KR102104706B1

KR102104706B1 - 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판

Info

Publication number: KR102104706B1
Application number: KR1020177015869A
Authority: KR
Inventors: 가츠미 나카지마; 요시마사 후나카와; 노부유키 나카무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-19
Filing date: 2014-03-11
Publication date: 2020-04-24
Also published as: US10400316B2; JP5971404B2; CN105074033A; CN110331335A; EP2977481B1; JPWO2014148001A1; KR20150110749A; KR20170069307A; US20160138141A1; EP2977481A1; WO2014148001A1; MX2015013317A; EP2977481A4

Abstract

자기 특성이 양호하며 또한 타발 가공성이 우수하고, 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고가공성 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 질량％ 로, C : 0.070 ∼ 0.140 ％, Si : 0.10 ∼ 1.00 ％, Mn : 1.00 ∼ 1.80 ％, P : 0.050 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, N : 0.0080 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.100 ％ 이며 또한 Ti : 0.050 ∼ 0.150 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 체적률 95 ％ 이상의 베이나이트 조직을 갖고, 상기 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입계에는 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상의 탄화물이 분산되고, 그 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상이 평균 입경 20 ∼ 300 ㎚ 인 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.

Description

780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판{HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE}

본 발명은, 수력 발전기 (hydraulic generator) 의 로터 (rotor) 의 회전기 림재 (rim material for rotary machine) 등에 사용되는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는, 자기 특성 (magnetic property) 이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판 (high strength hot rolled steel sheet with good formability) 에 관한 것이다.

최근, 전기 기기용 구조 부재 (structural member for electric equipment) 에 사용되는 강판에는, 전기 기기의 고성능화를 목적으로 기계 특성 (mechanical property) 에 추가하여 자기 특성, 즉 높은 투자율 (magnetic permeability) 과 자속 밀도 (magnetic flux density) 가 요구되어 왔다. 특히 수력 발전 (hydraulic power generation) 과 같은 대형 발전기 (large generator) 의 로터 등의 회전기 림용 강판과 같은 발전기용 림재 (rim material for generator) 는, 큰 원심력 (centrifugal force) 을 받기 때문에, 고강도이면서 또한 높은 자속 밀도를 갖는 것이 요구된다. 또한 발전기용 림재는, 매우 많은 타발 구멍 (punched holes) 이 부여되어 사용되는 것이 많기 때문에, 높은 타발 가공성 (punchability) 이 요구되는 경우가 많다.

상기 자기 특성 중, 투자율은 강 중의 조대 (粗大) 탄화물의 양이 적을수록, 자속 밀도는 강 중의 비자성 원소 (nonmagnetic element) 의 양이 적을수록 높아진다. 종래, 자성 특성이 우수한 강판에는 극저 탄소강이 사용되어 왔다. 그러나, 이것으로는 높아지는 고강도에 대한 요구를 달성할 수 없다.

특허문헌 1 에는, Ti, B 를 첨가한 Si-Mn 강에 의한 고자속 밀도를 갖는 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 퀀칭성 개선을 위해서 B 를 첨가하고 있다. 그러나, B 는 입계에 편석되어, 페라이트 변태 (ferrite transformation) 를 억제하고, 또한 베이나이트 변태 (bainite transformation) 를 보다 저온에서 일으키게 하기 때문에, 베이나이트 라스 (bainite-lath) 중에 탄화물이 분산된 하부 베이나이트 조직 (lower bainite microstructure) 이 되기 쉽다. 탄화물은 타발 가공시에 미소 균열의 기점으로 작용하기 때문에, 베이나이트 라스 속에 탄화물이 분산되어 있으면 베이나이트 라스 중의 탄화물에서 발생된 균열은 베이나이트 라스 중을 베이나이트 라스 경계까지 진전된다. 또한 이 균열이 베이나이트 라스 경계를 초과하여 진전되어, 매크로 균열이 되기 쉽다. 그래서, 타발 단면 (punched surface) 에 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 본 발명이 목표로 하는 타발 가공성이 달성되지 않는다.

