하였다. 부호 A 내지 Z가 본 발명에 따른 성분 조성의 강이고, 부호 a의 강은 C 첨가량, b의 강은 Mn 첨가량, c의 강은 O 첨가량, e의 강은 S 첨가량, f의 강은 Mg 첨가량이 본 발명의 범위 외이다.

또한, b의 강은 식 3과 식 8, c의 강은 식 1과 식 2, d의 강은 식 4, e의 강은 식 2와 식 3, f의 강은 식 1이 본 발명의 범위 외이다. 또한, f와 g의 강은 석출물 개수가 본 발명의 범위 외이다.

이들 강을 가열로 중에서 1200 ℃ 이상의 온도로 가열하고, 열간 압연으로 판 두께 2.6 내지 3.2 ㎜의 열연 강판으로 하였다. 열연 조건에 대해서는 표 7 및 표 8에 나타낸다.

표 7 및 표 8에 있어서, A4, J2는 냉각 속도, B3와 F3은 공냉 개시 온도, E3, G3 및 Q4는 권취 온도가 각각 본 발명의 범위 외이다.

이와 같이 하여 얻은 열연 강판에 대해 JIS5호 부재에 의한 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행하였다. 구멍 확장성(λ)은 직경 10 ㎜의 펀칭 구멍을 60°원추 펀치로 무리하게 확장시키고, 크랙이 판 두께를 관통한 시점에서의 구멍 직경(d)과 초기 구멍 직경(dO : 10 ㎜)으로부터 λ ＝(d － dO)/dO × 100으로 평가하였다.

각 시험 부재의 TS, El, λ을 표 7 및 표 8에 나타낸다. 도3에 강도와 연신률의 관계를, 도4에 강도와 구멍 확장률(비)의 관계를 나타낸다. 본 발명 강은 비교 강에 비해 연신률 또는 구멍 확장률(비), 또는 양쪽 특성에 있어서 우수한 것을 알 수 있다.

또한, 표 9와 도5는 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1을 초과하는 비율과 연신률의 관계를 나타낸 것이다. 이 비율이 80 ％ 이상이면, 안정되어 높은 연신률을 얻게 되는 것을 알 수 있다.

또한, 표 10과 도6은 페라이트 결정립 중에서 2 ㎛ 이상의 페라이트 입자의 비율과 연신률의 관계를 나타낸 것이다. 이 비율이 80 ％ 이상이면, 안정되어 높은 연신률을 얻게 되는 것을 알 수 있다.

이와 같이, 본 발명에 의해 구멍 확장률, 연성 모두 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다.

[표 5]

[표 6]

[표 7]

[표 8]

(표 7에 이어서)

[표 9]

[표 10]

[제3 실시예]

본 발명 강판 FB에 관한 실시예이다.

표 11 및 표 12에 나타내는 성분 조성 및 특성치의 강을 용제하여 통상의 방법에 따라서 연속 주조에 의해 슬래브로 하였다. 부호 A 내지 Z가 본 발명에 따른 성분 조성의 강이고, 부호 a의 강은 C 첨가량, b의 강은 Mn 첨가량, c의 강은 O 첨가량, e의 강은 S 첨가량, f의 강은 Mg 첨가량이 본 발명의 범위 외이다.

또한, b의 강은 식 3과 식 8, c의 강은 식 1과 식 2, d의 강은 식 4와 식 8, e의 강은 식 2와 식 3, f의 강은 식 1이 본 발명의 범위 외이다. 또한, f, g의 강은 석출물 개수가 본 발명의 범위 외이다.

이들 강을 가열로 중에서 1200 ℃ 이상의 온도로 가열하고, 열간 압연으로 판 두께 2.6 내지 3.2 ㎜의 열연 강판으로 하였다. 열연 조건에 대해서는 표 13 및 표 14에 나타낸다.

표 13 및 표 14에 있어서, A4, J2는 냉각 속도, B3와 F3은 공냉 개시 온도, E3, G3 및 Q4는 권취 온도가 각각 본 발명의 범위 외이다.

이와 같이 하여 얻은 열연 강판에 대해 JIS5호 부재에 의한 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 행하였다. 구멍 확장성(λ)은 직경 10 ㎜의 펀칭 구멍을 60°원추 펀치로 무리하게 확장시키고, 크랙이 판 두께를 관통한 시점에서의 구멍 직경(d)과 초기 구멍 직경(dO, 10 ㎜)으로부터 λ ＝(d － dO)/dO × 100으로 평가하였다.

각 시험 부재의 TS, E1, λ를 표 13 및 표 14에 나타낸다. 도7에 강도와 연신률의 관계를, 도8에 강도와 구멍 확장률의 관계를 나타낸다. 본 발명 강은 비교 강에 비해 연신률 또는 구멍 확장률(비), 또는 양쪽 특성에 있어서 우수한 것을 알 수 있다.

