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KR102635009B1 - 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR102635009B1
KR102635009B1 KR1020217040428A KR20217040428A KR102635009B1 KR 102635009 B1 KR102635009 B1 KR 102635009B1 KR 1020217040428 A KR1020217040428 A KR 1020217040428A KR 20217040428 A KR20217040428 A KR 20217040428A KR 102635009 B1 KR102635009 B1 KR 102635009B1
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가즈히코 야마자키
티후옌 도안
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공한다. 인장 강도가 1180 ㎫ 이상, Ra 가 2.00 ㎛ 이하이다. 성분 조성은, C : 0.09 ∼ 0.20 ％, Si : 0.2 ∼ 2.0 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.0100 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 2.00 ％, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 미만, B : 0.0005 ∼ 0.0200 ％ 를 함유하고, 또한, Cr : 0.10 ∼ 1.50 ％ 등을 함유한다. 주상인 상부 베이나이트상은, 면적률이 50 ％ 이상 90 ％ 미만, 평균 입경이 12.0 ㎛ 이하이다. 제 2 상은, 잔류 오스테나이트상 등이고, 면적률이 10 ％ 이상 50 ％ 미만, 원 상당 직경 0.5 ㎛ 이상의 제 2 상의 둘레 길이가 300,000 ㎛/㎟ 이상이다.

Description

고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경을 보전하는 관점에서, 자동차의 배기 가스 규제가 강화되고 있고, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되어 있다. 자동차에 사용하는 재료는, 한층 더 고강도화 및 박육화가 요구되고 있다.
이 때문에, 자동차의 부재의 소재로서, 고강도 열연 강판이 적극적으로 사용되고 있다. 고강도 열연 강판의 사용은, 자동차의 구조 부재나 골격 부재뿐만 아니라, 섀시 부재나 트럭 프레임 부재 등에 대해서도 실시되고 있다.
특히, 인장 강도 (TS) 가 1180 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판은, 자동차의 연비를 비약적으로 향상시킬 수 있는 소재로서 기대되고 있다.
그런데, 강판의 고강도화에 수반하여, 일반적으로, 연성, 피로 특성, 내타발 거?s성 등의 재료 특성이 열화되는 경우가 있다. 특히, 자동차의 섀시 부재로서 사용되는 강판은, 이들 재료 특성이 종합하여 우수할 것이 요구된다. 즉, 이들 재료 특성과 고강도를 높은 차원에서 양호한 밸런스로 확보할 것이 요구된다.
이들 재료 특성을 열화시키지 않고 강판을 고강도화하기 위해, 종래, 여러 가지의 검토가 이루어지고 있다 (특허문헌 1 ∼ 4 를 참조).
일본 공개특허공보 2014-227583호 일본 공개특허공보 2016-211073호 일본 공개특허공보 2009-84637호 국제 공개 제2014/188966호
그러나, 특허문헌 1 ∼ 4 에는, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성도 우수한 고강도 열연 강판은 개시되어 있지 않다.
그래서, 본 발명은, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 하기 구성을 채용함으로써, 상기 목적이 달성되는 것을 알아내어, 본 발명을 완성시켰다.
즉, 본 발명은, 이하의 [1] ∼ [7] 을 제공한다.
[1] 인장 강도가, 1180 ㎫ 이상이고, 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가, 2.00 ㎛ 이하이고, 질량％ 로, C : 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.0100 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 미만, 및, B : 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하를 함유하고, 또한, Cr : 0.10 ％ 이상 1.50 ％ 이하, Mo : 0.05 ％ 이상 0.45 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.060 ％ 이하, 및, V : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 상부 베이나이트상 및 제 2 상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 상기 상부 베이나이트상의 면적률이, 50 ％ 이상 90 ％ 미만이고, 상기 상부 베이나이트상의 평균 입경이, 12.0 ㎛ 이하이고, 상기 제 2 상은, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종이고, 상기 제 2 상의 면적률이, 10 ％ 이상 50 ％ 미만이고, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 상기 제 2 상의 둘레 길이가, 300,000 ㎛/㎟ 이상인, 고강도 열연 강판.
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, 및, Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 고강도 열연 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.0002 ％ 이상 0.0300 ％ 이하를 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 열연 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 및, REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.
[5] 표면에 도금층을 갖는, 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판.
[6] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 열연 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1150 ℃ 이상으로 가열하고, 상기 가열한 상기 강 소재를 조 (粗) 압연함으로써 조압연판을 얻고, 상기 조압연판에, 2.5 ㎫ 이상의 충돌압으로, 고압수 디스케일링을 실시하고, 상기 고압수 디스케일링을 실시한 상기 조압연판을 (RC － 100) ℃ 이상 (RC ＋ 100) ℃ 이하의 마무리 압연 종료 온도에서 마무리 압연함으로써 마무리 압연판을 얻고, 단, RC 는 하기 식 (1) 로 정의되고, 상기 마무리 압연판을 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 150) ℃ 이상 Bs ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 단, Bs 는 하기 식 (2) 로 정의되고, 또한, 상기 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 이상인 경우에는 상기 마무리 압연의 종료로부터 상기 냉각의 개시까지의 시간이 2.0 s 이하이고, 상기 냉각된 상기 마무리 압연판을, 상기 냉각 정지 온도에서 권취하고, 상기 권취한 상기 마무리 압연판을 0.10 ℃/min 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 300) ℃ 까지 냉각하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
(1) RC ＝ 850 ＋ 100 × C ＋ 100 × N ＋ 10 × Mn ＋ 700 × Ti ＋ 5000 × B ＋ 10 × Cr ＋ 50 × Mo ＋ 2000 × Nb ＋ 150 × V
(2) Bs ＝ 830 － 270 × C － 90 × Mn － 70 × Cr － 37 × Ni － 83 × Mo
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 상기 성분 조성에 있어서의 각 원소의 질량％ 에서의 함유량을 나타낸다. 상기 성분 조성이 함유하지 않는 원소의 경우, 상기 식 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.
[7] 상기 권취 후에 상기 냉각된 상기 마무리 압연판에 도금 처리를 실시하는, 상기 [6] 에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한, 연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 고강도 열연 강판을, 자동차의 구조 부재, 골격 부재, 서스펜션 등의 섀시 부재, 트럭 프레임 부재 등에 사용함으로써, 자동차의 안전성을 확보하면서, 자동차 차체의 중량을 경감시킬 수 있다. 이 때문에, 환경 부하의 저감에 기여할 수 있다.
도 1 은, 평면 굽힘 피로 시험에 사용하는 시험편을 나타내는 모식도이다.
[고강도 열연 강판]
본 발명의 고강도 열연 강판은, 인장 강도가, 1180 ㎫ 이상이고, 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가, 2.00 ㎛ 이하이고, 질량％ 로, C : 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.0100 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 미만, 및, B : 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하를 함유하고, 또한, Cr : 0.10 ％ 이상 1.50 ％ 이하, Mo : 0.05 ％ 이상 0.45 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.060 ％ 이하, 및, V : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 상부 베이나이트상 및 제 2 상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 상기 상부 베이나이트상의 면적률이, 50 ％ 이상 90 ％ 미만이고, 상기 상부 베이나이트상의 평균 입경이, 12.0 ㎛ 이하이고, 상기 제 2 상은, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종이고, 상기 제 2 상의 면적률이, 10 ％ 이상 50 ％ 미만이고, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 상기 제 2 상의 둘레 길이가, 300,000 ㎛/㎟ 이상인, 고강도 열연 강판이다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성이 우수하다.
고강도란, 인장 강도 (TS) 가 1180 ㎫ 이상인 것을 의미한다.
연성이 우수하다 (우수한 연성) 란, 후술하는 바와 같이, 인장 강도 (TS) 와 균일 연신 (U-El) 을 곱해 얻어지는 값 (TS × U-El) 이 6,000 ㎫·％ 이상인 것을 의미한다.
피로 특성이 우수하다 (우수한 피로 특성) 란, 후술하는 바와 같이, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 구해지는 50 만 사이클에 있어서의 피로 강도를 인장 강도 (TS) 로 나눈 값이 0.50 이상인 것을 의미한다.
내타발 거?s성이 우수하다 (우수한 내타발 거?s성) 란, 후술하는 바와 같이, 10 ㎜Φ 의 펀치를 사용하여, 클리어런스 12±1 ％ 로 타발 가공한 후에 있어서의, 타발 구멍 단면 (端面) 의 최대 높이 거칠기 (Rz) 가 평균으로 35 ㎛ 이하이고, 또한, Rz 의 표준편차가 10 ㎛ 이하인 것을 의미한다.
일반적으로, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, 강판의 마이크로 조직에 있어서, 경도가 높은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상을 주상으로 한다. 그러나, 이것들은, 연성이 낮다.
