KR101420554B1 - 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

고강도 열연 강판의 판폭 방향을 법선에 갖는 단면에 있어서, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, (개재물의 긴 직경)/(개재물의 짧은 직경)으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이고, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 복수의 개재물로 구성되는 소정의 개재물군 및 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 소정의 연신 개재물의 단면 1㎟당의 압연 방향 길이의 총합이 0.25㎜ 이하이다. 상기 소정의 개재물군을 구성하는 상기 복수의 개재물은, 압연 방향 및 이것에 직교하는 방향의 양쪽에 있어서, 서로 50㎛ 이하의 간격으로 집합되어 있다. 상기 소정의 연신 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 모든 개재물로부터, 적어도 압연 방향 또는 이것에 직교하는 방향 중 어느 하나에 있어서 50㎛ 초과의 간격을 두고 있다.

Description

고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}
본 발명은, 성형성 및 파괴 특성의 향상을 도모한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2010년 3월 10일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-053787호 및 2010년 3월 10일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-053774호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
종래, 강판의 경량화를 목적으로 하여 강판을 고강도화하는 시도가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판의 고강도화는 구멍 확장성 등의 성형성의 열화를 초래한다. 이로 인해, 인장 강도와 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 강판을 어떻게 하여 얻을지가 중요하다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 페라이트 및 베이나이트 등의 강 중의 마이크로 조직의 분율 및 페라이트 조직 중의 석출물을 최적화함으로써 인장 강도와 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 강판을 얻는 것을 목적으로 한 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 1에는, 780㎫ 이상의 인장 강도 및 60％ 이상의 구멍 확장률이 얻어진다고 기재되어 있다.
그러나 최근, 인장 강도와 구멍 확장성의 밸런스가 더 우수한 강판이 요청되고 있다. 예를 들어, 자동차의 서스펜션 부재 등으로서 사용되는 강판에는, 인장 강도를 780㎫ 이상으로 하고, 구멍 확장률을 70％ 이상으로 하는 것이 요청되고 있다.
또한, 구멍 확장률은 비교적 편차가 발생하기 쉽다. 이로 인해, 구멍 확장성의 개선에는, 구멍 확장률의 평균값 λave뿐만 아니라, 편차를 나타내는 지표인 구멍 확장률의 표준 편차 σ를 저감시키는 것도 중요하다. 그리고 상술한 바와 같은 자동차의 서스펜션 부재 등으로서 사용되는 강판에서는, 구멍 확장률의 평균값 λave를 80％ 이상으로 하고, 표준 편차 σ를 15％ 이하로 하는 것이 요청되고, 표준 편차 σ에 대해서는, 10％ 이하로 하는 것이 더욱 요청되고 있다.
그러나, 종래 이들의 요청을 만족시키는 것은 곤란하다.
또한, 자동차가 연석에 올라 타거나 하여 강한 충격 하중이 서스펜션 부품에 부하된 경우, 그 서스펜션 부품의 펀칭면을 기점으로 하여 연성 파괴가 발생할 가능성이 있다. 특히 고강도의 강판일수록 절결 감수성이 높기 때문에, 그 펀칭 단부면으로부터의 파괴가 보다 강하게 우려된다. 따라서, 강도가 높은 강판일수록, 상술한 바와 같은 연성 파괴를 방지하는 것이 중요하다. 이로 인해, 이러한 서스펜션 부품 등의 구조용 부재로서 사용되는 강판에 있어서는, 파괴 특성을 향상시키는 것도 중요하다.
일본 특허 출원 공개 제2004-339606호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-90476호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-277661호 공보
본 발명은, 구멍 확장성 및 파괴 특성을 향상시킬 수 있는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 요지는, 이하와 같다.
본 발명의 제1 관점에 관한 고강도 열연 강판은,
질량％로,
C:0.02％ 내지 0.1％,
Si:0.001％ 내지 3.0％,
Mn:0.5％ 내지 3.0％,
P:0.1％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.001％ 내지 2.0％,
N:0.02％ 이하,
Ti:0.03％ 내지 0.3％ 및
Nb:0.001％ 내지 0.06％
를 함유하고,
Cu:0.001 내지 1.0％,
Cr:0.001 내지 1.0％,
Mo:0.001 내지 1.0％,
Ni:0.001 내지 1.0％ 및
V:0.01 내지 0.2％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기하는 수학식 1로 나타내어지는 파라미터 Q가 30.0 이상이고,
마이크로 조직이 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직으로 이루어지고,
상기 마이크로 조직에 포함되는 결정립의 평균 입경이 6㎛ 이하이고,
압연면에 있어서의 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 2.4 이하이고,
판폭 방향을 법선에 갖는 단면에 있어서,
긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, (개재물의 긴 직경)/(개재물의 짧은 직경)으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이고,
긴 직경이 3.0㎛ 이상인 복수의 개재물로 구성되는 소정의 개재물군 및 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 소정의 연신 개재물의 단면 1㎟당의 압연 방향 길이의 총합이 0.25㎜ 이하이고,
상기 소정의 개재물군을 구성하는 상기 복수의 개재물은, 압연 방향 및 이것에 직교하는 방향의 양쪽에 있어서, 서로 50㎛ 이하의 간격으로 집합되어 있고,
상기 소정의 연신 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 모든 개재물로부터, 적어도 압연 방향 또는 이것에 직교하는 방향 중 어느 하나에 있어서 50㎛ 초과의 간격을 두고 있는 것을 특징으로 한다.
Figure 112012072273581-pct00001
{[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％)을 나타냄}
본 발명의 제2 관점에 관한 고강도 열연 강판은,
질량％로,
C:0.02％ 내지 0.1％,
Si:0.001％ 내지 3.0％,
Mn:0.5％ 내지 3.0％,
P:0.1％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.001％ 내지 2.0％,
N:0.02％ 이하,
Ti:0.03％ 내지 0.3％,
Nb:0.001％ 내지 0.06％,
REM:0.0001％ 내지 0.02％ 및
Ca:0.0001％ 내지 0.02％
를 함유하고,
Cu:0.001 내지 1.0％,
Cr:0.001 내지 1.0％,
Mo:0.001 내지 1.0％,
Ni:0.001 내지 1.0％ 및
V:0.01 내지 0.2％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기하는 수학식 1'로 나타내어지는 파라미터 Q'가 30.0 이상이고,
마이크로 조직이 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직으로 이루어지고,
상기 마이크로 조직에 포함되는 결정립의 평균 입경이 6㎛ 이하이고,
압연면에 있어서의 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 2.4 이하이고,
판폭 방향을 법선에 갖는 단면에 있어서,
긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, (개재물의 긴 직경)/(개재물의 짧은 직경)으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이고,
긴 직경이 3.0㎛ 이상인 복수의 개재물로 구성되는 소정의 개재물군 및 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 소정의 연신 개재물의 단면 1㎟당의 압연 방향 길이의 총합이 0.25㎜ 이하이고,
상기 소정의 개재물군을 구성하는 상기 복수의 개재물은, 압연 방향 및 이것에 직교하는 방향의 양쪽에 있어서, 서로 50㎛ 이하의 간격으로 집합되어 있고,
상기 소정의 연신 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 모든 개재물로부터, 적어도 압연 방향 또는 이것에 직교하는 방향 중 어느 하나에 있어서 50㎛ 초과의 간격을 두고 있는 것을 특징으로 한다.
Figure 112012072273581-pct00002
{[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％), [Ca]는 Ca 함유량(질량％), [REM]은 REM 함유량(질량％)을 나타냄}
본 발명의 제3 관점에 관한 고강도 열연 강판은, 제2 관점에 있어서,
하기하는 수학식 2를 만족시키고,
상기 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하인 것을 특징으로 한다.