특허문헌 2 에는, 체적률 95 ％ 이상의 페라이트 조직에 10 ㎚ 미만의 탄화물을 분산시킨 인장 강도 590 MPa 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 페라이트 조직의 경우, 재료의 국부 연성이 높아 타발 가공성이 열등하다.

일본 공개특허공보 소63-166931호 일본 특허공보 제4273768호

이와 같이, 특허문헌 1 및 2 중 어느 종래 기술로도, 발전기용 림재로서 자기 특성과 타발 가공성을 충분히 양립시키는, 고강도 열연 강판은 달성되지 않는다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 자기 특성이 양호하며 또한 타발 가공성이 우수하고, 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고가공성 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 예의 검토를 거듭한 결과, 베이나이트 조직을 베이스 (base) 로 함으로써 고강도를, 탄화물의 입경을 미세하게 함으로써 자기 특성을, 그리고 입계에 적절한 크기의 탄화물을 분산시킴으로써 타발 가공성을 각각 향상시킬 수 있다는 지견을 얻었다. 본 발명은 이상의 지견에 의거하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.070 ∼ 0.140 ％, Si : 0.10 ∼ 1.00 ％, Mn : 1.00 ∼ 1.80 ％, P : 0.050 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, N : 0.0080 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.100 ％ 이며 또한 Ti : 0.050 ∼ 0.150 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 체적률 95 ％ 이상의 베이나이트 조직을 갖고, 상기 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입계에는 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상의 탄화물이 분산되고, 그 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상이 20 ∼ 300 ㎚ 인 입경을 갖는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 자기 특성이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판.

[2] 상기 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립 직경이 1.5 ∼ 5.0 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 자기 특성이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판.

[3] 추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.100 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.100 ％ 중에서 선택된 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 자기 특성이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판.

[4] 추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.100 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.100 ％, Cr : 0.002 ∼ 0.100 ％, Mo : 0.002 ∼ 0.100 ％ 중 적어도 1 종 이상 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [3] 중 어느 1 항에 기재된 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 자기 특성이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판.

[5] 추가로 질량％ 로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] ∼ [4] 중 어느 1 항에 기재된 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 자기 특성이 우수한 고가공성 고강도 열연 강판.

본 발명에 따르면, 자기 특성이 우수하며 또한 타발 가공성도 우수한 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고가공성 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고가공성 고강도 열연 강판은 대형 발전기의 림재 등에 바람직하다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. 또, 성분 조성에 관한 「％」표시는 특별히 언급하지 않는 이상 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

1) 성분 조성

C : 0.070 ∼ 0.140 ％

C 는 필요한 강도를 확보할 뿐만 아니라, 베이나이트 조직 형성에 효과적인 원소이다. 780 MPa 이상의 인장 강도 (이하, TS 라고 칭하는 경우도 있다.) 및 원하는 조직을 얻기 위해서는, C 량을 0.070 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 량이 0.140 ％ 를 초과하면, 탄화물이 조대화되어 타발 가공성이 저하된다. 따라서, C 량은 0.070 ∼ 0.140 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.080 ∼ 0.120 ％ 이다.

Si : 0.10 ∼ 1.00 ％

0.10 ％ 이상의 Si 첨가는 탄화물을 미세화하기 때문에, 타발 가공성 향상에 유효하다. 한편, Si 량이 1.00 ％ 를 초과하면 표면 성상의 현저한 저하를 초래할 뿐아니라 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서 Si 량은 0.10 ∼ 1.00 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.60 ∼ 0.85 ％ 이다.

Mn : 1.00 ∼ 1.80 ％

Mn 은 고용 강화 (solute strengthening) 에 의한 강도 확보 및 베이나이트 조직 형성에 효과적인 원소이다. 780 MPa 이상의 TS 및 원하는 조직을 얻기 위해서는, Mn 량을 1.00 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 량이 1.80 ％ 를 초과하면 강도가 과잉으로 높아지기 때문에, 타발 가공성이 현저하게 저하된다. 또, 변태 온도가 지나치게 낮아져 하부 베이나이트를 발생시키기 때문에, 자기 특성을 저하시킨다. 따라서, Mn 량은 1.00 ∼ 1.80 ％ 로 한다. 바람직하게는 1.20 ∼ 1.70 ％ 이다.