그래서, 본 발명에 있어서는, 주상을 연성이 높은 상부 베이나이트로 하고, 제 2 상을 경도가 높은 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종으로 한다. 이로써, 고강도 (1180 ㎫ 이상의 인장 강도) 를 유지하면서, 연성도 우수하다.
주상이란, 면적률로 50 ％ 이상인 것을 의미한다.
또, 일반적으로, 강판의 피로 수명은, 피로 균열의 발생에 필요로 하는 시간 및 성장에 필요로 하는 시간에 의해 정해진다. 이들 시간을 지연시킴으로써, 피로 특성이 우수하다.
본 발명에 있어서는, 강판 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 를 제어함으로써, 피로 균열의 발생에 필요로 하는 시간을 지연시킨다. 또, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이를 제어함으로써, 피로 균열의 성장에 필요로 하는 시간을 지연시킨다. 이로써, 우수한 피로 특성이 얻어진다.
또, 타발 가공이 많은 자동차의 섀시 부재나 트럭 프레임 부품에 있어서는, 외관 품질상, 타발한 후의 단면의 거칠기가 커지지 않을 (내타발 거?s성이 우수할) 것이 요구된다. 그래서, 주상의 평균 입경과, 성분 조성을 제어한다. 이로써, 우수한 내타발 거?s성이 얻어진다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 이른바 열연 강판이고, 후술하는 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖는다. 이하, 「고강도 열연 강판」또는 「열연 강판」을 간단히 「강판」이라고도 한다.
강판의 판 두께는, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 6.0 ㎜ 이하이다. 하한도 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 1.0 ㎜ 이상이다.
〈성분 조성〉
먼저, 강판의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 이하, 성분 조성에 있어서의 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한, 「질량％」를 의미한다.
《C : 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하》
C 는, 강의 강도를 향상시키고, ??칭성을 향상시킴으로써 베이나이트의 생성을 촉진시키고, 또, 제 2 상의 분율을 향상시킨다. 상부 베이나이트 변태시에, 미변태 오스테나이트에 C 가 분배됨으로써, 미변태 오스테나이트가 안정화된다. 이로써, 권취 후의 냉각에 있어서, 미변태 오스테나이트가 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이 때문에, C 함유량은, 0.09 ％ 이상이고, 0.10 ％ 이상이 바람직하고, 0.11 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, C 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, C 함유량은, 0.20 ％ 이하이고, 0.18 ％ 이하가 바람직하고, 0.16 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《Si : 0.2 ％ 이상 2.0 ％ 이하》
Si 는, 고용 강화에 기여하고, 강의 강도 향상에 기여한다. 또, Si 는, Fe 계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, 상부 베이나이트 변태시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이로써, 미변태 오스테나이트에 C 가 분배되고, 권취 후의 냉각에 있어서, 미변태 오스테나이트가 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이들 효과를 얻기 위해, Si 함유량은, 0.2 ％ 이상이고, 0.4 ％ 이상이 바람직하고, 0.5 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Si 는, 열간 압연 중에 강판 표면에 서브 스케일을 형성한다. Si 함유량이 지나치게 많으면, 서브 스케일이 지나치게 두꺼워지고, 디스케일링 후에 있어서의 강판 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 과대가 되어, 피로 특성이 불충분해진다. 이 때문에, Si 함유량은, 2.0 ％ 이하이고, 1.8 ％ 이하가 바람직하고, 1.6 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하》
Mn 은, 고용되어 강의 강도 증가에 기여함과 함께, ??칭성 향상에 의해 베이나이트상 및 마텐자이트상의 생성을 촉진시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Mn 함유량은, 1.0 ％ 이상이고, 1.3 ％ 이상이 바람직하고, 1.5 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Mn 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, Mn 함유량은, 3.0 ％ 이하이고, 2.6 ％ 이하가 바람직하고, 2.4 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《P : 0.100 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)》
P 는, 고용되어 강의 강도 증가에 기여한다. 그러나, P 는, 열간 압연시의 오스테나이트 입계에 편석됨으로써, 열간 압연시의 균열을 발생시킨다. 또, 균열의 발생을 회피할 수 있어도, 입계에 편석되어 저온 인성을 저하시킴과 함께, 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 낮게 하는 것이 바람직하고, 0.100 ％ 까지의 P 의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은, 0.100 ％ 이하이고, 0.050 ％ 이하가 바람직하고, 0.020 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《S : 0.0100 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)》
S 는, Ti 나 Mn 과 결합하여 조대한 황화물을 형성하고, 내타발 거?s성을 저하시킨다. 이 때문에, S 함유량은 최대한 낮게 하는 것이 바람직하고, 0.0100 ％ 까지의 S 의 함유는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량은, 0.0100 ％ 이하이고, 0.0050 ％ 이하가 바람직하고, 0.0030 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하》
Al 은, 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유효하다. Al 이 지나치게 적으면, 그 효과가 반드시 충분하지는 않다. 또, Al 은, Si 와 마찬가지로, Fe 계 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있고, 상부 베이나이트 변태시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이로써, 미변태 오스테나이트에 C 가 분배되고, 권취 후의 냉각에 있어서, 미변태 오스테나이트가 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.01 ％ 이상이고, 0.015 ％ 이상이 바람직하고, 0.020 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Al 의 과잉된 첨가는, 산화물계 개재물의 증가를 초래하고, 내타발 거?s성을 저하시킴과 함께, 흠집 발생의 원인이 된다. 이 때문에, Al 함유량은, 2.00 ％ 이하이고, 1.80 ％ 이하가 바람직하고, 1.60 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《N : 0.010 ％ 이하 (0 ％ 를 포함한다)》
N 은, 질화물을 형성하는 원소와 결합됨으로써 질화물로서 석출되고, 결정립의 미세화에 기여한다. 그러나, N 은, 고온에서 Ti 와 결합하여 조대한 질화물이 되기 쉽고, 지나치게 많은 함유는, 내타발 거?s성을 저하시킨다. 이 때문에, N 함유량은, 0.010 ％ 이하이고, 0.008 ％ 이하가 바람직하고, 0.006 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《Ti : 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 미만》
Ti 는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시킨다. Ti 는, 오스테나이트상 고온역 (오스테나이트상에서의 고온의 역, 및, 오스테나이트상보다 고온의 역 (주조의 단계)) 에서 질화물을 형성한다. 이로써, BN 의 석출이 억제되어, B 가 고용 상태가 된다. 이렇게 하여, 상부 베이나이트상의 생성에 필요한 ??칭성이 얻어지고, 강도 향상에 기여한다. 또, Ti 는, 열간 압연시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 한다. 이로써, 상부 베이나이트상의 입경 미세화와, 제 2 상의 둘레 길이의 증가에 기여하여, 내타발 거?s성과 피로 특성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해, Ti 함유량은, 0.001 ％ 이상이고, 0.003 ％ 이상이 바람직하고, 0.005 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Ti 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 질화물을 형성하여, 내타발 거?s성이 불충분해진다. 이 때문에, Ti 함유량은, 0.030 ％ 미만이고, 0.028 ％ 이하가 바람직하고, 0.025 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《B : 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하》
B 는, 구오스테나이트 입계에 편석되어, 페라이트의 생성을 억제함으로써, 상부 베이나이트상의 생성을 촉진시키고, 강판의 강도 향상에 기여한다. 이들 효과를 발현시키기 위해, B 함유량은, 0.0005 ％ 이상이고, 0.0006 ％ 이상이 바람직하고, 0.0007 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, B 함유량이 지나치게 많으면, 상기한 효과가 포화된다. 이 때문에, B 함유량은, 0.0200 ％ 이하이고, 0.0100 ％ 이하가 바람직하고, 0.0050 ％ 이하가 보다 바람직하다.
강판의 성분 조성은, 추가로, Cr, Mo, Nb 및 V 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을, 이하에 나타내는 함유량으로 함유한다.
《Cr : 0.10 ％ 이상 1.50 ％ 이하》
Cr 은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시킨다. 또, Cr 은, 탄화물을 형성하는 원소로, 권취 후의 상부 베이나이트 변태시에, 상부 베이나이트상과 미변태 오스테나이트의 계면에 편석됨으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시킨다. 미변태 오스테나이트는, 그 후에 냉각됨으로써, 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이들 효과를 발현시키기 위해, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은, 0.10 ％ 이상이고, 0.15 ％ 이상이 바람직하고, 0.20 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Cr 은, Si 와 마찬가지로, 열간 압연 중에 강판 표면에 서브 스케일을 형성한다. 이 때문에, Cr 함유량이 지나치게 많으면 서브 스케일이 지나치게 두꺼워지고, 디스케일링 후에 있어서의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 과대가 되어, 피로 특성이 불충분해진다. 따라서, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은, 1.50 ％ 이하이고, 1.40 ％ 이하가 바람직하고, 1.30 ％ 이하가 보다 바람직하고, 1.20 ％ 이하가 더욱 바람직하고, 1.00 ％ 이하가 특히 바람직하다.