Figure 112012072273581-pct00003
본 발명의 제4 관점에 관한 고강도 열연 강판은, 제1 내지 제3 관점 중 어느 하나에 있어서,
질량％로,
B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제5 관점에 관한 고강도 열연 강판은, 제4 관점에 있어서,
고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과, 12개/㎚2 이하이고,
입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제6 관점에 관한 고강도 열연 강판의 제조 방법은,
질량％로,
C:0.02％ 내지 0.1％,
Si:0.001％ 내지 3.0％,
Mn:0.5％ 내지 3.0％,
P:0.1％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.001％ 내지 2.0％,
N:0.02％ 이하,
Ti:0.03％ 내지 0.3％ 및
Nb:0.001％ 내지 0.06％
를 함유하고,
Cu:0.001 내지 1.0％,
Cr:0.001 내지 1.0％,
Mo:0.001 내지 1.0％,
Ni:0.001 내지 1.0％ 및
V:0.01 내지 0.2％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기한 수학식 1로 나타내어지는 파라미터 Q가 30.0 이상인 강편을 가열한 후, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 이하, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 이상, 25％ 이하로 되는 조압연을 행하는 공정과,
계속해서, 마무리 압연을 그 개시 온도를 1050℃ 이상, 그 종료 온도를 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 하여 행하는 공정과,
계속해서, 냉각 속도를 15℃/sec 이상으로 하여 냉각을 행하는 공정과,
계속해서, 640℃ 이하의 온도 영역에 있어서 권취하는 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제7 관점에 관한 고강도 열연 강판의 제조 방법은,
질량％로,
C:0.02％ 내지 0.1％,
Si:0.001％ 내지 3.0％,
Mn:0.5％ 내지 3.0％,
P:0.1％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.001％ 내지 2.0％,
N:0.02％ 이하,
Ti:0.03％ 내지 0.3％,
Nb:0.001％ 내지 0.06％,
REM:0.0001％ 내지 0.02％ 및
Ca:0.0001％ 내지 0.02％
를 함유하고,
Cu:0.001 내지 1.0％,
Cr:0.001 내지 1.0％,
Mo:0.001 내지 1.0％,
Ni:0.001 내지 1.0％ 및
V:0.01 내지 0.2％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기한 수학식 1'로 나타내어지는 파라미터 Q'가 30.0 이상인 강편을 가열한 후에, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 이하, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 이상, 25％ 이하로 되는 조압연을 행하는 공정과,
계속해서, 마무리 압연을 그 개시 온도를 1050℃ 이상, 그 종료 온도를 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 하여 행하는 공정과,
계속해서, 냉각 속도를 15℃/sec 이상으로 하여 냉각을 행하는 공정과,
계속해서, 640℃ 이하의 온도 영역에 있어서 권취하는 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제8 관점에 관한 고강도 열연 강판의 제조 방법은, 제7 관점에 있어서,
상기 강편은, 상기한 수학식 2를 만족시키는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 제9 관점에 관한 고강도 열연 강판의 제조 방법은, 제6 내지 제8 관점 중 어느 하나에 있어서,
상기 강편은, 질량％로,
B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따르면, 조성 및 마이크로 조직 등이 적절하므로, 구멍 확장성 및 파괴 특성을 향상시킬 수 있다.
도 1a는 박리를 도시하는 모식도이다.
도 1b는 박리 사진을 나타내는 도면이다.
도 1c는 마찬가지로 박리 사진을 도시하는 도면이다.
도 2a는 노치 형성 3점 굽힘 시험의 방법을 도시하는 도면이다.
도 2b는 노치가 형성된 시험편을 도시하는 도면이다.
도 2c는 강제 파괴 후의 노치가 형성된 시험편을 도시하는 도면이다.
도 3a는 하중 변위 곡선을 나타내는 도면이다.
도 3b는 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.을 나타내는 도면이다.
도 4a는 개재물군의 예를 도시하는 도면이다.
도 4b는 연신 개재물의 예를 도시하는 도면이다.
도 4c는 개재물군의 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 4d는 개재물군의 또 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 4e는 연신 개재물의 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 5a는 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 평균값 λave의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5b는 마찬가지로 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 평균값 λave의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6a는 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 표준 편차 σ의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6b는 마찬가지로 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 표준 편차 σ의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과 균열 전파 저항값 T.M.의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8은 파라미터 Q'의 수치와 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M의 관계를 나타내는 도면이다.
도 9a는 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 9b는 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 9c는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, {211}면 강도의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 9d는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, 마이크로 조직의 평균 결정 입경의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 10a는 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 10b는 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 10c는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, {211}면 강도의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 10d는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, 마이크로 조직의 평균 결정 입경의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 11a는 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도와 권취 온도의 관계에 있어서의 박리의 유무의 예를 나타내는 도면이다.
도 11b는 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도와 권취 온도의 관계에 있어서의 박리의 유무의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 12a는 입계 시멘타이트의 입경과 구멍 확장률의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 12b는 입계 시멘타이트의 입경과 구멍 확장률의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
도 13a는 권취 온도와 입계의 시멘타이트 입경의 관계의 예를 나타내는 도면이다.
도 13b는 권취 온도와 입계의 시멘타이트 입경의 관계의 다른 예를 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.
우선, 본 발명을 완성하기에 이른 기초적인 연구에 대해 설명한다.
본 발명자들은, 페라이트 조직 및 베이나이트 조직을 주상(主相)으로 한 강판의 구멍 확장성 및 파괴 특성에 대한 지배 요인에 대해 조사하기 위해, 이하와 같은 검토를 행하였다.
본 발명자들은, 후술하는 표 4 및 표 8에 나타내는 강 성분 1A1 내지 1W3, 2A1 내지 2W3로 이루어지는 공시강에 대해, 후술하는 표 5 및 표 9에 나타내는 조건하에서 열간 압연, 냉각, 권취 등을 행하여, 두께가 2.9㎜인 열연 강판을 제조하였다.
그리고, 얻어진 열연 강판의 인장 강도, 구멍 확장률의 평균값 λave 및 표준 편차 σ 등의 구멍 확장성 및 파괴 특성을 측정하였다. 또한, 얻어진 열연 강판의 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물에 대해 조사하였다.
또한, 얻어진 열연 강판의 n값(가공 경화 지수) 및 박리에 대한 내성에 대해서도 함께 조사하였다. 여기서, 박리에 대해 설명한다. 강판의 펀칭 가공을 행하면, 도 1a 내지 도 1c에 도시하는 바와 같이, 전단면(2) 및 파단면(3)을 포함하는 펀칭 단부면(4) 및 휨(1)이 발생한다. 또한, 전단면(2) 및/또는 파단면(3)에, 흠집 또는 미소한 균열(5)이 발생하는 경우가 있다. 이러한 흠집 또는 미소한 균열(5)은, 단부면으로부터 강판의 표면과 평행하게 강판 내부까지 들어가도록 발생한다. 또한, 판 두께 방향으로 복수 발생하는 경우가 있다. 여기서는, 이들 흠집 및 미소한 균열을 총칭하여 박리라 한다. 박리는, 구멍 확장성의 좋고 나쁨과 상관없이 발생하는 경향이 있고, 박리가 있으면, 이것을 기점으로 하여 균열이 신전(伸展)되어 피로 파괴가 발생하는 경우가 있다.
인장 강도의 평가에서는, 공시강의 1/2 판폭부로부터 시험편의 길이 방향이 판폭 방향과 평행해지도록 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하였다. 그리고 얻어진 시험편으로부터 JIS Z 2241에 기재된 방법에 준거하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도를 측정하였다. 또한, 이 인장 시험에 의한 측정값에 기초하여 진응력 및 진변형을 산출하고, 산출한 진응력 및 진변형에 기초하여, n값(가공 경화 지수)을 구하였다.
구멍 확장성의 평가에서는, 공시강의 1/2 판폭부로부터 압연 방향의 길이가 150㎜, 판폭 방향의 길이가 150㎜인 시험편을 제작하였다. 그리고 일본 철강 연맹 규격의 JFS T 1001-1996에 기재된 방법에 준거하여 구멍 확장 시험을 행하여, 시험편의 구멍 확장률을 측정하였다. 구멍 확장성의 평가시에는, 하나의 공시강으로부터 복수개, 예를 들어 20개의 시험편을 제작하고, 각 시험편의 구멍 확장률을 산술 평균하여 구멍 확장률의 평균값 λave를 산출하고, 구멍 확장률의 표준 편차 σ도 산출하였다. 하나의 공시강으로부터 제작한 시험편이 N개인 경우, 표준 편차 σ는 하기하는 수학식 3으로 나타내어진다.
Figure 112012072273581-pct00004
(λi는 복수개의 시험편 중 제i개째의 구멍 확장률을 나타냄)
이 구멍 확장 시험에서는, 직경이 10㎜인 블랭킹 펀치를 사용하였다. 또한, 블랭킹 펀치와 다이 구멍의 간극을 시험편의 두께로 나누어 얻어지는 펀칭 클리어런스를 12.5％로 하여, 초기 구멍 직경(D0)이 10㎜인 펀칭 구멍을 시험편에 형성하였다. 그리고 그 펀칭 구멍에 꼭지각이 60°인 원뿔 펀치를, 블랭킹 펀치와 동일한 방향으로부터 압입하여, 펀칭 단부면에 발생한 균열이 판 두께 방향으로 관통한 시점에서의 구멍 내경 Df를 측정하였다. 구멍 확장률은, 하기하는 수학식 4로부터 구하였다. 여기서 균열의 판 두께 방향의 관통은 육안으로 확인하였다.