또한, 표 15와 도9는 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1을 초과하는 비율과 연신률의 관계를 나타낸 것이다. 이 비율이 80 ％ 이상이면, 안정되어 높은 연신률을 얻게 되는 것을 알 수 있다. 또한, 표 16과 도10은 페라이트 결정립 중에서 2 ㎛ 이상의 입경을 갖는 비율과 연신률의 관계를 나타낸 것이다. 이 비율이 80 ％ 이상이면, 안정되어 높은 연신률을 얻게 되는 것을 알 수 있다.

이와 같이, 본 발명에 의해 구멍 확장률, 연성 모두 우수한 고강도 박강판을 얻을 수 있다.

[표 11]

[표 12]

[표 13]

[표 14]

(표 13에 이어서)

[표 15]

[표 16]

본 발명에 따르면, 강도 레벨이 590 N/㎟, 또는 980 N/㎟ 이상인 고강도 강 판에 있어서, 종래에 없는 연신률-연성 밸런스를 가진 고강도 박강판을 공급할 수 있다. 따라서, 본 발명은 고강도 강판을 기재(基材)로 하는 산업에 있어서 매우 유용한 것이다.

Claims

삭제
질량 ％로,

C : 0.01 ％ 이상, 0.20 ％ 이하,

Si : 1.5 ％ 이하,

Al : 1.5 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상, 3.5 ％ 이하,

P : 0.2 ％ 이하,

S : 0.0005 ％ 이상, 0.009 ％ 이하,

N : 0.009 ％ 이하,

Mg : 0.0006 ％ 이상, 0.01 ％ 이하,

O : 0.005 ％ 이하, 및

Ti : 0.01 ％ 이상, 0.20 ％ 이하,

Nb : 0.01 ％ 이상, 0.10 ％ 이하,

의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 Mn ％, Mg ％, S ％ 및 O ％가 식 1 내지 식 3을 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상의 조직이고, 또한, MgO, MgS 및 (Nb, Ti)N의 복합 석출물에 있어서, 0.05 ㎛ 이상, 3.0 ㎛ 이하의 석출물이 1 평방 ㎜당 5.0 × 10²개 이상, 1.0 × 10⁷개 이하 포함되는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

[Mg ％]≥([O ％]/16 × 0.8)× 24 …(식 1)

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

[S ％]≤ 0.0075/[Mn ％] …(식 3)
삭제
제2항에 있어서, 질량 ％로, Al ％ 및 Si ％가 식 4를 더 만족시키는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

[Si ％]＋ 2.2 ×[Al ％]≥ 0.35 …(식 4)
제2항 또는 제4항에 있어서, 질량 ％로, Ti ％, C ％, Mn ％ 및 Nb ％가 식 5 내지 식 7을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 980 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

0.9 ≤ 48/12 ×[C ％]/[Ti ％]＜ 1.7 …(식 5)

50227 ×[C ％]－ 4479 ×[Mn ％]＞－9860 …(식 6)

811 ×[C ％]＋ 135 ×[Mn ％]＋ 602 ×[Ti ％]＋ 794 ×[Nb ％]＞ 465 …(식 7)
제2항 또는 제4항에 있어서, 질량 ％로, C ％, Si ％, Al ％ 및 Mn ％가 식 8을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)
제6항에 있어서, 상기 강 조직의 결정립에 있어서, 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.
제7항에 있어서, 상기 강 조직의 페라이트의 결정립에 있어서, 입경 2 ㎛ 이상의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.
제2항 또는 제4항에 있어서, 질량 ％로, C ％, Si ％, Mn ％ 및 Al ％가 식 8을 더 만족시키는 동시에, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.

－100 ≤ －300[C ％]＋ 105[Si ％]－ 95[Mn ％]＋ 233[Al ％] …(식 8)
제9항에 있어서, 상기 강 조직의 결정립에 있어서, 짧은 직경(ds)과 긴 직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1 이상인 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.
제10항에 있어서, 상기 강 조직의 페라이트의 결정립에 있어서, 입경 2 ㎛ 이상의 결정립이 80 ％ 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판.
제2항 또는 제4항에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 미만에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.
제2항 또는 제4항에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 650 ℃ 내지 750 ℃까지 냉각하고, 계속해서 상기 온도에서 15초 이하로 공냉한 후 다시 냉각하고, 300 ℃ 미만에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.
제2항 또는 제4항에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상, 600 ℃ 이하에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.
제2항 또는 제4항에 기재한 성분 조성의 강을 Ar₃ 변태점 이상의 압연 종료 온도에서 압연을 종료하고, 계속해서 20 ℃/초 이상의 냉각 속도로 650 ℃ 내지 750 ℃까지 냉각하고, 계속해서 상기 온도에서 15초 이하 공냉한 후 다시 냉각하고, 300 ℃ 이상, 600 ℃ 이하에서 권취하고, 강 조직이 페라이트와 베이나이트를 주체로 한 조직이고, 강도가 590 N/㎟ 초과인 고강도 박강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판의 제조 방법.