《Mo : 0.05 ％ 이상 0.45 ％ 이하》
Mo 는, ??칭성의 향상을 통해서 베이나이트상의 형성을 촉진시키고, 강판의 강도 향상에 기여한다. 또, Mo 는, Cr 과 마찬가지로, 탄화물을 형성하는 원소로, 권취 후의 상부 베이나이트 변태시에, 상부 베이나이트상과 미변태 오스테나이트의 계면에 편석됨으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시킨다. 미변태 오스테나이트는, 그 후에 냉각됨으로써, 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Mo 를 함유하는 경우, Mo 함유량은, 0.05 ％ 이상이고, 0.10 ％ 이상이 바람직하고, 0.15 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Mo 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, Mo 를 함유하는 경우, Mo 함유량은, 0.45 ％ 이하이고, 0.40 ％ 이하가 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《Nb : 0.005 ％ 이상 0.060 ％ 이하》
Nb 는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시킨다. 또, Nb 는, Ti 와 마찬가지로, 열간 압연시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 한다. 이로써, 상부 베이나이트상의 입경 미세화와 제 2 상의 둘레 길이의 증가에 기여하여, 내타발 거?s성과 피로 특성을 향상시킨다. 또, Nb 는, Cr 과 마찬가지로, 탄화물을 형성하는 원소로, 권취 후의 상부 베이나이트 변태시에, 상부 베이나이트상과 미변태 오스테나이트의 계면에 편석됨으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시킨다. 미변태 오스테나이트는, 그 후에 냉각됨으로써, 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이들 효과를 발현시키기 위해, Nb 를 함유하는 경우, Nb 함유량은, 0.005 ％ 이상이고, 0.010 ％ 이상이 바람직하고, 0.015 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Nb 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, Nb 를 함유하는 경우, Nb 함유량은, 0.060 ％ 이하이고, 0.050 ％ 이하가 바람직하고, 0.040 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《V : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하》
V 는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시킨다. 또, V 는, Ti 와 마찬가지로, 열간 압연시의 오스테나이트상의 재결정 온도를 상승시킴으로써, 오스테나이트 미재결정역에서의 압연을 가능하게 한다. 이로써, 상부 베이나이트상의 입경 미세화와 제 2 상의 둘레 길이의 증가에 기여하여, 내타발 거?s성과 피로 특성을 향상시킨다. 또, V 는, Cr 과 마찬가지로, 탄화물을 형성하는 원소로, 권취 후의 상부 베이나이트 변태시에, 상부 베이나이트상과 미변태 오스테나이트의 계면에 편석됨으로써, 베이나이트의 변태 구동력을 저하시키고, 미변태 오스테나이트를 남긴 채로 상부 베이나이트 변태를 정지시킨다. 미변태 오스테나이트는, 그 후에 냉각됨으로써, 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 이 된다. 이들 효과를 발현시키기 위해, V 를 함유하는 경우, V 함유량은, 0.05 ％ 이상이고, 0.10 ％ 이상이 바람직하고, 0.15 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, V 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, V 를 함유하는 경우, V 함유량은, 0.50 ％ 이하이고, 0.40 ％ 이하가 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 보다 바람직하다.
강판의 성분 조성이 상기 서술한 원소를 함유함으로써, 원하는 특성이 얻어진다.
강판의 성분 조성은, 예를 들어, 강판을 보다 고강도화하거나, 연성, 피로 특성, 내타발 거?s성 등의 특성을 보다 향상시키거나 하는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라, 이하에 설명하는 다른 원소를 추가로 함유할 수 있다.
《다른 원소》
예를 들어, 강판의 성분 조성은, 추가로, Cu 및 Ni 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을, 이하에 나타내는 함유량으로 함유할 수 있다.
(Cu : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하)
Cu 는, 고용되어 강의 강도 증가에 기여한다. 또, Cu 는, ??칭성의 향상을 통해서 베이나이트상의 형성을 촉진시키고, 강도 향상에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은, 0.01 ％ 이상이 바람직하고, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Cu 함유량이 지나치게 많으면, 강판의 표면 성상의 저하를 야기하여, 피로 특성이 불충분해지는 경우가 있다. 이 때문에, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은, 0.50 ％ 이하가 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 보다 바람직하다.
(Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하)
Ni 는, 고용되어 강의 강도 증가에 기여한다. 또, Ni 는, ??칭성의 향상을 통해서 베이나이트상의 형성을 촉진시키고, 강도 향상에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은, 0.01 ％ 이상이 바람직하고, 0.05 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Ni 함유량이 지나치게 많으면, 제 2 상이 증가하여, 연성이 불충분해지는 경우가 있다. 이 때문에, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량은, 0.50 ％ 이하가 바람직하고, 0.30 ％ 이하가 보다 바람직하다.
예를 들어, 강판의 성분 조성은, 추가로, Sb 를, 이하에 나타내는 함유량으로 함유할 수 있다.
(Sb : 0.0002 ％ 이상 0.0300 ％ 이하)
Sb 는, 슬래브 등의 강 소재를 가열하는 단계에서, 강 소재의 표면의 질화를 억제하여, 강 소재의 표층부의 BN 의 석출을 억제한다. 또, 고용 B 가 존재함으로써, 강판의 표층부에 있어서, 베이나이트의 생성에 필요한 ??칭성이 얻어져, 강판의 강도를 향상시킨다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해, Sb 를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 0.0002 ％ 이상이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상이 보다 바람직하고, 0.0010 ％ 이상이 더욱 바람직하다.
한편, Sb 함유량이 지나치게 많으면, 압연 하중의 증대를 야기하여, 생산성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, Sb 를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 0.0300 ％ 이하가 바람직하고, 0.0250 ％ 이하가 보다 바람직하고, 0.0200 ％ 이하가 더욱 바람직하다.
예를 들어, 강판의 성분 조성은, 추가로, Ca, Mg 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을, 이하에 나타내는 함유량으로 함유할 수 있다.
REM (Rare earth Metal) 은, Sc (스칸듐) 및 Y (이트륨) 의 2 원소, 그리고, La (란탄) 로부터 Lu (루테튬) 까지의 15 원소 (란타노이드) 의 합계 17 원소의 총칭이다.
(Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하)
Ca 는, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 내타발 거?s성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은, 0.0002 ％ 이상이 바람직하고, 0.0004 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Ca 함유량이 지나치게 많으면, 강판의 표면 결함을 일으켜, 피로 특성을 열화시키는 경우가 있다. 이 때문에, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은, 0.0100 ％ 이하가 바람직하고, 0.0050 ％ 이하가 보다 바람직하다.
(Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하)
Mg 는, Ca 와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 내타발 거?s성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해, Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 0.0002 ％ 이상이 바람직하고, 0.0004 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, Mg 함유량이 지나치게 많으면, 강의 청정도를 열화시켜, 내타발 거?s성이 불충분해지는 경우가 있다. 이 때문에, Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 0.0100 ％ 이하가 바람직하고, 0.0050 ％ 이하가 보다 바람직하다.
(REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하)
REM 은, Ca 와 마찬가지로, 산화물이나 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여, 내타발 거?s성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은, 0.0002 ％ 이상이 바람직하고, 0.0004 ％ 이상이 보다 바람직하다.
한편, REM 함유량이 지나치게 많으면, 강의 청정도를 열화시켜, 내타발 거?s성이 불충분해지는 경우가 있다. 이 때문에, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은, 0.0100 ％ 이하가 바람직하고, 0.0050 ％ 이하가 보다 바람직하다.
《잔부》
강판의 성분 조성에 있어서, 상기 서술한 성분 (원소) 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물로는, 예를 들어, Zr, Co, Sn, Zn, Pb 등을 들 수 있고, 이들 함유량은, 합계로 0.5 ％ 이하이면 허용할 수 있다.
〈마이크로 조직〉
다음으로, 강판의 마이크로 조직의 한정 이유를 설명한다.
《주상 : 상부 베이나이트상의 면적률이 50 ％ 이상 90 ％ 미만, 또한, 상부 베이나이트상의 평균 입경이 12.0 ㎛ 이하》
상부 베이나이트상을 주상으로 한다. 이로써 연성이 우수하다. 상부 베이나이트상의 면적률이 50 ％ 이상이고, 또한, 상부 베이나이트상의 평균 입경이 12.0 ㎛ 이하임으로써, 우수한 연성과 우수한 내타발 거?s성을 겸비할 수 있다.