Figure 112012072273581-pct00005
박리에 대한 내성의 평가에서는, 상술한 일본 철강 연맹 규격의 JFS T 1001-1996에 기재된 방법에 준거하여, 1매의 시험편에 대해 펀칭 가공을 행하고, 그 펀칭 단부면을 육안에 의해 관찰하였다. 펀칭 가공을 행할 때의 클리어런스는, 펀칭 조건의 변동을 고려하여 25％로 하였다. 또한, 펀칭 구멍의 직경은 10㎜로 하였다. 단부면의 원주상에서 박리가 발생한 영역이, 원의 중심으로부터 보아 각도로 20도 이상이면 「발생」, 각도로 0도 초과 20℃ 미만이면 「경미한 발생」, 발생되어 있지 않으면 「없음」으로 하였다. 여기서,「발생」은 실용상 문제가 되지만, 「경미한 발생」은 실용상 허용 범위 내이다.
파괴 특성은, 노치 형성 3점 굽힘 시험에 의해 얻어지는 균열 발생 저항값 Jc(J/㎡) 및 균열 전파 저항값 T.M.(티어링 모듈러스)(J/㎥)과, 샤르피 충격 시험에 의해 얻어지는 파면 천이 온도(℃) 및 샤르피 흡수 에너지(J)에 의해 평가하였다. 균열 발생 저항값 Jc는, 충격 하중이 가해졌을 때의 구조용 부재를 구성하는 강판으로부터의 균열의 발생(파괴의 개시)에 대한 저항을 나타내고, 균열 전파 저항값 T.M.은, 구조용 부재를 구성하는 강판의 대규모의 파괴에 대한 저항을 나타낸다. 충격 하중이 가해졌을 때에 구조용 부재의 안전성을 손상시키지 않기 위해서는, 이들을 개선하는 것이 중요하다. 그러나 종래, 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.의 개선을 의도한 기술은 제안되어 있지 않다.
노치 형성 3점 굽힘 시험에서는, 길이 방향이 판폭 방향과 평행해지도록, 도 2a 및 도 2b에 도시하는, 노치(12)가 형성된 노치 형성 시험편(11)을 하나의 공시강으로부터 5개 이상 제작하였다. 여기서, 노치(12)의 깊이 a는 2.6㎜, 노치(12)의 폭은 0.1㎜로 하였다. 또한, 노치 형성 시험편(11)의 압연 방향의 치수는 5.2㎜, 두께 B는 2.6㎜로 하였다. 그리고 노치 형성 시험편(11)에 대해, 도 2a에 도시하는 바와 같이, 그 길이 방향의 양단부를 지지점(13), 그 중앙부를 하중점(14)으로 하여, 하중점의 변위량(스트로크)을 다양하게 변화시킨 조건하에서 노치 형성 3점 굽힘 시험을 행하였다. 지지점(13)의 직경은 5㎜, 지지점(13)의 간격은 20.8㎜로 하였다. 그 후, 노치 형성 3점 굽힘 시험을 행한 노치 형성 시험편(11)에 대해, 대기중에서 250℃, 30분 유지한 후에 공냉한다고 하는 열처리를 행함으로써, 노치 형성 3점 굽힘 시험에 의해 발생한 파면(16)에 산화 착색을 행하였다. 계속해서, 노치 형성 시험편(11)을 액체 질소에 의해 액체 질소 온도까지 냉각한 후, 그 온도에서 노치 형성 시험편(11)의 노치(12)로부터 노치 깊이 방향으로 균열이 신전되도록 노치 형성 시험편(11)을 강제 파괴하였다. 도 2c에 도시하는 바와 같이, 노치 형성 3점 굽힘 시험에 의해 발생한 파면(17)은, 산화 착색에 의해 명확하게 되어 있고, 노치 표면(16)과 강제 파괴에 의해 발생한 파면(18) 사이에 위치한다. 따라서, 노치 형성 3점 굽힘 시험에 의해 발생한 파면(17)을, 강제 파괴 후에 관찰하고, 하기하는 수학식 5에 기초하여, 균열 전파량 Δa(m)를 구하였다.
Figure 112012072273581-pct00006
도 3a는, 소정 스트로크의 조건하에서 행한 노치 형성 3점 굽힘 시험에 의해 얻어지는 하중 변위 곡선이다. 이 하중 변위 곡선으로부터, 시험에 의해 시험편에 대해 가한 에너지에 상당하는 가공 에너지 A(J)를 구하고, 이 가공 에너지 A 및 시험편의 두께 B(m) 및 리가먼트 b(m)로부터, 하기하는 수학식 6에 기초하여, 파라미터 J(J/㎡)를 구하였다. 여기서 말하는 리가먼트 b라 함은, 노치 형성 시험편(11)에 있어서의 노치(12)를 포함하는 단면의 노치 이외의 부분의 노치 깊이 방향의 길이를 의미한다.
Figure 112012072273581-pct00007
또한, 도 3b에 도시하는 바와 같이, 노치 형성 시험편(11)의 균열 전파량 Δa(m)과 파라미터 J(J/㎡)의 관계를 그래프로 나타냈다. 그리고, 기울기가「3×(YP＋TS)/2」이고, 원점을 지나는 직선 La와, 균열 전파량 Δa 및 파라미터 J에 대한 1차 회귀 직선 Lb의 교점의 종축값(파라미터 J의 값)을 구하고, 이것을 공시강의 균열 발생 저항을 나타내는 값인 균열 발생 저항값 Jc(J/㎡)로 하였다. 또한, 1차 회귀 직선 Lb의 구배도 구하여, 이것을 공시강의 균열 전파 저항을 나타내는 균열 전파 저항값 T.M.(J/㎥)으로 하였다. 균열 발생 저항값 Jc는, 균열을 발생시키기 위해 필요한 단위 면적당의 가공 에너지에 상당하는 값이며, 충격 하중이 가해졌을 때의 구조용 부재를 구성하는 강판으로부터의 균열의 발생(파괴의 개시)에 대한 저항을 나타낸다. 균열 전파 저항값 T.M.은, 균열을 신전시키기 위해 필요한 가공 에너지의 정도를 나타내는 지표가 되는 값이며, 구조용 부재를 구성하는 강판의 대규모의 파괴에 대한 저항을 나타낸다.
샤르피 충격 시험에서는, 공시강으로부터 길이 방향이 판폭 방향과 평행해지도록, JIS Z 2242에 기재된 V 노치 시험편을 제작하였다. 그리고 V 노치 시험편에 대해, JIS Z 2242에 기재된 방법에 준거하여 시험을 행하였다. 시험편은, 두께가 2.5㎜인 서브 사이즈 시험편으로 하였다. 파면 천이 온도 및 샤르피 흡수 에너지는 JIS Z 2242에 준거하여 구하였다. 그리고 연성 파면율이 50％로 되는 파면 천이 온도 및 시험 온도를 실온(23℃±5℃)으로 하였을 때에 얻어진 샤르피 흡수 에너지를 평가에 사용하였다.
마이크로 조직 및 개재물의 조사에서는, 강판의 1/4 판폭 위치를 관찰하였다. 이 관찰시에는, 판폭 방향이 법선으로 되는 단면(이하, L 단면이라 함)이 노출되도록 시료를 잘라내고, 이 단면을 연마하여, 그 후, 나이탈 시약에 의해 단면을 부식시켰다. 그리고 광학 현미경을 사용하여 200배 내지 500배의 배율로 관찰을 행하였다. 또한, 마이크로 조직의 조사에서는, 이것과 마찬가지의 방법으로 수정 레페라액에 의해 부식을 행하고, 섬 형상 마르텐사이트의 관찰을 행하였다.
집합 조직의 조사에서는, X선 랜덤 강도비를 측정하였다. 여기서 말하는 X선 랜덤 강도비라 함은, 특정한 방위에의 집적이 없는 랜덤한 방위 분포를 갖는 표준 시료의 X선 회절 강도와, 측정 대상인 공시강의 X선 회절 강도를 X선 회절 측정에 의해 측정하고, 얻어진 공시강의 X선 회절 강도를 표준 시료의 X선 회절 강도로 나누어 얻어지는 수치를 의미한다. 특정 방위의 X선 랜덤 강도비가 클수록, 강판 중에 그 특정 방위의 결정면을 갖는 집합 조직의 양이 많은 것을 의미하고 있다.