P : 0.050 ％ 이하

P 량이 0.050 ％ 를 초과하면 편석에 의한 타발 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, P 는 0.050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.030 ％ 이하이다.

S : 0.0050 ％ 이하

S 는, 황화물을 형성하여 타발 가공성을 저하시키기 때문에, 0.0050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

N : 0.0080 ％ 이하

N 량이 0.0080 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 제조 공정에서 다량의 질화물을 생성하여 열간 연성 (hot ductility) 을 열화시키므로 유해하다. 또, TiN 등의 조대한 질화물을 생성하기 때문에, 타발 단면에 균열을 발생시키기 쉬워 타발 가공성을 저하시킨다. 따라서, N 량은 0.0080 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다.

Al : 0.010 ∼ 0.100 ％

Al 은 강의 탈산제 (deoxidizing agent) 로서 중요한 원소이고, 그것에는 Al 량을 0.010 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 량이 0.100 ％ 를 초과하면 주조가 어려워지거나 강 중에 다량의 개재물이 잔존하여 재질이나 표면 성상의 저하를 초래한다. 따라서, Al 량은 0.010 ∼ 0.100 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.020 ∼ 0.075 ％ 이다.

Ti : 0.050 ∼ 0.150 ％

Ti 는 강도 상승, 결정립 미세화 및 베이나이트 조직 형성에 유효한 원소이다. 체적률 95 ％ 이상의 베이나이트 조직 형성을 위해서는, Ti 량은 0.050 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 0.150 ％ 를 초과하면 조대한 질화물이나 탄화물을 형성하기 때문에, 타발 가공성 및 인성 등에 악영향을 미친다. 따라서, Ti 량은 0.050 ∼ 0.150 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.060 ∼ 0.140 ％ 이다.

추가로 필요에 따라 V : 0.005 ∼ 0.100 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.100 ％ 중에서 선택된 적어도 1 종 이상 함유할 수 있다.

V, Nb 는 모두 재결정 억제 효과 (retardation of recrystallization) 를 가지므로, 결정립 미세화 목적으로 함유해도 된다. 모두 0.005 ％ 이상으로 함으로써 이러한 효과가 얻어진다. 0.100 ％ 를 초과하여 함유해도 비용에 걸맞는 효과가 얻어지지 않게 되므로, 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 각각 0.030 ％ 이하이다. 또, V, Nb 모두 Ti 에 비해 합금 비용이 높기 때문에, 부차적으로 활용한다.

추가로 필요에 따라, Cu : 0.005 ∼ 0.100 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.100 ％, Cr : 0.002 ∼ 0.100 ％, Mo : 0.002 ∼ 0.100 ％ 중 적어도 1 종 이상 함유할 수 있다.

Cu, Ni 는 모두 0.005 ％ 이상의 함유에 의해 강도 상승에 기여한다. 0.100 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 표층 균열 (surface crack) 을 일으킬 우려가 있으므로, 0.100 ％ 이하로 한다. Cr, Mo 는 모두 탄화물 형성 원소 (carbide-forming element) 이고, 0.002 ％ 이상으로 함으로써 강도 상승에 기여한다. 0.100 ％ 를 초과하면 비용에 걸맞는 효과가 얻어지지 않으므로, 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 각각 0.050 ％ 이하이다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유할 수 있다.

Ca 나 REM 은 개재물의 형태 제어 (morphological control) 에 유효한 원소이고, 타발 가공성 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca 량이나 REM 량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca 량이 0.0050 ％ 를 초과하거나 REM 량이 0.0300 ％ 를 초과하면, 강 중 개재물이 증가되어 재질이 열화된다. 따라서, Ca 량은 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM 량은 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ca 량은 0.0010 ∼ 0.0030 ％, REM 량은 0.0010 ∼ 0.0050 ％ 이다.