상기 효과가 보다 우수하다는 이유로부터, 상부 베이나이트상의 면적률은, 60 ％ 이상이 바람직하고, 70 ％ 이상이 보다 바람직하고, 80 ％ 이상이 더욱 바람직하다.
동일한 이유로부터, 상부 베이나이트상의 평균 입경은, 11.0 ㎛ 이하가 바람직하고, 10.0 ㎛ 이하가 보다 바람직하고, 9.0 ㎛ 이하가 더욱 바람직하다. 또한, 하한은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 1.0 ㎛ 이상이 바람직하고, 2.0 ㎛ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 상부 베이나이트상의 면적률이 지나치게 크면, 인장 강도가 1180 ㎫ 를 하회한다. 이 때문에, 상부 베이나이트상의 면적률은, 90 ％ 미만이다.
《제 2 상 : 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종 (제 2 상) 의 면적률이 10 ％ 이상 50 ％ 미만, 또한, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이가 300,000 ㎛/㎟ 이상》
하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 제 2 상으로 한다.
1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해, 제 2 상의 면적률은, 10 ％ 이상이고, 11 ％ 이상이 바람직하고, 13 ％ 이상이 보다 바람직하고, 15 ％ 이상이 더욱 바람직하다.
한편, 제 2 상의 면적률이 지나치게 크면, 연성이 불충분해진다. 이 때문에, 제 2 상의 면적률은, 50 ％ 미만이고, 40 ％ 이하가 바람직하고, 35 ％ 이하가 보다 바람직하고, 30 ％ 이하가 더욱 바람직하다.
또, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이는, 300,000 ㎛/㎟ 이상이다. 이로써, 평면 굽힘 피로 시험시에, 피로 균열의 성장이 제 2 상에 의해 방해되어, 피로 특성이 우수하다. 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이는, 길수록 피로 특성은 향상되는 점에서, 350,000 ㎛/㎟ 이상이 바람직하고, 400,000 ㎛/㎟ 이상이 보다 바람직하고, 450,000 ㎛/㎟ 이상이 더욱 바람직하다. 이 둘레 길이의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 900,000 ㎛/㎟ 이하가 바람직하고, 800,000 ㎛/㎟ 이하가 보다 바람직하다.
상기 서술한 주상 및 제 2 상 이외의 잔부는, 예를 들어, 펄라이트상 및 폴리고날 페라이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종이다. 이들 잔부를 갖지 않는 경우도 있다. 잔부의 면적률은, 본 발명의 효과를 얻는 관점에서, 합계로 0 ％ 이상 3 ％ 미만이 바람직하다.
상부 베이나이트상은, 방위차가 15° 미만인 라스상 페라이트의 집합체로, 라스상 페라이트 사이에 Fe 계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트상을 갖는 조직 (단, 라스상 페라이트 사이에 Fe 계 탄화물 및/또는 잔류 오스테나이트상을 갖지 않는 경우도 포함한다) 을 의미한다.
라스상 페라이트는, 펄라이트상 중의 라멜라상 (층상) 페라이트나 폴리고날 페라이트와 달리, 형상이 라스상이고, 또한, 내부에 비교적 높은 전위 밀도를 갖는다. 이 때문에, 라스상 페라이트와, 펄라이트상 중의 라멜라상 (층상) 페라이트나 폴리고날 페라이트는, 서로, SEM (주사형 전자 현미경) 이나 TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 구별할 수 있다.
라멜라상 페라이트는, 라스상 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 낮다. 이 때문에, 펄라이트상과, 상부 베이나이트상은, SEM 이나 TEM 등을 사용하여, 용이하게 서로 구별할 수 있다.
또한, 라스 사이에 잔류 오스테나이트상을 갖는 경우에는, 라스상 페라이트부만을 상부 베이나이트상으로 간주하여, 잔류 오스테나이트상과는 구별한다.
하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상은, 방위차가 15° 미만인 라스상 페라이트의 집합체로, 라스상 페라이트 내에 Fe 계 탄화물을 갖는 조직 (단, 라스상 페라이트 사이에도 Fe 계 탄화물을 갖는 경우도 포함한다) 을 의미한다.
하부 베이나이트와 템퍼드 마텐자이트는, 라스상 페라이트 내의 Fe 계 탄화물의 방위나 결정 구조를, TEM (투과형 전자 현미경) 을 사용하여 관찰함으로써, 서로 구별할 수 있다. 그러나, 본 발명에 있어서는, 실질적으로 동일한 특성을 갖고 있기 때문에, 양자를 구별하지 않는다.
하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상은, 라스상 페라이트 내에 Fe 계 탄화물을 갖기 때문에, SEM 이나 TEM 을 사용하여, 상부 베이나이트상과 구별할 수 있다.
라멜라상 페라이트는, 라스상 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 낮다. 이 때문에, 펄라이트상과, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상은, SEM 이나 TEM 등을 사용하여, 용이하게 서로 구별할 수 있다.
프레시 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상은, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상과 비교하여, Fe 계 탄화물을 갖지 않는다. 또, 프레시 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상은, 상부 베이나이트상, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 그리고, 폴리고날 페라이트와 비교하여, SEM 이미지의 콘트라스트가 밝다. 이 때문에, 프레시 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상은, SEM 을 사용하여, 이들 조직과 구별할 수 있다.
프레시 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상은, SEM 에서는 동일한 형상과 콘트라스트를 갖지만, 전자선 반사 회절 (Electron Backscatter Diffraction Patterns : EBSD) 법을 사용함으로써, 서로 구별할 수 있다.
상부 베이나이트상, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상 (제 2 상), 마텐자이트상 (제 2 상), 잔류 오스테나이트상 (제 2 상), 펄라이트상, 그리고, 폴리고날 페라이트상의 각 면적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
상부 베이나이트상의 평균 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이는, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
〈인장 강도 : 1180 ㎫ 이상〉
본 발명의 고강도 열연 강판은, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 를 갖는다.
상한은 특별히 한정되지 않지만, 인장 강도는, 1470 ㎫ 이하가 바람직하다.
인장 강도 (TS) 는, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
〈산술 평균 거칠기 (Ra) : 2.00 ㎛ 이하〉
본 발명의 고강도 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 지나치게 큰 경우, 평면 굽힘 피로 시험시에, 굽힘 정점부에서 국소적인 응력 집중이 발생하여, 조기에 피로 균열이 생길 수 있다.
이 때문에, 본 발명의 고강도 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 는, 우수한 피로 특성을 얻기 위해, 2.00 ㎛ 이하이고, 피로 특성이 보다 우수하다는 이유에서, 1.90 ㎛ 이하가 바람직하고, 1.80 ㎛ 이하가 보다 바람직하고, 1.60 ㎛ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 0.30 ㎛ 이상이 바람직하고, 0.45 ㎛ 이상이 보다 바람직하다.
또한, 산술 평균 거칠기 (Ra) 는, 후술하는 도금층이 형성되어 있는 경우, 도금층의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 이고, 후술하는 도금층이 형성되어 있지 않은 경우, 강판 그 자체의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 이다.
산술 평균 거칠기 (Ra) 는, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
〈도금층〉
본 발명의 고강도 열연 강판은, 그 표면에, 내식성의 향상 등을 목적으로 하여, 도금층을 가지고 있어도 된다.
도금층으로는, 예를 들어, 용융 도금층, 전기 도금층 등을 들 수 있다.
용융 도금층으로는, 예를 들어, 아연 도금층 등을 들 수 있고, 그 구체예로는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 등을 들 수 있다.
전기 도금층으로는, 예를 들어, 전기 아연 도금층 등을 들 수 있다.
도금층의 두께 (도금 부착량) 는, 특별히 제한되지 않고, 종래 공지된 값을 채용할 수 있다.
[고강도 열연 강판의 제조 방법]
다음으로, 본 발명의 고강도 열연 강판의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 고강도 열연 강판의 제조 방법 (이하, 간단히 「본 발명의 제조 방법」이라고도 한다) 은, 상기 서술한 본 발명의 고강도 열연 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1150 ℃ 이상으로 가열하고, 상기 가열한 상기 강 소재를 조압연함으로써 조압연판을 얻고, 상기 조압연판에, 2.5 ㎫ 이상의 충돌압으로, 고압수 디스케일링을 실시하고, 상기 고압수 디스케일링을 실시한 상기 조압연판을 (RC － 100) ℃ 이상 (RC ＋ 100) ℃ 이하의 마무리 압연 종료 온도에서 마무리 압연함으로써 마무리 압연판을 얻고, 단, RC 는 하기 식 (1) 로 정의되고, 상기 마무리 압연판을 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 150) ℃ 이상 Bs ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 단, Bs 는 하기 식 (2) 로 정의되고, 또한, 상기 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 이상인 경우에는 상기 마무리 압연의 종료로부터 상기 냉각의 개시까지의 시간이 2.0 s 이하이고, 상기 냉각된 상기 마무리 압연판을, 상기 냉각 정지 온도에서 권취하고, 상기 권취한 상기 마무리 압연판을 0.10 ℃/min 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 300) ℃ 까지 냉각하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이다.