X선 회절 측정은, 적절한 X선 관구를 사용한 디프랙트미터법 등을 사용하여 행하였다. X선 회절 측정용 시료의 제작에서는, 강판의 1/2 판폭 위치로부터 판폭 방향으로 20㎜, 압연 방향으로 20㎜의 크기로 시험편을 잘라내고, 기계 연마에 의해 판 두께 방향으로 1/2 판 두께 위치까지 연마한 후, 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하였다. 그리고 얻어진 시료의 1/2 판 두께 위치에 대한 X선 회절 측정을 행하였다.
파면 천이 온도에 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 영향을 미치고 있는 것이 알려져 있다. 따라서, 마이크로 조직을 조사할 때에는, 마이크로 조직의 평균 결정 입경을 측정하였다. 평균 결정 입경의 측정에서는, 우선, 측정 대상으로 되는 강판의 1/4 판폭 위치의 L 단면의 판 두께 중심의 부분이며, 판 두께 방향으로 500㎛, 압연 방향으로 500㎛의 부분에 대해, 그 결정 방위 분포를 2㎛ 스텝으로 EBSD법으로 조사하였다. 이어서, 방위차가 15°이상인 점을 선분으로 연결하고, 당해 선분을 입계라 간주하였다. 그리고 입계에 의해 둘러싸인 결정립의 원상당 직경의 수 평균값을 구하고, 이것을 평균 결정 입경이라 하였다.
또한, 개재물의 조사에서는, 이하와 같은 생각에 기초하여, 후술하는 바와 같이 정의되는 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M(㎜/㎟)을 측정하였다.
개재물은, 강판의 변형시에 보이드를 강 중에 형성하여 연성 파괴를 촉진시켜, 구멍 확장성을 열화시키는 요인이 된다. 또한, 개재물의 형상이 압연 방향으로 길게 연신된 형상일수록 개재물 근방의 응력 집중이 증대되고, 이것에 따라서 개재물이 구멍 확장성을 열화시키는 영향이 커진다. 종래, 단일의 개재물의 압연 방향의 길이가 클수록, 구멍 확장성을 크게 열화시키는 것이 알려져 있다.
본 발명자들은, 연신된 개재물 및 구 형상의 개재물이, 균열 전파 방향인 압연 방향으로 소정의 간격의 범위 내에서 분포하여 구성되는 개재물의 집합으로 이루어지는 개재물군도, 단일의 연신된 개재물과 같이, 구멍 확장성의 열화에 영향을 미치고 있는 것을 발견하였다. 이것은, 강판의 변형시에 개재물군을 구성하는 각 개재물의 근방에 도입되는 변형의 상승 효과에 의해, 개재물군의 근방에 큰 응력 집중을 발생시키기 때문이라 생각된다. 정량적으로는, 압연 방향의 직선상에 인접하는 다른 개재물에 대해 50㎛ 이하의 간격을 두고 배열되어 있는 개재물의 집합으로 이루어지는 개재물군이, 그 개재물군의 압연 방향 길이와 동일한 정도의 길이로 연신된 단일의 개재물과 동일한 정도, 구멍 확장성에 대해 영향을 미치는 것을 발견하였다. 여기서 말하는 압연 방향의 직선이라 함은, 압연 방향으로 연장된 가상적인 직선을 의미한다.
따라서, 구멍 확장성을 평가하는 데 있어서는, 이하에 설명하는 형상, 위치의 개재물을 측정 대상으로 하는 것으로 하였다.
우선, 측정 대상으로 하는 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 것에만 한정하였다. 이것은, 긴 직경이 3.0㎛ 미만인 개재물의 구멍 확장성의 열화에 대한 영향은 작다고 생각되기 때문이다. 또한, 여기서 말하는 긴 직경이라 함은, 관찰되는 개재물의 단면 형상에 있어서 가장 긴 직경을 의미하고 있고, 대부분의 경우, 압연 방향의 직경이다.
그리고 압연 방향의 직선상에 인접하는 다른 개재물에 대해 50㎛ 이하의 간격을 두고 배열되어 있는 개재물의 집합을 1개의 개재물군이라 간주하여 그 압연 방향 길이 L1을 측정하고, 당해 압연 방향 길이 L1이 30㎛ 이상인 개재물군을 평가 대상으로 하였다. 즉, 복수의 개재물이 압연 방향의 직선상에 배열되어 있는 경우, 서로의 압연 방향의 간격이 50㎛ 이하인 개재물이 2개 있으면, 이들이 1개의 개재물군에 포함되는 것으로 하고, 또한 이들 2개의 개재물 중 적어도 한쪽과의 간격이 50㎛ 이하인 다른 개재물도 존재하면, 이 개재물도 개재물군에 포함되는 것으로 한다. 그리고 본 발명에서는, 이러한 개재물끼리의 위치 관계의 반복에 의해 개재물군을 정의한다. 개재물군에 포함되는 개재물의 수는 2개 이상이면 된다. 예를 들어, 도 4a에 도시하는 바와 같이, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 5개의 개재물(21a 내지 21e)이 압연 방향의 직선상에 배열되어 있는 것으로 한다. 또한, 개재물(21a)과 개재물(21b)의 간격 X는 50㎛ 초과, 개재물(21b)과 개재물(21c)의 간격 X는 50㎛ 이하, 개재물(21c)과 개재물(21d)의 간격 X는 50㎛ 이하, 개재물(21d)과 개재물(21e)의 간격 X는 50㎛ 초과인 것으로 한다. 이 경우, 개재물(21b 내지 21d)의 집합을 개재물군이라 간주하고, 이 개재물군의 압연 방향 길이 L1이 30㎛ 이상이면, 이 개재물군을 평가 대상으로 한다.
또한, 압연 방향의 직선상에 인접하는 다른 개재물에 대해 50㎛ 초과의 간격을 두고 있는 개재물이라도, 그 압연 방향 길이 L2를 측정하고, 당해 압연 방향 길이 L2가 30㎛ 이상인 개재물을 평가 대상으로 하였다. 예를 들어, 도 4b에 도시하는 바와 같이, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 3개의 개재물(21f 내지 21h)이 압연 방향의 직선상에 배열되어 있는 것으로 한다. 또한, 개재물(21f)과 개재물(21g)의 간격 X는 50㎛ 초과, 개재물(21g)과 개재물(21h)의 간격 X는 50㎛ 초과인 것으로 한다. 또한, 개재물(21f 및 21h)의 압연 방향 길이 L2는 30㎛ 미만, 개재물(21g)의 압연 방향 길이 L2는 30㎛ 이상인 것으로 한다. 이 경우, 개재물(21g)을 평가 대상으로 한다. 단, 후술하는 바와 같이, 압연 방향에 직교하는 방향으로 50㎛ 이하의 간격으로 다른 개재물이 존재하는 경우에는, 당해 개재물과 개재물군을 구성하는 것으로 한다.
또한, 측정 대상을, 압연 방향 길이 L1이 30㎛ 이상인 개재물군 및 압연 방향 길이 L2가 30㎛ 이상인 개재물에 한정한 것은, 압연 방향 길이 L1이 30㎛ 미만인 개재물군 및 압연 방향 길이 L2가 30㎛ 미만인 개재물의 구멍 확장성의 열화에 대한 영향은 작다고 생각되기 때문이다.
상기한 설명으로부터 명백하지만, 압연 방향 길이가 30㎛ 이상인 개재물이라도, 압연 방향의 직선상에 인접하는 다른 개재물과의 간격이 50㎛ 이하인 것은, 개재물군의 일부이다. 예를 들어, 도 4c에 도시하는 바와 같이, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 4개의 개재물(21i 내지 21l)이 압연 방향의 직선상에 배열되어 있는 것으로 한다. 또한, 개재물(21i)과 개재물(21j)의 간격 X는 50㎛ 초과, 개재물(21j)과 개재물(21k)의 간격 X는 50㎛ 이하, 개재물(21k)과 개재물(21l)의 간격 X는 50㎛ 초과인 것으로 한다. 또한, 개재물(21i, 21k 및 21l)의 압연 방향 길이 L2는 30㎛ 미만, 개재물(21j)의 압연 방향 길이 L2는 30㎛ 이상인 것으로 한다. 이 경우, 개재물(21j 및 21k)의 집합을 개재물군이라 간주하고, 이 개재물군을 평가 대상으로 한다. 이하, 어느 개재물군에 포함되지 않고, 압연 방향 길이 L2가 30㎛ 이상인 개재물은, 「연신 개재물」이라고 하는 경우가 있다.