상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

2) 조직

본 발명에 있어서, 체적률 95 ％ 이상의 베이나이트 조직을 갖고, 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트 (bainitic ferrite) 의 입계에는, 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상의 탄화물이 분산되고, 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상이 20 ∼ 300 ㎚ 의 입경을 갖는 것이 매우 중요하다. 780 MPa 이상의 인장 강도 확보의 관점에서 베이나이트 조직은 유효하다. 또, 자기 특성의 관점에서는, 복상 (複相) 조직에서는 상 경계 (phase boundary) 에서 자속의 이동이 방해되기 때문에, 단상 조직이 가장 바람직하고 제 2 상을 가능한 한 줄이는 것이 바람직하다. 그러나, 단상이어도, 하부 베이나이트 (lower bainite) 와 같이 저온에서 변태되는 베이나이트는 전위 밀도 (dislocation density) 가 매우 높아 자기 특성이 열화된다. 한편으로, 고온에서 페라이트 변태되면 펄라이트 등의 조대한 탄화물이 생성되고, 이것들 역시 자기 특성을 저하시킨다.

본 발명에 있어서는, 비교적 고온 (그러나 페라이트 변태되는 온도보다는 저온) 에서 베이나이트 변태 (bainite transformation) 를 일으키게 함으로써, 거의 베이나이트 단상 조직으로 하였다. 비교적 고온에서 변태되기 때문에 베이나이트 중의 전위 밀도는 그다지 높지 않아, 자기 특성은 열화되지 않는다. 또한, 비교적 고온에서 베이나이트 변태되기 때문에, 하부 베이나이트와는 달리 탄화물은 베이나이틱 페라이트 입계에 주로 석출된다. 베이나이틱 페라이트 입계에 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상이 분산되고, 또한 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상이 20 ∼ 300 ㎚ 의 입경을 갖는 탄화물로 함으로써, 자기 특성을 열화시키지 않고 타발 가공성을 확보할 수 있다. 또, 여기서 말하는 베이나이트 조직이란 상부 베이나이트 (upper bainaite) 를 말한다. 상부 베이나이트는, 베이나이트를 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입계에 탄화물 및/또는 섬형상 마텐자이트 (MA) 가 존재하는 조직이다. 베이나이틱 페라이트와 세멘타이트 및/또는 섬형상 마텐자이트 (MA) 의 전체를 하나의 조직으로 하여 상부 베이나이트라고 한다. 또한, 하부 베이나이트는 베이나이틱 페라이트 중에 세멘타이트가 석출된 조직이고, 세멘타이트의 석출 위치가 상부 베이나이트와는 상이하다. 상부 베이나이트와 하부 베이나이트를 총칭하여 베이나이트라고 칭한다. 또, 제 2 상으로서 합계로 5 체적％ 이하의 폴리고날 페라이트상 (polygonal ferrite phase), 펄라이트 등을 포함해도 본 발명의 범위이다.

베이나이트 조직 체적률 : 95 ％ 이상

본 발명에 있어서, 베이나이트 조직의 체적률이 95 ％ 미만인 경우, 자기 특성뿐만 아니라, 타발 가공성, 인성 등이 저하된다. 바람직하게는 베이나이트 조직의 체적률이 97 ％ 이상이다.

베이나이틱 페라이트의 입계에 분산되는 탄화물 : 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상

베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입계에 분산되는 탄화물이 전체 석출 탄화물의 80 ％ 미만인 경우, 베이나이틱 페라이트의 입자 내에 존재하는 탄화물이 많아져, 타발 단면 성상을 악화시킨다. 바람직하게는 85 ％ 이상이다.