(1) RC ＝ 850 ＋ 100 × C ＋ 100 × N ＋ 10 × Mn ＋ 700 × Ti ＋ 5000 × B ＋ 10 × Cr ＋ 50 × Mo ＋ 2000 × Nb ＋ 150 × V
(2) Bs ＝ 830 － 270 × C － 90 × Mn － 70 × Cr － 37 × Ni － 83 × Mo
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 상기 성분 조성에 있어서의 각 원소의 질량％ 에서의 함유량을 나타낸다. 상기 성분 조성이 함유하지 않는 원소의 경우, 상기 식 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.
이하의 설명에 있어서, 온도는, 후술하는 강 소재, 조압연판 및 마무리 압연판 등의 표면에 있어서의 온도를 나타낸다. 예를 들어, 후술하는 강제 냉각의 평균 냉각 속도는, 마무리 압연판의 표면에 있어서의 평균 냉각 속도에 기초한다.
먼저, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 슬래브 등의 강 소재를 준비한다. 슬래브 등의 강 소재의 제조 방법으로는, 특별히 한정되지 않고, 상용되는 방법을 모두 채용할 수 있다. 예를 들어, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로 (轉爐) 등에 있어서 공지된 방법을 사용하여 용제 (溶製) 하고, 연속 주조법 등의 주조 방법에 의해 슬래브를 제조하는 방법을 들 수 있다. 조괴-분괴 압연 방법 등의 공지된 주조 방법을 사용해도 된다. 원료로서 스크랩을 사용해도 된다.
또한, 연속 주조시에 있어서의 강의 성분 편석을 저감시키기 위해서, 전자 교반 (EMS), 경압하 주조 (IBSR) 등의 편석 저감 처리를 적용할 수 있다. 전자 교반에 의해, 판 두께 중심부에 등축정 (等軸晶) 을 형성시켜, 편석을 저감시킬 수 있다. 경압하 주조에 의해, 연속 주조 슬래브의 미응고부의 용강의 유동을 방지하여, 판 두께 중심부의 편석을 저감시킬 수 있다. 이들 편석 저감 처리를 적어도 1 개 적용함으로써, 프레스 성형성, 저온 인성 등을 양호하게 할 수 있다.
〈강 소재의 가열 온도 : 1150 ℃ 이상〉
저온까지 냉각된 후의 슬래브 등의 강 소재 중에 있어서는, Ti 등의 탄질화물을 형성하는 원소의 대부분이, 조대한 탄질화물로서 불균일하게 석출되어 있다. 이 조대하고 불균일한 석출물의 존재는, 모든 특성 (예를 들어, 강도, 내타발 거?s성 등) 의 열화를 초래한다.
이 때문에, 열간 압연 전의 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용시킨다. 조대한 석출물을 열간 압연 전에 충분히 고용시키기 위해, 강 소재의 가열 온도는 1150 ℃ 이상이고, 1180 ℃ 이상이 바람직하고, 1200 ℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높아지면, 슬래브 흠집의 발생이나 스케일 오프에 의한 수율 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는, 1350 ℃ 이하가 바람직하고, 1300 ℃ 이하가 보다 바람직하고, 1280 ℃ 이하가 더욱 바람직하다.
강 소재는, 1150 ℃ 이상의 가열 온도로 가열하여 소정 시간 유지한다. 이 때, 유지 시간이 지나치게 길면, 스케일 발생량이 증대되는 경우가 있다. 이 경우, 계속되는 열간 압연에 있어서 스케일 맞물림 등이 발생하기 쉬워져, 얻어지는 강판의 표면 조도가 열화되고, 피로 특성이 열화되는 경향이 있다.
이 때문에, 피로 특성이 보다 우수하다는 이유에서, 1150 ℃ 이상의 온도역에서의 강 소재의 유지 시간은, 10000 초 이하가 바람직하고, 8000 초 이하가 보다 바람직하다. 하한은 특별히 한정되지 않지만, 강 소재의 가열의 균일성의 관점에서, 1800 초 이상이 바람직하다.
또한, 열간 압연 전의 강 소재를, 주조 후에, 고온인 채 (즉, 상기 가열 온도의 범위의 온도를 유지한 채) 로 직접 열간 압연 (직송 압연) 에 제공해도 된다.
다음으로, 가열한 (또는, 주조 후에 고온인 채의) 강 소재에 대해, 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시한다. 조압연은, 원하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.
강 소재를 조압연하여 조압연판을 얻는다. 얻어진 조압연판에 대해, 마무리 압연을 실시하기 전에, 마무리 압연기의 입구측에 있어서, 고압수를 분사하는 디스케일링 (고압수 디스케일링) 을 실시한다.
〈디스케일링 충돌압 : 2.5 ㎫ 이상〉
마무리 압연 전까지 발생한 1 차 스케일을 제거하기 위해, 조압연판에 대해, 고압수 디스케일링을 실시한다.
고압수 디스케일링의 충돌압 (간단히 「디스케일링 충돌압」이라고도 한다) 은, 2.5 ㎫ 이상이고, 3.0 ㎫ 이상이 바람직하고, 3.5 ㎫ 이상이 더욱 바람직하다. 충돌압은, 고압수가 조압연판의 표면에 충돌하는 단위 면적당의 힘이다. 이로써, 얻어지는 고강도 열연 강판의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 를, 2.00 ㎛ 이하로 제어할 수 있다.
디스케일링 충돌압은, 상한은 특별히 규정하지 않지만, 15.0 ㎫ 이하가 바람직하고, 14.5 ㎫ 이하가 보다 바람직하고, 12.0 ㎫ 이하가 보다 바람직하다.
또한, 마무리 압연의 스탠드 사이의 압연 도중에, 고압수 디스케일링을 실시해도 된다. 또, 필요에 따라, 마무리 압연의 스탠드 사이에서 조압연판을 냉각해도 된다.
〈마무리 압연 종료 온도 : (RC － 100) ℃ 이상 (RC ＋ 100) ℃ 이하〉
고압수 디스케일링을 실시한 조압연판에 대해, 소정의 마무리 압연 종료 온도에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연판을 얻는다.
마무리 압연 종료 온도가 지나치게 낮은 경우, 압연이 페라이트 ＋ 오스테나이트의 2 상역 온도에서 실시되는 경우가 있다. 이 때문에, 주상 및 제 2 상에 대해 원하는 면적률이 충분히 얻어지지 않아, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다.
이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, (RC － 100) ℃ 이상이고, (RC － 80) ℃ 이상이 바람직하고, (RC － 50) ℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 마무리 압연 종료 온도가 지나치게 높은 경우, 오스테나이트립의 입 성장이 현저하게 발생하여, 오스테나이트립이 조대화되고, 상부 베이나이트상의 평균 입경이 커져, 내타발 거?s성이 불충분해진다.
이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, (RC ＋ 100) ℃ 이하이고, (RC ＋ 80) ℃ 이하가 바람직하고, (RC ＋ 50) ℃ 이하가 보다 바람직하다.
RC 는, 하기 식 (1) 로 정의된다.
(1) RC ＝ 850 ＋ 100 × C ＋ 100 × N ＋ 10 × Mn ＋ 700 × Ti ＋ 5000 × B ＋ 10 × Cr ＋ 50 × Mo ＋ 2000 × Nb ＋ 150 × V
단, 식 (1) 중의 각 원소 기호는, 상기 서술한 성분 조성에 있어서의 각 원소의 함유량 [질량％] 이다. 상기 서술한 성분 조성이 함유하지 않는 원소의 경우, 식 (1) 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.
다음으로, 마무리 압연에 의해 얻어진 마무리 압연판을, 상기 서술한 마무리 압연 종료 온도로부터, 후술하는 냉각 정지 온도까지, 후술하는 평균 냉각 속도에서 냉각 (이하, 「강제 냉각」이라고도 한다) 한다.
〈냉각 개시 시간 : 마무리 압연의 종료 후 2.0 s 이하〉
소정의 경우, 마무리 압연이 종료되고 나서 강제 냉각을 개시할 때까지의 시간 (냉각 개시 시간) 을 제어한다. 구체적으로는, 상기 서술한 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 이상인 경우, 냉각 개시 시간이 지나치게 길어지면, 오스테나이트립의 입 성장이 발생하여, 상부 베이나이트상의 평균 입경이 커져, 내타발 거?s성이 불충분해진다.