또한, 엄밀하게는 압연 방향의 직선상에 있다고는 할 수 없는, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 2개의 개재물의 사이라도, 압연 방향에 직교하는 방향의 간격이 50㎛ 이하이면, 이들 근방에 큰 응력 집중이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 압연 방향의 직선상에는 배열되어 있지 않은 복수의 개재물의 집합이라도, 그들의 압연 방향의 간격 및 압연 방향에 직교하는 방향의 간격이 모두 50㎛ 이하이면, 개재물군을 구성한다고 간주한다.
예를 들어, 도 4d에 도시하는 바와 같이, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 6개의 개재물(21m 내지 21r)이 강판 중에 분산되어 있는 것으로 한다. 또한, 개재물(21o)과 개재물(21p)의 압연 방향의 간격 X 및 이것에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 이하, 개재물(21p)과 개재물(21q)의 압연 방향의 간격 X 및 이것에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 이하인 것으로 한다. 또한, 개재물(21m)과 개재물(21o)의 압연 방향에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 초과, 개재물(21n)과 개재물(21p)의 압연 방향에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 초과, 개재물(21q)과 개재물(21r)의 압연 방향의 간격 X가 50㎛ 초과인 것으로 한다. 이 경우, 개재물(21o 내지 21q)의 집합을 개재물군이라 간주하고, 이 개재물군의 압연 방향 길이 L1이 30㎛ 이상이면, 이 개재물군을 평가 대상으로 한다.
또한, 예를 들어, 도 4e에 도시하는 바와 같이, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 4개의 개재물(21s 내지 21v)이 강판 중에 분산되어 있는 것으로 한다. 또한, 개재물(21s)과 개재물(21u)의 압연 방향의 간격 X 및 이것에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 초과, 개재물(21t)과 개재물(21u)의 압연 방향에 직교하는 방향의 간격 Y가 50㎛ 초과, 개재물(21v)과 개재물(21u)의 압연 방향의 간격 X가 50㎛ 초과인 것으로 한다. 또한, 개재물(21u)의 압연 방향 길이 L2는 30㎛ 이상인 것으로 한다. 이 경우, 개재물(21u)을 연신 개재물로 간주하여 평가 대상으로 한다. 단, 예를 들어 개재물(21t)과 개재물(21u)의 압연 방향의 간격 X 및 이것에 직교하는 방향의 간격 Y가 모두 50㎛ 이하이면, 이들이 압연 방향의 직선상에 배열되어 있지 않은 경우라도, 개재물(21t) 및 개재물(21u)의 집합을 개재물군이라 간주한다.
구멍 확장성의 평가에서는, 우선, 1시야 중에 관찰되는 모든 개재물군에 대한 압연 방향 길이 L1 및 동(同) 시야에 관찰되는 모든 연신 개재물에 대한 압연 방향 길이 L2를 측정하고, 이들의 총합 L(㎜)을 구하였다. 이어서, 얻어진 총합 L로부터, 하기하는 수학식 7에 기초하여 수치 M(㎜/㎟)을 구하고, 얻어진 수치 M을 단위 면적(1㎟)당의 개재물군 및 연신 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M(이하, 개재물군 및 연신 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을「개재물의 압연 방향 길이의 총합 M」이라고 하는 경우가 있음)으로서 정의하였다. 그리고 이 총합 M과 구멍 확장성의 관련성에 대해 조사하였다. 또한, 수학식 7에 있어서의 S는, 관찰한 시야의 면적(㎟)이다.
Figure 112012072273581-pct00008
여기서, 개재물군 및 연신 개재물의 압연 방향 길이의 총합 L로부터, 이것의 평균값이 아닌, 단위 면적당의 총합 M을 구하는 것으로 한 것은 이하의 이유에 따른다.
강판의 변형시에 있어서는, 개재물군 및 연신 개재물(개재물군 등)의 개수가 적으면, 이들 개재물군 등의 주위에서 발생한 보이드가 도중에 끊어지면서 균열이 전파되는 것에 반해, 개재물군 등의 개수가 많으면, 개재물군 등의 주위의 보이드가 도중에 끊어지는 일 없이 연결되어, 길고 연속적인 보이드를 형성하여, 연성 파괴를 촉진하는 것이라 생각된다. 이러한 개재물군 등의 개수의 영향은, 개재물군 등의 압연 방향 길이의 평균값에 의해서는 나타낼 수 없지만, 단위 면적당의 총합 M에 의해서는 나타낼 수 있다. 이러한 관점에서, 개재물군 등의 압연 방향 길이의 단위 면적당의 총합 M을 구하는 것으로 하였다.
그리고, 상세한 것은 후술하지만, 본 발명자들이 행한 시험에 따르면, 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 개재물군 및 연신 개재물에 관하여, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과 구멍 확장률의 평균값 λave 사이에 명확한 상관 관계가 존재하였다. 이에 대해, 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 개재물군 및 연신 개재물에 관하여, 개재물군 등의 압연 방향 길이의 평균값과 구멍 확장률의 평균값 λave 사이에는 큰 상관 관계가 보이지 않았다. 즉, 개재물군 등의 압연 방향 길이의 평균값에 의해 구멍 확장성의 정도를 나타내는 것이 곤란한 것이 판명되었다.
또한, 강판의 변형시에 있어서는, 변형에 의한 응력 집중부에서, 개재물군 및 연신 개재물을 기점으로 하여 균열의 발생 및 전파가 일어난다. 특히, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 큰 경우, 이 경향이 강해지므로, 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.이 저하된다. 또한, 연성 파괴하는 온도 영역에서의 시험편의 파괴에 필요로 하는 에너지인 샤르피 흡수 에너지는, 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.의 양쪽이 영향을 미치는 지표이다. 이로 인해, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 큰 경우, 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.이 저하되고, 샤르피 흡수 에너지도 저하된다.
이상의 관점에서, 기초적 연구에서는, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지 등을 사용하여 구멍 확장성 및 파괴 특성을 평가하였다.
또한, 개재물의 조사에서는, 개재물의 긴 직경/개재물의 짧은 직경으로 나타내어지는 개재물의 긴 직경/짧은 직경비를, 시야 중의 각 개재물에 대해 측정하고, 시야 중의 개재물의 긴 직경/짧은 직경비 중 최대값으로 되는 것을 측정하였다. 이것은, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 동등한 경우라도, 하나하나의 개재물의 형상이 둥글고 긴 직경/짧은 직경비가 작을 때에는, 강판의 변형시에 있어서 개재물의 근방에서의 응력 집중이 저하되어, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 더욱 양호한 것으로 되기 때문이다. 또한, 실험에 의해, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과 구멍 확장률의 표준 편차 σ 사이에 상관 관계가 있는 것이 발견되었으므로, 구멍 확장률의 표준 편차 σ를 평가하는 관점에서도 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 측정하였다.
상술한 바와 같은 열간 압연의 조건하에서 얻어진 강판은, 그 인장 강도가 780 내지 830㎫의 범위에 분포하고 있고, 그 마이크로 조직은 페라이트 조직 또는 베이나이트 조직을 주상으로 하는 것이었다.
도 5a 및 도 5b는, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 평균값 λave의 관계를 나타내는 도면이다. 도 6a 및 도 6b는, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값과, 구멍 확장률의 표준 편차 σ 관계를 나타내는 도면이다. 도 7은, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M과 균열 전파 저항값 T.M.의 관계를 나타내는 도면이다. 도 5a 및 도 6a는, 표 4에 나타내는 강 성분 1A1 내지 1W3을 사용한 경우의 관계를 나타내고, 도 5b 및 도 6b는, 표 8에 나타내는 강 성분 2A1 내지 2W3을 사용한 경우의 관계를 나타내고 있다. 도 7은, 질량％로, C:0.03％ 내지 0.04％, Si:0.01％ 내지 1.05％, Mn:0.7％ 내지 1.9％, P:0.0008％ 내지 0.01％, S:0.001％ 내지 0.005％, Al:0.02％ 내지 0.04％, Ti:0.12％ 내지 0.18％, REM:0％ 내지 0.004％, Ca:0％ 내지 0.004％, Nb:0％ 내지 0.04％ 및 V:0％ 내지 0.02％를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 사용한 경우의 관계를 나타내고 있다.