20 ∼ 300 ㎚ 의 입경을 갖는 탄화물이 전체 석출 탄화물에서 차지하는 비율 : 80 ％ 이상

입경이 300 ㎚ 를 초과하는 탄화물의 비율이 크면 자기 특성에 악영향을 미친다. 또, 입경이 20 ㎚ 미만인 탄화물의 비율이 크면 타발 가공성이 열화된다. 따라서, 20 ∼ 300 ㎚ 의 입경을 갖는 탄화물이 전체 석출 탄화물에서 차지하는 비율이 80 ％ 미만이 되면 자기 특성, 혹은 타발 가공성이 열화된다. 그래서, 20 ∼ 300 ㎚ 의 입경을 갖는 탄화물이 전체 석출 탄화물에서 차지하는 비율은 80 ％ 이상으로 한다.

베이나이틱 페라이트의 평균 입경 : 1.5 ∼ 5.0 ㎛

또한, 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 평균 입경을 1.5 ∼ 5.0 ㎛ 로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서, 베이나이틱 페라이트의 입계는 탄화물이 석출되는 사이트 (precipitation site) 로서 중요하다. 베이나이틱 페라이트의 입경이 지나치게 커지면 입계의 면적이 작아져, 입계에 탄화물이 석출되는 것이 어려워진다. 그 결과, 입자 내에 탄화물이 석출되기 쉬워져, 입계에 분산되는 탄화물이 전체 석출 탄화물의 80 ％ 미만이 되어 버린다. 그래서, 베이나이틱 페라이트의 평균 입경은 5.0 ㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 4.0 ㎛ 이하이다. 한편으로, 베이나이틱 페라이트의 입계는 자속의 이동을 방해하여 자기 특성을 저하시킨다. 그래서, 베이나이틱 페라이트의 평균 입경은 1.5 ㎛ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.7 ㎛ 이상이다.

3) 제조 방법

다음으로, 본 발명의 고가공성 고강도 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 사용하여 고가공성 고강도 열연 강판을 제조한다. 이하에, 제조 방법의 적합한 조건에 대해 설명한다.

강 슬래브의 재가열 온도 : 1150 ∼ 1300 ℃ 가열

본 발명에 있어서, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1150 ℃ 이상으로 재가열하고, 슬래브 단계의 탄화물을 재고용시키는 것이 중요하다. 1150 ℃ 미만의 재가열인 경우, 슬래브 중의 Ti 탄화물이 재고용되지 않아, 인성 및 자기 특성에 악영향을 미친다. 1300 ℃ 를 초과한 경우, 표층 조직이 조대화되어 타발 가공성을 저하시킬 뿐만 아니라, Si 계 스케일이 생성되어 표면 성상을 저해시키기 때문에, 1300 ℃ 이하로 한다.

열간 압연 조건 : Ar₃ 변태점 ∼ (Ar₃ 변태점 ＋ 80) ℃ 의 마무리 온도이면서 또한 마무리 압연 최종 스탠드에서의 압하율 20 ％ 이상

열간 압연의 마무리 온도는 Ar₃ 변태점 ∼ (Ar₃ 변태점 ＋ 80) ℃ 의 범위가 바람직하다. Ar₃ 변태점 미만인 경우, 페라이트가 생성되기 때문에 원하는 베이나이트 조직이 얻어지지 않는다. (Ar₃ 변태점 ＋ 80) ℃ 를 초과하는 온도의 경우, 결정립이 조대화되어 타발 가공성이 저하된다. 또, 여기서 말하는 Ar₃ 변태점이란, 냉각 속도 10 ℃/s 의 열간 가공 재현 시험 (thermo-mechanical simulation test) 에서 열팽창 곡선 (thermal expansion curve) 을 구하고, 그 변화점에 의해 구한 변태 온도이다. 또, 본 발명에 있어서, 마무리 압연 최종 스탠드에 있어서의 압하율이 20 ％ 미만인 경우, 압연 종료 직후의 오스테나이트 입경이 커진다. 그 결과, 오스테나이트로부터 변태된 베이나이트를 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입경도 커진다. 그래서, 베이나이틱 페라이트의 입계에 분산되는 탄화물이 전체 석출 탄화물의 80 ％ 이상인 조직이 얻어지지 않아 타발 가공성이 향상되지 않는다. 그래서, 마무리 압연 최종 스탠드에 있어서의 압하율은 20 ％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 25 ％ 이상이다.