이 때문에, 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 이상인 경우, 냉각 개시 시간은, 2.0 s 이하이고, 1.5 s 이하가 바람직하고, 1.0 s 이하가 보다 바람직하다.
또한, 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 미만인 경우, 냉각 개시 시간은, 특별히 한정되지 않지만, 오스테나이트립에 도입된 변형을 회복시키지 않음으로써 인장 강도를 확보하는 관점에서, 2.0 s 이하가 바람직하고, 1.5 s 이하가 보다 바람직하고, 1.0 s 이하가 더욱 바람직하다.
〈마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 : 20 ℃/s 이상〉
강제 냉각에 있어서, 마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 (이하, 「강제 냉각의 평균 냉각 속도」라고도 한다) 가 지나치게 느린 경우, 상부 베이나이트 변태 전에 페라이트 변태가 일어나, 원하는 면적률의 상부 베이나이트상이 얻어지지 않는다.
이 때문에, 강제 냉각의 평균 냉각 속도는, 20 ℃/s 이상이고, 25 ℃/s 이상이 바람직하고, 30 ℃/s 이상이 보다 바람직하다.
한편, 강제 냉각의 평균 냉각 속도는, 상한은 특별히 한정되지 않지만, 지나치게 빠른 경우, 냉각 정지 온도의 관리가 곤란해져, 원하는 마이크로 조직을 얻는 것이 곤란해질 수 있기 때문에, 500 ℃/s 이하가 바람직하고, 300 ℃/s 이하가 보다 바람직하고, 150 ℃/s 이하가 더욱 바람직하고, 80 ℃/s 이하가 특히 바람직하다.
〈냉각 정지 온도 : (Bs － 150) ℃ 이상 Bs ℃ 이하〉
냉각 정지 온도가 지나치게 낮은 경우, 상부 베이나이트 변태가 촉진되고, 제 2 상의 둘레 길이가 300,000 ㎛/㎟ 미만이 되어, 피로 특성이 불충분해진다.
이 때문에, 냉각 정지 온도는, (Bs － 150) ℃ 이상이고, (Bs － 140) ℃ 이상이 바람직하고, (Bs － 130) ℃ 이상이 보다 바람직하다.
한편, 냉각 정지 온도가 지나치게 높은 경우, 상부 베이나이트상의 생성이 발생하지 않아, 면적률로 50 ％ 이상의 상부 베이나이트상이 얻어지지 않고, 제 2 상의 면적률이 커져, 연성이 불충분해진다. 또, 미세한 제 2 상이 얻어지지 않아, 제 2 상의 둘레 길이가 300,000 ㎛/㎟ 미만이 되고, 피로 특성이 불충분해진다.
이 때문에, 냉각 정지 온도는, Bs ℃ 이하이고, (Bs － 20) ℃ 이하가 바람직하고, (Bs － 50) ℃ 이하가 보다 바람직하다.
Bs 는, 하기 식 (2) 로 정의된다.
(2) Bs ＝ 830 － 270 × C － 90 × Mn － 70 × Cr － 37 × Ni － 83 × Mo
단, 식 (2) 중의 각 원소 기호는, 상기 서술한 성분 조성에 있어서의 각 원소의 함유량 [질량％] 이다. 상기 서술한 성분 조성이 함유하지 않는 원소의 경우, 식 (2) 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.
냉각 정지 온도까지 강제 냉각한 마무리 압연판을, 냉각 정지 온도에서 권취 하고, 예를 들어 코일상으로 한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는, 권취 온도이기도 하다.
〈권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 0.10 ℃/min 이상〉
다음으로, 권취한 마무리 압연판을, (Bs － 300) ℃ 까지 냉각한다.
권취 후의 평균 냉각 속도는, 미변태 오스테나이트상의 변태 거동에 영향을 미친다. 권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 느린 경우, 미변태 오스테나이트상이 분해되어 상부 베이나이트상 또는 펄라이트상이 되고, 원하는 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 의 면적률을 확보할 수 없다.
이 때문에, 원하는 제 2 상의 면적률을 얻기 위해, 권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도는, 0.10 ℃/min 이상이고, 0.12 ℃/min 이상이 바람직하고, 0.15 ℃/min 이상이 보다 바람직하고, 0.20 ℃/min 이상이 더욱 바람직하다.
한편, 권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 빠르면, 베이나이트 변태 정류 현상이 발생하지 않아, 원하는 제 2 상 (하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종) 의 면적률을 얻는 것이 곤란해지는 경우가 있다.
이 때문에, 권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도는, 1800 ℃/min 이하가 바람직하고, 1800 ℃/min 미만이 보다 바람직하고, 600 ℃/min 이하가 더욱 바람직하고, 60 ℃/min 이하가 특히 바람직하다.
권취 후의 냉각 방법은, 원하는 평균 냉각 속도가 얻어지면, 어떠한 냉각 방법이어도 된다. 냉각 방법의 예로서, 자연 공랭, 강제 공랭, 가스 냉각, 미스트 냉각, 수 냉각, 기름 냉각 등을 들 수 있다.
권취 후의 냉각에 있어서, 냉각 정지 온도는 (Bs － 300) ℃ 미만이어도 된다. 통상적으로, 10 ∼ 30 ℃ 정도의 실온까지 냉각한다. 그 후, 통상적인 방법에 따라, 조질 압연 (스킨 패스 압연) 을 실시해도 된다. 또, 산세를 실시하여, 스케일을 제거해도 된다.
후술하는 도금 처리를 실시하지 않는 경우, 권취 후에 냉각된 (또한, 임의로, 조질 압연 및/또는 산세가 실시된) 마무리 압연판이, 본 발명의 고강도 열연 강판이 된다.
〈도금 처리〉
권취 후에 냉각된 (또한, 임의로, 조질 압연 및/또는 산세가 실시된) 마무리 압연판에 대해서는, 상용되는 도금 라인이 사용되어, 도금 처리를 실시해도 된다. 이로써, 마무리 압연판의 표면에, 도금층이 형성된다. 도금 처리를 실시하는 경우, 도금 처리 후의 마무리 압연판이, 본 발명의 고강도 열연 강판이 된다.
도금 처리로는, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, 종래 공지된 용융 도금 처리, 합금화 용융 도금 처리, 전기 도금 처리 등을 들 수 있다.
용융 도금 처리로는, 예를 들어, 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리를 들 수 있다. 또, 합금화 용융 도금 처리로는, 예를 들어, 합금화 용융 도금 처리 (용융 아연 도금 처리 후에, 합금화 처리를 실시함으로써, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 처리) 를 들 수 있다.
실시예
이하에, 실시예를 들어 본 발명을 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 이하에 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
〈열연 강판의 제조〉
하기 표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는) 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브를 제조하였다.
제조한 슬래브를, 하기 표 2 에 나타내는 슬래브 가열 온도 [℃] 및 1150 ℃ 이상에서의 슬래브 가열 시간 [s] 으로 가열하였다.
가열한 슬래브를 조압연함으로써, 조압연판을 얻었다.
얻어진 조압연판의 표면에, 하기 표 2 에 나타내는 충돌압 [㎫] 으로 고압수 디스케일링을 실시하였다.
고압수 디스케일링을 실시한 조압연판에, 하기 표 2 에 나타내는 마무리 압연 종료 온도 [℃] 에서 마무리 압연을 실시함으로써, 마무리 압연판을 얻었다.
마무리 압연의 종료 후, 얻어진 마무리 압연판을 강제 냉각하였다. 하기 표 2 에는, 강제 냉각시의 조건으로서, 냉각 개시 시간 (마무리 압연의 종료 후로부터, 강제 냉각을 개시할 때까지의 시간) [s], 평균 냉각 속도 (마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도) [℃/s] 및, 냉각 정지 온도 [℃] 를 기재하였다.
강제 냉각한 마무리 압연판을, 하기 표 2 에 나타내는 냉각 정지 온도 [℃] 에서 권취하였다.
권취한 마무리 압연판을, 하기 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도 [℃] 로 (Bs － 300) ℃ 까지 냉각하였다.
하기 표 2 에 나타내는 RC [℃] 및 Bs [℃] 는, 상기 서술한 바와 같다.
이렇게 하여, 하기 표 2 에 나타내는 판 두께 [㎜] 를 갖는 열연 강판을 얻었다. 얻어진 열연 강판에 대해, 조질 압연을 실시하고, 그 후, 산세 (염산 농도 : 10 질량％, 온도 85 ℃) 를 실시하여 스케일을 제거하였다. 또한, 일부의 열연 강판에는, 도금 처리를 실시하여 도금층을 형성하였다. 보다 상세하게는, 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 그 후, 합금화 처리를 실시하였다. 이로써, 합금화 용융 아연 도금층을 형성하였다. 이 경우, 하기 표 2 의 「도금 처리의 유무」의 란에 「○」를 기재하였다.