강판의 구멍 확장률의 평균값 λave는, 도 5a 및 도 5b에 나타내는 바와 같이, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 작을수록, 또한 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 작을수록 양호한 것을 알 수 있다. 또한, 구멍 확장률의 표준 편차 σ는, 도 6a 및 도 6b에 나타내는 바와 같이, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 작을수록 양호한 것을 알 수 있다. 또한, 도 5a, 도 5b, 도 6a 및 도 6b에 나타내어져 있는 실험 결과는, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M에 관한 조건 및 긴 직경/짧은 직경비의 최대값에 관한 조건을 제외하고, {211}면의 X선 랜덤 강도비(이하, {211}면 강도라고도 함) 등에 대해, 본 발명에 관한 열연 강판의 조건을 만족시키고 있다.
도 5a, 도 5b, 도 6a 및 도 6b로부터, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 0.25㎜/㎟ 이하, 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이면, 구멍 확장률의 평균값 λave를 80％ 이상, 표준 편차 σ를 15％ 이하로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 또한, 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하이면, 구멍 확장률의 평균값 λave를 85％ 이상, 표준 편차 σ를 10％ 이하로 할 수 있는 것을 알 수 있다. 따라서, 본 발명에서는, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을 0.25㎜/㎟ 이하로 하고, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 8.0 이하로 한다. 또한, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값은 3.0 이하인 것이 바람직하다.
또한, 구조용 부재를 구성하는 강판의 파괴를 방지하기 위해서는 균열 전파 저항값 T.M.을 개선하는 것이 중요하다. 균열 전파 저항값 T.M.은, 도 7에 나타내는 바와 같이, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M에 의존하고 있어, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 커질수록, 균열 전파 저항값 T.M.이 저하되는 것이 판명되었다.
또한, 본 발명자들은, 개재물군 및 연신 개재물이, 압연에 의해 연신된 MnS 및 제강 단계에서 탈황을 위해 투입한 탈황재의 잔존물인 것을 발견하였다. 상술한 바와 같이, 개재물군 및 연신 개재물은, 압연 방향 길이의 총합 M 및 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 증대시켜, 구멍 확장성 및 균열 전파 저항값 T.M. 등을 열화시키는 요인이 된다. 본 발명자들은, REM, Ca를 첨가한 경우에, REM의 산화물이나 황화물을 핵으로 하지 않고 석출되는 CaS나, CaO와 알루미나의 혼합물인 칼슘 알루미네이트 등의 석출물의 형상도, 압연 방향으로 약간 연신되어 있는 것을 발견하였다. 본 발명자들은, 이들 개재물도, 압연 방향 길이의 총합 M 및 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 증대시켜, 구멍 확장성 등을 열화시키는 요인이 되는 것을 발견하였다.
그리고 구멍 확장성 및 균열 전파 저항값 T.M. 등의 향상을 도모하기 위해, 이들 개재물을 억제하기 위한 제조 방법에 대해 검토한 결과, 이하의 조건이 중요한 것이 판명되었다.
우선, MnS를 억제하기 위해서는, Mn과 결합하는 S의 양을 저감시키는 것이 중요하다. 이로 인해, 본 발명에서는, S 함유량을 0.01％ 이하로 한다. 또한, Ti 첨가 강에서는 MnS가 생성되는 온도 영역보다 고온에서 TiS가 생성되므로, Mn과 결합하는 S의 양을 저감시킬 수 있다. REM이나 Ca가 첨가된 강에서도 마찬가지로, REM, Ca의 황화물을 석출시킴으로써, Mn과 결합하는 S의 양을 저감시킬 수 있다. 따라서, MnS를 억제하기 위해서는, 화학양론적으로 S의 전량보다 많은 비율로 Ti, REM, Ca를 함유시키는 것이 중요하다.
이러한 생각에 기초하여, 수학식 1'로 나타내어지는 파라미터 Q'의 수치와 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M의 관계에 대해 조사한 바, 도 8에 나타내는 바와 같이, 파라미터 Q'의 수치가 30.0 이상이면, 본 발명에서 규정하고 있는 0.25㎜/㎟ 이하의 총합 M이 얻어지는 것이 판명되었다. 도 8은, 도 7과 마찬가지의 강을 사용한 경우의 관계를 나타내고 있다. 또한, 도시는 하지 않았지만, 파라미터 Q'의 수치가 30.0 이상이면, 본 발명에서 규정하고 있는 8.0 이하의 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지는 것도 판명되었다. 따라서, 본 발명에서는, 파라미터 Q'의 값을 30.0 이상으로 한다. 또한, 강에 REM 및 Ca가 함유되어 있지 않은 경우에는, 파라미터 Q' 대신에 수학식 1로 나타내어지는 파라미터 Q를 사용하면 된다. 여기서, MnS의 양을 억제하기 위해서는, 단순히 S의 함유량을 저감시키는 것을 생각할 수 있지만, 이 경우, 탈황 공정에서의 제조 부하가 증대되는 데 더하여, 그것에 사용한 탈황재가 잔존하여 오히려 연신된 개재물의 양이 증대되어 버린다. 이로 인해, S의 함유량의 저감이 아닌, Ca 및 REM의 함유량의 증대에 의해 MnS의 양을 억제할 수 있도록, 파라미터 Q'의 수치를 30.0으로 하는 것이 특히 유효하다.
Figure 112012072273581-pct00009
Figure 112012072273581-pct00010
또한, 본 발명자들은, REM의 산화물이나 황화물을 핵으로 하지 않고 석출하는 CaS 등의 석출물을 저감시키는 관점에서, ([REM]/140)/([Ca]/40)의 수치와 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값의 관계에 대해 조사하였다. 이 결과, 도시는 하지 않았지만, ([REM]/140)/([Ca]/40)의 수치가 0.3 이상이면, 본 발명의 바람직한 조건인 3.0 이하의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지는 것이 판명되었다. 따라서, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 3.0 이하로 하기 위한 조건으로서, 하기 수학식 8이 만족되는 것이 바람직하다.
Figure 112012072273581-pct00011
([REM]/140)/([Ca]/40)의 수치가 0.3 이상이면, 3.0 이하의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지는 것은, 이하의 이유에 의한 것이라 생각된다. REM을 Ca보다 충분히 많이 첨가한 경우, 구형의 REM의 산화물이나 황화물을 핵으로 하여 CaS 등이 정출, 또는 석출되어, 전체적으로 구형의 석출물이 석출된다. 한편, REM의 Ca에 대한 비율이 감소하면, 핵으로 되는 REM의 산화물이나 황화물이 감소함으로써, CaS 등의 연신 형상의 석출물이 REM의 산화물이나 황화물을 핵으로 하지 않고 많이 석출된다. 그리고 이들의 결과, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비에 영향이 미친다고 생각된다.
또한, 본 발명에서는, 칼슘 알루미네이트를 저감시키기 위해, Ca 함유량을 0.02％ 이하로 한다.
도 9a 및 도 9b는, 각각 하기 표 1에 나타내는 강 성분 a로 이루어지는 공시강에 대한, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 긴 직경/짧은 직경비의 최대값의 관계를 나타내고 있다. 도 9c 및 도 9d는, 각각 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, {211}면 강도 및 마이크로 조직의 평균 결정 입경의 관계를 나타내고 있다. 또한, 도 10a 및 도 10b는, 각각 하기 표 2에 나타내는 강 성분 b로 이루어지는 공시강에 대한, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율에 대한 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 긴 직경/짧은 직경비의 최대값의 관계를 나타내고 있다. 도 10c 및 도 10d는, 각각 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율에 대한, {211}면 강도 및 마이크로 조직의 평균 결정 입경의 관계를 나타내고 있다. 여기서 말하는 조압연의 누적 압하율이라 함은, 조압연 전의 강편의 두께를 기준으로 한, 각 온도 영역에서의 강편이 압하되는 비율을 의미하고 있다. 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율 R1(％)은 하기하는 수학식 9로 정의된다. 또한, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율 R2(％)는 하기하는 수학식 10으로 정의된다. 또한, 여기서는 마무리 압연의 개시 온도는 1075℃, 종료 온도는 940℃, 런아웃 테이블(ROT : run-out-table)에서의 냉각 속도는 30℃/초, 권취 온도는 480℃로 하였다.
Figure 112012072273581-pct00012
Figure 112012072273581-pct00013
(t0은 조압연 전의 강편의 두께, ta1은 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 최초의 압하 전의 강편의 두께, tb1은 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 마지막 압하 전의 강편의 두께, ta2는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 최초의 압하 전의 강편의 두께, tb2는 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 마지막 압하 전의 강편의 두께를 나타내고 있음)
Figure 112012072273581-pct00014
Figure 112012072273581-pct00015
이들로부터, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 초과인 경우, 압연 방향 길이의 총합 M 및 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 모두 커져, 0.25㎜/㎟ 이하의 총합 M, 8.0 이하의 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지지 않는 것을 알 수 있다. 이것은, 1150℃ 초과의 온도 영역과 같은 고온의 온도 영역에 있어서 행하는 조압연의 누적 압하율이 커질수록, 개재물이 압연에 의해 연신되기 쉽기 때문이라고 생각된다.