열간 압연 후의 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 이상

열간 압연을 종료한 후, 즉시, 바람직하게는 1.5 s 이내에 강제 냉각을 개시하고, 권취 온도에서 냉각을 정지시켜 코일 형상으로 권취한다. 압연 종료 온도에서부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만이면, 페라이트상이 생성되고, 열연 강판의 베이나이트상을 95 ％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 열간 압연 후의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 40 ℃/s 이상이다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않는다. 한편으로, 평균 냉각 속도가 지나치게 커지면, 베이나이트 변태가 보다 저온에서 일어나, 하부 베이나이트가 생성되기 쉬워진다. 그래서, 원하는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 평균 냉각 속도는 150 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 평균 냉각 속도는 강판 표면에 있어서의 평균 냉각 속도로 한다.

권취 온도 : 380 ∼ 480 ℃

권취 온도가 480 ℃ 를 초과하는 경우, 펄라이트가 생성되고, 95 ％ 이상의 베이나이트 조직을 확보할 수 없다. 380 ℃ 미만인 경우, 하부 베이나이트 혹은 마텐자이트 등의 전위 밀도가 높은 조직이 되어 자기 특성을 만족시킬 수 없다.

그 밖의 제조 조건은 통상적인 조건에서 실시할 수 있다. 예를 들어, 원하는 조성을 갖는 강은 전로나 전기로나 유도로 등에서 용제를 실시한다. 그 후 진공 탈가스로 (vacuum degassing furnace) 에서 2 차 정련 (secondary smelting) 을 실시하여 제조된다. 그 후의 주조는, 생산성이나 품질상 면에서 연속 주조법으로 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 분괴 압연 (blooming rolling) 에 의한 방법도 가능하다. 주조되는 슬래브는, 두께가 200 ∼ 300 mm 정도의 통상적인 슬래브여도 되고, 두께 30 mm 정도의 박슬래브여도 된다. 박슬래브로 하면 조 (粗) 압연을 생략할 수 있다. 주조 후의 슬래브는 그대로 직송 열간 압연해도 되고, 가열로에서 재가열 후에 열간 압연해도 된다.

또, 본 발명의 고가공성 고강도 열연 강판은, 전기 아연 도금 강판 (electrolytic zinc-coated steel sheets), 용융 아연 도금 강판 (hot-dip zinc-coated steel sheets), 합금화 용융 아연 도금 강판 (alloyed hot dip galvanized steel sheets) 등의 도금 강판으로 해도 된다. 도금 조건은 특별히 제한되지 않고, 통상적인 방법이면 된다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 조성과 Ar₃ 변태점을 갖는 강 슬래브 No. A ∼ I 를, 1250 ℃ 로 가열하고, 표 2 에 나타내는 열연 조건에서 열연 강판 No. 1 ∼ 13 을 제조하였다. 또, 표 1 의 Ar₃ 변태점은 상기 방법에 의해 구하였다.

베이나이트 조직의 체적률, 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립경, 입계에 석출되는 탄화물의 비율, 입경 20 ∼ 300 ㎚ 의 탄화물의 비율을, 이하의 방법에 의해 구하였다.

주사형 전자 현미경 (SEM) 용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 판두께 단면을 연마 후, 나이탈 부식 (nital etching) 하여, 전체 판두께를 10 등분하고, 각 부위의 중앙부를 배율 1500 배로 SEM 사진을 촬영하고, 폴리고날 페라이트상 (polygonal ferrite phase), 펄라이트 등의 제 2 상을 화상 처리에 의해 추출하고, 화상 해석 처리에 의해 전체로부터 이것들의 상 (相) 을 공제한 면적률을 측정하였다. 이들 10 시야의 평균값을 본 발명에 있어서의 베이나이트 조직의 체적률로 하였다. 또한, 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립경을 선분법에 준거하여 측정하였다.