〈열연 강판의 평가〉
얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 이하에 설명하는 시험 및 평가 등을 실시하였다. 도금층을 갖는 열연 강판은, 도금 처리 후에, 이하에 설명하는 시험 및 평가 등을 실시하였다. 결과를 하기 표 3 에 나타낸다.
(i) 마이크로 조직의 관찰
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편을 채취하였다. 채취한 시험편을 연마하여, 도금층을 제외한 판 두께 1/4 위치의 단면 (斷面) (압연 방향으로 평행한 단면) 을 노출시켰다. 노출시킨 단면을, 부식액 (3 질량％ 나이탈 용액) 을 사용하여 부식시키고 나서, 주사 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 5000 배의 배율로 관찰하였다. 10 시야를 촬영하고, 화상 처리에 의해, 상부 베이나이트상, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 펄라이트상, 그리고, 폴리고날 페라이트상의 각 상의 면적률 [％] 을 정량화하여 구하였다.
프레시 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상은, SEM 에서는 구별이 곤란하였다. 그래서, 전자선 반사 회절 (Electron Backscatter Diffraction Patterns : EBSD) 법을 사용하였다. 보다 상세하게는, SEM 에서 프레시 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상을 구별할 수 없었던 각 결정립에 대해, EBSD 법에 의해, 결정립내에 면적률로 50 ％ 미만이 오스테나이트상과 동정 (同定) 된 것을 프레시 마텐자이트상으로 하고, 결정립 내에 면적률로 50 ％ 이상이 오스테나이트상과 동정된 것을 잔류 오스테나이트상으로 하였다.
이와 같이 하여 구별된 프레시 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상에 대해, 면적률 [％] 을 구하였다.
원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이는, 다음과 같이 구하였다.
SEM 또는 EBSD 법을 사용하여 동정한 제 2 상의 개개의 결정립에 대해, 먼저, 화상 처리에 의해 면적 Asecondary [㎛2] 를 구하고, 이어서, 하기 식을 사용하여, 원 상당 직경 dsecondary [㎛] 를 구하였다.
dsecondary ＝ 2√ (Asecondary/π)
원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 개개의 결정립을 특정하고, 그 둘레 길이를, 화상 처리에 의해 측정하였다. 측정 시야 내에 있어서의, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이의 총 합을, 측정 시야의 면적으로 나누었다. 이렇게 하여, 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 제 2 상의 둘레 길이 [㎛/㎟] 를 구하였다.
상부 베이나이트상의 평균 입경은, 다음과 같이 측정하였다.
먼저, 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 연마하였다. 보다 상세하게는, 압연 방향으로 평행한 면 (판 두께 1/4 위치의 면) 이 관찰면이 되도록, 콜로이달 실리카 용액을 사용하여, 시험편을 연마하였다. 그 후, EBSD 법 (전자선의 가속 전압 : 20 keV, 측정 간격 : 0.1 ㎛ 스텝) 에 의해, 시험편의 관찰면에 있어서의 100 ㎛ × 100 ㎛ 의 영역을, 10 개 지점 측정하였다. 일반적으로 결정립계로서 인식되어 있는 대경각 입계의 임계값을 15°로 정의하고, 결정 방위차가 15°이상인 입계를 가시화함으로써, 상부 베이나이트상의 면적 평균 (Area fraction average) 의 입경 [㎛] 을 산출하였다. 산출에는, TSL 사 제조의 OIM Analysis 소프트웨어를 사용하였다. 이 때, 결정립의 정의로서, Grain Tolerance Angle 을 15°로 함으로써, 면적 평균 입경을 구하였다. 구한 상부 베이나이트상의 면적 평균 입경을, 상부 베이나이트상의 평균 입경 [㎛] 으로 하였다.
(ii) 산술 평균 거칠기 (Ra) 의 측정
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 (크기 : t (판 두께) × 50 ㎜ (폭) × 50 ㎜ (길이)) 을 채취하였다. 채취한 시험편에 대해, JIS B 0601 : 2013 에 준거하여, 산술 평균 거칠기 (Ra) 를 측정하였다. 산술 평균 거칠기 (Ra) 는, 압연 방향과 직각 방향으로 각각 3 회씩 측정하여, 그것들의 평균값을 구하고, 이것을 열연 강판의 산술 평균 거칠기 (Ra) 로 하였다.
도금층을 갖는 열연 강판은, 도금층의 표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 를 구하였다.
(iii) 인장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 JIS5 호 시험편 (GL : 50 ㎜) 을 채취하여, 기계 특성값를 구하였다.
구체적으로는, 채취한 시험편에 대해, JIS Z 2241 : 2011 의 규정에 준거하여, 인장 시험을 실시하고, 항복 강도 (항복점, YP) [㎫], 인장 강도 (TS) [㎫], 전체 연신 (El) [％], 및, 균일 연신 (U-El) [％] 을 구하였다. 열연 강판마다 인장 시험은 2 회씩 실시하고, 2 회의 평균값을, 그 열연 강판의 기계 특성값으로 하였다.
본 발명에 있어서는, TS × U-El [㎫·％] 의 값이 6,000 ㎫·％ 이상인 경우, 연성이 우수하다고 평가하였다.
(iv) 평면 굽힘 피로 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 도 1 에 나타내는 치수 형상의 시험편을 채취하였다. 도 1 중에 나타내는 수치의 단위는 「㎜」이다. 시험편의 길이 방향이, 열연 강판의 압연 방향과 직각 방향이 되도록 하였다. 채취한 시험편을 사용하여, JIS Z 2275-1978 의 규정에 준거하여, 평면 굽힘 피로 시험을 실시하였다. 응력 부하 모드는, 응력비 R : -1 로 하고, 주파수 : 25 Hz 로 하였다. 부하 응력 진폭을 6 단계로 변화시키고, 파단까지의 응력 사이클을 측정하여, S-N 곡선을 구하고, 50 만 사이클에 있어서의 피로 강도 (응력 진폭값) 를 구하였다.
본 발명에 있어서는, 50 만 사이클에 있어서의 피로 강도를 인장 강도 (TS) 로 나눈 값이 0.50 이상인 경우, 피로 특성이 우수하다고 평가하였다.
(v) 내타발 거?s성의 평가
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 (크기 : t (판 두께) × 30 ㎜ (폭) × 30 ㎜ (길이)) 을 채취하였다. 채취한 시험편의 중앙에, 10 ㎜Φ 의 원통 펀치를 사용하고, 클리어런스를 12±1 ％ 로 하여, 타발 구멍을 형성하였다. 클리어런스는, 시험편의 판 두께에 대한 비율 [％] 이다. 타발 구멍의 압연 방향 단면 및 압연 직각 방향 단면이 각각 평가될 수 있도록, 시험편을 대각선을 따라 4 등분하여, 4 등분 시험편을 제작하였다. 4 등분 시험편의 타발 구멍 단면에 대해, JIS B 0601 : 2013 에 준거하여, 최대 높이 거칠기 (Rz) [㎛] 를 측정하였다.
보다 상세하게는, 다음과 같이 측정하였다. 먼저, 4 등분 시험편의 타발 구멍 단면에, 판 두께 방향을 따라 위치 A 및 위치 B 를 설정하였다. 위치 A는, 버 발생측의 최표면으로부터 판 두께 방향으로 100 ㎛ 의 위치이다. 위치 B 는, 타발 구멍 단면의 전단면/파단면 경계로부터 파단면 방향으로 100 ㎛ 의 위치이다. 위치 A 와 위치 B 사이를 등간격으로 10 위치로 나누고, 합계 10 위치에서, 원호 방향 (원주 방향) 으로 1 ㎜ 길이의 거칠기 곡선을 측정하였다. 얻어진 10 개의 거칠기 곡선으로부터, 각각 최대 높이 거칠기 (Rz) 를 산출하였다. 산출한 Rz 의 평균값을, 4 등분 시험편의 Rz 로 하였다. 이와 같은 Rz 의 측정을, 4 등분 시험편 전부에 대해 실시하고, 얻어진 Rz 의 평균값을, 그 열연 강판의 타발 구멍 단면의 Rz [㎛] 로 하였다.
또, 4 등분 시험편 전부로부터 얻어진 합계 40 점의 Rz 의 표준편차를 산출하고, 이것을, 그 열연 강판의 타발 구멍 단면의 Rz 의 표준편차 [㎛] 로 하였다. 타발 구멍 단면은 곡면이기 때문에, Rz 를 산출할 때에, JIS B 0601 : 2013 에 준거한 2 차 곡선 보정을 실시하였다. 컷오프 λs 및 λc 에 의한 보정은 실시하지 않았다.