또한, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 미만인 경우, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 6㎛ 초과로 커지는 것을 알 수 있다. 이것은, 1150℃ 이하의 온도 영역과 같은 저온의 온도 영역에 있어서 행하는 조압연의 누적 압하율이 작아질수록, 재결정 후의 오스테나이트 입경이 커져, 최종 제품에서의 마이크로 조직의 평균 결정 입경도 커졌기 때문이라고 생각된다.
또한, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 25％ 초과인 경우, {211}면 강도가 2.4 초과로 커지는 것을 알 수 있다. 이것은, 1150℃ 이하의 온도 영역과 같은 비교적 저온의 온도 영역에 있어서 행하는 조압연의 누적 압하율이 지나치게 크면, 조압연 후에 재결정이 거의 완전히 진행하지 않게 되어, {211}면 강도를 증대시키는 원인이 되는 미재결정 조직이 마무리 압연 후에도 잔존하고, 그 결과, 최종 제품에서의 {211}면 강도를 높일 수 있기 때문이라고 생각된다.
다음에, 본 발명을 완성하기에 이른 다른 기초적인 연구에 대해 설명한다.
본 발명자들은, 표 3에 나타내는 강 성분의 주조편을 용제하고, 열연 강판의 제조 프로세스 중, 열연 강판의 재질에의 영향이 큰 마무리 압연의 종료 온도 및 권취 온도를 변화시켜 열연 강판을 제조하였다. 구체적으로는, 가열 온도를 1260℃, 마무리 압연의 종료 온도를 750℃ 내지 1000℃로 한 조건으로 열간 압연한 후, 40℃/sec 전후의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 0℃ 내지 750℃의 온도에서 권취를 행하여, 두께가 2.9㎜인 열연 강판을 제조하였다. 그리고 각종 조사를 행하였다. 이하의 조사에서는, 특별히 언급하지 않는 경우에는, 강판 폭의 1/4 위치(1/4 판폭부) 또는 3/4 위치(3/4 판폭부)로부터 잘라낸 시료를 사용하였다.
Figure 112012072273581-pct00016
표 3 중의 강 성분 c는, Ti, Nb 및 B를 포함하지 않고, 강 성분 d는, Ti 및 Nb를 포함하지만, B를 포함하지 않는다. 또한, 강 성분 e는, Ti, Nb 및 B를 포함하고, 강 성분 f는, Ti 및 B 및 극미량의 Nb를 포함한다.
본 발명자들은, 박리를 억제하는 조건에 대해 검토하였다. 본 발명자들의 연구에 의해, 박리의 발생에 대해서는, 고용(固溶) C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 영향을 미치는 것이 명백해졌다. 또한, 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도에는, 권취 온도가 영향을 미치는 것을 알 수 있었다.
따라서, 얻어진 열연 강판에 대해 권취 온도와, 고용 C 및 고용 B의 입계 편석 밀도의 관계에 있어서의 파단면 균열의 유무를 조사하였다. 이 조사에서는, 박리의 평가 및 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도의 측정을 이하에 나타내는 방법에 따라서 행하였다.
박리의 평가에서는, 일본 철강 연맹 규격의 JFS T 1001-1996에 기재된 방법과 마찬가지의 방법으로, 클리어런스를 20％로 하여 펀칭을 행하고, 그 펀칭면의 박리의 유무를 육안으로 확인하였다.
고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도의 측정에서는, 3차원 원자 프로브법을 사용하였다. 1988년에 옥스퍼드 대학의 A.Cerezo 외에 의해 개발된 위치 민감형 원자 프로브(PoSAP : position sensitive atom probe)는, 원자 프로브의 검출기에 위치 민감형 검출기(position sensitive detector)를 도입하고 있고, 분석시에 애퍼처를 사용하지 않고 검출기에 도달한 원자의 비행 시간과 위치를 동시에 측정할 수 있는 장치이다. 이 장치를 사용하면, 시료의 표면에 존재하는 합금 중의 모든 구성 원소를 원자 레벨의 공간 분해능으로 2차원 맵으로서 표시할 수 있다. 또한, 전계 증발 현상을 사용하여 시료의 표면을 1원자층씩 증발시킴으로써, 2차원 맵을 깊이 방향으로 확장하여, 3차원 맵으로서 표시 및 분석할 수도 있다. 입계의 관찰에는, 수렴 이온 빔(FIB : focused ion beam) 장치로서 히다찌 세이사꾸쇼(日立製作所)제의 FB2000A를 사용하고, 잘라낸 시료를 전해 연마에 의해 침(針) 형상으로 하기 위해, 임의 형상의 주사 빔으로 입계부를 침 선단부로 되도록 하였다. 이와 같이 하여, 입계부를 포함하는 PoSAP용 침상 시료를 제작하였다. 그리고 주사 이온 현미경(SIM : scanning ion microscope)의 채널링 현상에 의해 방위가 다른 결정립에 콘트라스트가 발생하는 것을 이용하여, PoSAP용 침상 시료를 관찰하면서 입계를 특정하고, 이온 빔으로 절단하였다. 3차원 원자 프로브로서 사용한 장치는 CAMECA사제 OTAP로, 측정 조건으로서는, 시료 위치의 온도를 약 70K, 프로브 전체 전압을 10㎸ 내지 15㎸, 펄스비를 25％로 하였다. 그리고 각 시료의 입계 및 입내를, 각각 3회 측정하여 그 평균값을 대표값으로 하였다. 이와 같이 하여, 입계 및 입내에 존재하고 있는 고용 C 및 고용 B를 측정하였다.
측정값으로부터 백그라운드 노이즈 등을 제거하여 얻어진 값은, 단위 입계 면적당의 원자 밀도라 정의되고, 이것을 입계 개수 밀도(개/㎚2)로 하였다. 따라서, 입계에 존재하는 고용 C라 함은, 실제로 입계에 존재하는 C 원자이고, 입계에 존재하는 고용 B라 함은, 실제로 입계에 존재하는 B 원자이다. 입계 개수 밀도는 입계 편석 밀도이기도 하다.
본 발명에 있어서의 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도라 함은, 입계에 존재하고 있는 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 단위 면적당의 밀도이다. 이 값은, 고용 C 및 고용 B의 측정값을 더한 값이다.
원자 맵에서 3차원적으로 원자의 분포를 알 수 있으므로, 입계의 위치에 C 원자 및 B 원자의 개수가 많은 것을 확인할 수 있다.
이러한 조사의 결과를 도 11a 및 도 11b에 나타낸다. 도 11a는, 강 성분 c, d 및 e에 있어서의 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도와 권취 온도(CT)의 관계에 있어서의 박리의 유무를 나타내고 있다. 도 11b는, 강 성분 c, d 및 f에 있어서의 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도와 권취 온도(CT)의 관계에 있어서의 박리의 유무를 나타내고 있다. 도 11a 및 도 11b 중의 백색의 표시(□, ○, ◇, △)는, 박리가 발생하지 않은 것을 나타내고, 흑색의 표시(●, ◆, ▲)는, 경미한 박리가 발생한 것을 나타낸다.
도 11a 및 도 11b로부터, 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과인 경우에, 박리를 효과적으로 억제할 수 있는 것을 알 수 있었다. 4.5개/㎚2 이하로 경미한 박리가 발생한 것은, 입계의 강도가 입내에 비해 상대적으로 저하되었기 때문이라고 추정된다.
박리의 유무와 권취 온도의 관계에 관해서는, Ti 및 Nb를 실질적으로 포함하지 않는 강 성분 c에서는, 모든 권취 온도에서 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과로, 박리가 발생하지 않았다. 이에 대해, Ti 및 Nb를 포함하는 강 성분 d 내지 f에서는, 권취 온도가 높아지면 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 이하로 되어, 박리가 발생하였다.
이것은, 강 성분 c에서는, Ti 및 Nb를 실질적으로 포함하지 않으므로, 권취 온도가 높아져도, TiC 등의 석출이 일어나지 않아, 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 높았던 상태인 것에 반해, 강 성분 d 내지 f에서는, 권취 온도가 높아지면, 입계에 편석되어 있었던 고용 C가 주로 권취 후에 TiC로서 입내에 석출되어 버려, 고용 C의 입계 개수 밀도가 감소하였기 때문이라고 추정된다.