또, 탄화물에 대해서는, 상기와 동일한 10 시야에서, 배율 10000 배로 SEM 촬영하고, 입계에 분산되는 탄화물의 비율, 입계에 분산되는 평균 입경 20 ∼ 300 ㎚ 의 탄화물의 비율을 각각 측정하였다.

입계에 분산되는 탄화물의 비율은, 상기와 동일한 10 시야의 SEM 사진에서 입계 상에 존재하는 탄화물의 개수와 전체 탄화물의 개수를 세어, (입계 상에 존재하는 탄화물의 개수)/(전체 탄화물의 개수) 로 하여 구하였다. 또 입계 상에 존재하는 탄화물은, 탄화물의 일부에서도 입계에 접하고 있으면 입계 상에 존재하는 탄화물로 하였다. 또한, 입경 20 ∼ 300 ㎚ 의 탄화물의 비율은 상기와 동일한 10 시야의 SEM 사진에서 탄화물 각각의 입경을 측정하여, (입경이 20 ∼ 300 ㎚ 인 탄화물의 개수)/(전체 탄화물의 개수) 로 하여 구하였다.

기계 특성에 대해서는, JIS 5 호 인장 시험편 (압연 방향에 직각 방향) 을 채취하여, 다음 방법으로 구하였다. JIS Z 2241 에 준거하여 2 개의 인장 시험편에 변형 속도 10 mm/min 로 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YS) 및 인장 강도 (TS) 를 구하였다. 인장 강도 780 MPa 이상을 합격으로 하였다. 자기 특성에 대해서는, 엡스테인 시험 (Epstein testing) 에 의해 자속 밀도 B50 을 구하여, 1.48 이상을 합격으로 하였다.

타발 가공성에 대해서는, 이하에 기재되는 단면 성상을 평가하여 합격 여부를 판단하였다. 클리어런스 (clearance) 15 ％ 이며 10 mmφ 의 타발를 실시하여, 압연 방향 (L 방향) 및 압연 방향과 직교하는 방향 (C 방향) 의 타발 단면을 SEM 촬영하고, 단면의 파단부 전체로부터 균열부, 취성 파면부 (brittle fracture appearance), 2 차 전단면부 (secondary shear section) 등의 이상부를 제거한 나머지 정상부의 비율을 측정하여, 이 정상부의 비율이 95 ％ 이상을 합격으로 하였다.

결과를 표 3 에 나타낸다.

모든 발명예가 인장 강도, 자기 특성 및 타발 가공성이 양호하다.

Claims

질량% 로, C : 0.070 ~ 0.140 %, Si : 0.10 ~ 0.51 %, Mn: 1.00 ~ 1.80 %, P : 0.050 % 이하, S : 0.0050 % 이하, N : 0.0080 % 이하, Al : 0.010 ~ 0.100 % 또한 Ti : 0.050 ~ 0.150 % 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 또한 체적률 95 % 이상의 베이나이트 조직을 갖고, 상기 베이나이트 조직을 구성하는 베이나이틱 페라이트의 입계에는, 전체 석출 탄화물의 개수의 80 % 이상의 탄화물이 분산되고, 그 전체 석출 탄화물의 개수의 80 % 이상이 20 ~ 300 nm 인 입경을 갖는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 베이나이틱 페라이트의 평균 결정립경이 1.5 ∼ 5.0 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.100 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.100 ％ 중에서 선택된 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.100 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.100 ％, Cr : 0.002 ∼ 0.100 ％, Mo : 0.002 ∼ 0.100 ％ 중 적어도 1 종 이상 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 3 항에 있어서,
추가로 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.100 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.100 ％, Cr : 0.002 ∼ 0.100 ％, Mo : 0.002 ∼ 0.100 ％ 중 적어도 1 종 이상 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 질량％ 로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 3 항에 있어서,
추가로 질량％ 로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 4 항에 있어서,
추가로 질량％ 로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 5 항에 있어서,
추가로 질량％ 로 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0300 ％ 의 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
질량 % 로, Mn : 1.27 ∼1.47 % 인 것을 특징으로 하는 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판.