본 발명에 있어서는, 타발 구멍 단면의 Rz 가 35 ㎛ 이하이고, 또한, 타발 구멍 단면의 Rz 의 표준편차가 10 ㎛ 이하인 경우, 내타발 거?s성이 우수하다고 평가하였다.
Figure 112021142828934-pct00001
Figure 112021142828934-pct00002
Figure 112021142828934-pct00003
〈평가 결과 정리〉
상기 표 1 ∼ 표 3 중, 하선부는, 본 발명의 범위 외 또는 적합 범위 외를 나타낸다.
No.1 ∼ No.3, No.5 ∼ No.6, No.11, 및, No.13 ∼ No.20 의 열연 강판은, 1180 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 를 가져 고강도이고, 또한, 연성, 피로 특성 및 내타발 거?s성이 우수하였다.
이에 반하여, No.4 (강제 냉각의 냉각 정지 온도가 낮다) 는, 상부 베이나이트상의 면적률이 크고, 인장 강도가 1180 ㎫ 미만이고, 제 2 상의 둘레 길이가 짧고, 피로 특성이 불충분하였다.
No.7 (권취 후의 (Bs － 300) ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 느리다) 은, 제 2 상의 면적률이 작고, 인장 강도가 1180 ㎫ 미만이었다.
No.8 (마무리 압연 종료 온도가 높다) 은, 상부 베이나이트상의 평균 입경이 크고, 내타발 거?s성이 불충분하였다.
No.9 (마무리 압연 종료 온도가 낮다) 는, 상부 베이나이트상의 면적률이 작고, 인장 강도가 1180 ㎫ 미만이었다.
No.10 (디스케일링 충돌압이 낮다) 은, 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 크고, 피로 특성이 불충분하였다.
No.12 (강제 냉각의 냉각 정지 온도가 높다) 는, 제 2 상의 면적률이 크고, 연성이 불충분하였다. 또, 제 2 상의 둘레 길이가 짧고, 피로 특성이 불충분하였다.
No.21 (Ti 가 많은 강 N 을 사용) 은, 내타발 거?s성이 불충분하였다.
No.22 (Cr, Mo, Nb 및 V 를 함유하지 않는 강 O 를 사용) 는, 제 2 상의 면적률이 작고, 인장 강도가 1180 ㎫ 미만이었다.
No.23 (Cr 이 많은 강 P 를 사용) 은, 산술 평균 거칠기 (Ra) 가 크고, 피로 특성이 불충분하였다.

Claims (11)

  1. 인장 강도가, 1180 ㎫ 이상이고,
    표면의 산술 평균 거칠기 (Ra) 가, 2.00 ㎛ 이하이고,
    질량％ 로, C : 0.09 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.100 ％ 이하, S : 0.0100 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.001 ％ 이상 0.030 ％ 미만, 및, B : 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하를 함유하고, 또한 Cr : 0.10 ％ 이상 1.50 ％ 이하, Mo : 0.05 ％ 이상 0.45 ％ 이하, Nb : 0.005 ％ 이상 0.060 ％ 이하, 및, V : 0.05 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    상부 베이나이트상 및 제 2 상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,
    상기 상부 베이나이트상의 면적률이, 50 ％ 이상 90 ％ 미만이고,
    상기 상부 베이나이트상의 평균 입경이, 12.0 ㎛ 이하이고,
    상기 제 2 상은, 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼드 마텐자이트상, 프레시 마텐자이트상, 그리고, 잔류 오스테나이트상으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종이고,
    상기 제 2 상의 면적률이, 10 ％ 이상 50 ％ 미만이고,
    원 상당 직경이 0.5 ㎛ 이상인 상기 제 2 상의 둘레 길이가, 300,000 ㎛/㎟ 이상인, 고강도 열연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하, 및, Ni : 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 열연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.0002 ％ 이상 0.0300 ％ 이하를 함유하는, 고강도 열연 강판.
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Sb : 0.0002 ％ 이상 0.0300 ％ 이하를 함유하는, 고강도 열연 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 및, REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 열연 강판.
  6. 제 2 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 및, REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 열연 강판.
  7. 제 3 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 및, REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 열연 강판.
  8. 제 4 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, Mg : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, 및, REM : 0.0002 ％ 이상 0.0100 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는, 고강도 열연 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    표면에 도금층을 갖는, 고강도 열연 강판.
  10. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 열연 강판을 제조하는 방법으로서,
    제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1150 ℃ 이상으로 가열하고,
    상기 가열한 상기 강 소재를 조압연함으로써 조압연판을 얻고,
    상기 조압연판에, 2.5 ㎫ 이상의 충돌압으로, 고압수 디스케일링을 실시하고,
    상기 고압수 디스케일링을 실시한 상기 조압연판을 (RC － 100) ℃ 이상 (RC ＋ 100) ℃ 이하의 마무리 압연 종료 온도에서 마무리 압연함으로써 마무리 압연판을 얻고, 단, RC 는 하기 식 (1) 로 정의되고,
    상기 마무리 압연판을 20 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 150) ℃ 이상 Bs ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 단, Bs 는 하기 식 (2) 로 정의되고, 또한, 상기 마무리 압연 종료 온도가 RC ℃ 이상인 경우에는 상기 마무리 압연의 종료로부터 상기 냉각의 개시까지의 시간이 2.0 s 이하이고,
    상기 냉각된 상기 마무리 압연판을, 상기 냉각 정지 온도에서 권취하고,
    상기 권취한 상기 마무리 압연판을 0.10 ℃/min 이상의 평균 냉각 속도로 (Bs － 300) ℃ 까지 냉각하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    (1) RC ＝ 850 ＋ 100 × C ＋ 100 × N ＋ 10 × Mn ＋ 700 × Ti ＋ 5000 × B ＋ 10 × Cr ＋ 50 × Mo ＋ 2000 × Nb ＋ 150 × V
    (2) Bs ＝ 830 － 270 × C － 90 × Mn － 70 × Cr － 37 × Ni － 83 × Mo
    단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 상기 성분 조성에 있어서의 각 원소의 질량％ 에서의 함유량을 나타낸다. 상기 성분 조성이 함유하지 않는 원소의 경우, 상기 식 중의 원소 기호를 0 으로 하여 계산한다.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 권취 후에 상기 냉각된 상기 마무리 압연판에 도금 처리를 실시하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7192819B2 (ja) * 2020-03-17 2022-12-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20240141452A1 (en) * 2021-03-31 2024-05-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
WO2023112763A1 (ja) * 2021-12-15 2023-06-22 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN115418558B (zh) * 2022-06-21 2023-07-11 首钢集团有限公司 一种减少含锑的耐酸钢热轧表面翘皮的方法
KR20240096056A (ko) * 2022-12-19 2024-06-26 주식회사 포스코 강판 및 그 제조방법
CN116334486A (zh) * 2023-03-22 2023-06-27 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低温冲击韧性优异的高强度汽车用热轧钢带及其制造方法
JP7677554B1 (ja) * 2023-07-25 2025-05-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び部材並びにこれらの製造方法
KR20250093737A (ko) * 2023-12-15 2025-06-25 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
KR20250093069A (ko) * 2023-12-15 2025-06-24 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109951A (ja) 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012036312A1 (ja) 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2018150955A1 (ja) 2017-02-17 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3247908B2 (ja) * 1992-11-05 2002-01-21 川崎製鉄株式会社 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP4157454B2 (ja) * 2003-10-06 2008-10-01 新日本製鐵株式会社 高強度電磁鋼板とその製造方法
JP4476928B2 (ja) * 2005-12-28 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 耐食性と母材靭性に優れた船舶用高張力鋼材
JP4955496B2 (ja) 2007-09-28 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
CN101358319B (zh) * 2008-09-02 2010-12-01 首钢总公司 一种低碳610MPa级高强压力容器用钢板及其生产方法
JP5440431B2 (ja) * 2010-07-14 2014-03-12 新日鐵住金株式会社 塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
ES2728328T3 (es) * 2013-05-14 2019-10-23 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminado en caliente y método de fabricación de ésta
MX373557B (es) 2013-05-21 2020-04-21 Nippon Steel Corp Star Hoja de acero laminada en caliente y método para fabricar la misma.
JP6212956B2 (ja) 2013-05-24 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6400517B2 (ja) * 2014-04-09 2018-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
CN104593664B (zh) * 2014-11-13 2017-01-25 东北大学 热轧纳米贝氏体钢和其生产方法以及汽车大梁的制造方法
JP6327282B2 (ja) 2015-05-12 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP3296415B1 (en) * 2015-07-27 2019-09-04 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
WO2020026593A1 (ja) * 2018-07-31 2020-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109951A (ja) 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012036312A1 (ja) 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2018150955A1 (ja) 2017-02-17 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

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