또한, 강 성분 e 및 f에서 강 d보다도 높은 권취 온도까지 4.5개/㎚2 초과의 입계 개수 밀도가 얻어지는 것은, B를 포함하고 있으므로, C가 TiC로서 입내에 석출되어도, 고용 B가 입계에 편석됨으로써, 고용 C의 입계에 있어서의 감소가 보충되었기 때문이다.
본 발명자들은, 구멍 확장성을 보다 향상시키는 조건을 발견하기 위해, 얻어진 강판에 대해 각종 조사를 더 행한 결과, 입계 시멘타이트의 입경의 구멍 확장성에의 영향이 특히 큰 것이 판명되었다. 이 조사에서는, 상기한 방법과 마찬가지로 하여, 하나의 공시강으로부터 복수개, 예를 들어 10개의 시험편을 제작하고, 일본 철강 연맹 규격의 JFS T 1001-1996에 기재된 방법에 준거하여 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장률의 평균값 λave를 산출하였다. 또한, 입계 시멘타이트의 입경을 이하에 나타내는 방법에 따라서 측정하였다.
우선, 공시강의 1/4 판폭부 또는 3/4 판폭부로부터 잘라낸 시료의 1/4 두께의 부분으로부터 투과형 전자 현미경용의 샘플을 채취하였다. 그리고 200kV의 가속 전압의 전계 방사형 전자총(FEG : field emission gun)을 탑재한 투과형 전자 현미경에 의해 샘플을 관찰하였다. 이 결과, 입계에 관찰된 석출물은, 디프랙션 패턴을 해석함으로써 시멘타이트인 것을 확인할 수 있었다. 또한, 본 발명에서는, 입계 시멘타이트의 입경은, 1시야에 있어서 관찰된 모든 입계 시멘타이트에 대해 화상 처리 등에 의해 측정되는 원상당 입경의 평균값이라고 정의한다.
도 12a는, 강 성분 c, d 및 e에 있어서의 입계 시멘타이트의 입경과 구멍 확장률의 관계를 나타내고 있다. 도 12b는, 강 성분 c, d 및 f에 있어서의 입계 시멘타이트의 입경과 구멍 확장률의 관계를 나타내고 있다.
도 12a 및 도 12b로부터, 구멍 확장률과 입계 시멘타이트의 입경 사이에 상관 관계가 있는 것을 알 수 있다. 즉, 입계 시멘타이트의 입경이 작을수록 구멍 확장률이 향상하여, 입계 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하로 되면, 구멍 확장률이 80％ 이상으로 되는 것이 새롭게 발견되었다.
결정 입계에 존재하는 시멘타이트의 입경이 작을수록 구멍 확장률이 향상하는 것은, 이하의 이유에 의한 것이라 생각된다.
우선, 구멍 확장률로 대표되는 연신 플랜지 가공성 및 버링 가공성은, 펀칭 또는 전단 가공시에 발생하는 균열의 기점으로 되는 보이드의 영향을 받는다고 생각된다. 이 보이드는, 모상의 입계에 석출되는 시멘타이트상이 모상립에 대해 어느 정도 큰 경우에, 모상립의 계면 근방에 있어서 모상립이 과잉의 응력을 받기 때문에 발생한다고 생각된다. 이에 대해, 입계 시멘타이트의 입경이 작은 경우는, 모상립에 대해 시멘타이트립이 상대적으로 작고, 역학적으로 응력 집중이 발생하지 않아, 보이드가 발생하기 어려워지므로, 구멍 확장률이 향상된다고 생각된다.
도 13a는, 강 성분 c, d 및 e에 있어서의 권취 온도와 입계의 시멘타이트 입경의 관계를 나타내고 있다. 도 13b는, 강 성분 c, d 및 f에 있어서의 권취 온도와 입계의 시멘타이트 입경의 관계를 나타내고 있다.
도 13a 및 도 13b에 나타내는 바와 같이, 강 성분 c 내지 f 중 어느 것에 있어서도, 권취 온도가 높아짐에 따라서 입계 시멘타이트의 입경이 커지지만, 일정 온도 이상으로 되면 입계 시멘타이트의 입경이 급격하게 작아지는 경향이 있다. 특히, Ti 및 Nb를 포함하는 강 성분 d 내지 f에서는, 입계 시멘타이트의 입경의 감소가 현저했다. 특히, 강 성분 e에서는, 권취 온도가 480℃ 이상인 경우에 2㎛ 이하로 되고, 강 성분 f에서는, 권취 온도가 560℃ 이상인 경우에 2㎛ 이하로 되었다. 이것은 다음과 같이 생각된다.
α상에서의 시멘타이트의 석출 온도에는 노즈 영역이 있다고 생각되고 있다. 이 노즈 영역은, α상 중의 C의 과포화도를 구동력으로 하는 핵 생성과, C 및 Fe의 확산에 율속(律速)되는 Fe3C의 입성장의 밸런스에 의해 표현되는 것이 알려져 있다. 권취 온도가 이 노즈 영역보다도 저온이면, C의 과포화도가 커, 핵 생성의 구동력은 크지만, 저온이므로 거의 확산할 수 없어, 입계 및 입내에 한정되지 않고 시멘타이트의 석출은 억제되고, 석출되었다고 해도 사이즈는 작다. 한편, 권취 온도가 노즈 영역의 온도보다도 고온이면, C의 용해도가 높아져, 핵 생성의 구동력이 감소하지만, 확산 거리는 커지고, 밀도는 적어지지만 사이즈는 조대화되는 경향을 나타낸다. 그러나 Ti, Nb 등의 탄화물을 형성하는 원소를 포함하는 경우는, 당해 원소(Ti, Nb 등)의 α상에서의 석출 노즈 영역이 시멘타이트의 그것보다도 고온측에 있고, 그 석출을 위해 C를 빼앗는다. 이로 인해, 시멘타이트의 석출량 및 사이즈가 감소한다. 이러한 이유에서, 강 성분 e에서는, 권취 온도가 480℃ 이상인 경우에 2㎛ 이하로 되고, 강 성분 f에서는, 권취 온도가 560℃ 이상인 경우에 2㎛ 이하로 되었다고 생각된다.
본 발명은, 이상과 같이, 승용차 등의 경량화에 공헌하기 위해, 고강도, 고성형성 및 고파괴 특성을 갖는 강판의 개발을 목적으로 하여, 개재물, 특히 황화물의 양, 형태의 제어 및 마이크로 조직, 집합 조직의 제어를 행함으로써 이루어진 것이다.
(제1 실시 형태)
다음에, 본 발명의 제1 실시 형태에 관한 고강도 열연 강판에 있어서의 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하에서는, 조성에 있어서의 질량％를, 단순히 ％라 기재한다.
C:0.02％ 내지 0.1％
C는, Nb, Ti 등과 결합하여 석출 강화에 의해 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, C는, 마이크로 조직의 미세화에 의해 파면 천이 온도를 저하시킨다. 또한, C는, 결정 입계에 고용 C로서 편석됨으로써, 펀칭 가공시의 입계의 박리를 억제하여 박리의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. C 함유량이 0.02％ 미만이면, 이들의 효과를 충분히 얻을 수 없어, 원하는 구멍 확장성 및 파괴 특성이 얻어지지 않는다. 한편, C 함유량이 0.1％ 초과이면, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지에 있어서 바람직하지 않은 철 탄화물(Fe3C)이 과다하게 생성될 가능성이 있다. 이로 인해, C 함유량은, 0.02％ 이상, 0.1％ 이하로 한다. 또한, 상기한 인장 강도의 향상 등의 효과를 보다 높이기 위해, C 함유량은 0.03％ 이상인 것이 바람직하고, 0.04％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, C 함유량이 낮을수록, 철 탄화물(Fe3C)의 생성이 유효하게 억제되므로, 더욱 우수한 구멍 확장률의 평균값 λave 등을 얻기 위해, C 함유량은 0.06％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si:0.001％ 내지 3.0％
Si는, 예비 탈산에 필요한 원소이다. Si 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분한 예비 탈산이 곤란해진다. 또한, Si는, 고용 강화 원소로서 인장 강도의 향상에 기여하는 동시에, 철 탄화물(Fe3C)의 생성을 억제하여, Nb, Ti의 탄화 미세 석출물의 석출을 촉진한다. 이 결과, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 양호해진다. 한편, Si 함유량이 3.0％ 초과이면, 이들의 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 이로 인해, Si 함유량은, 0.001％ 이상, 3.0％ 이하로 한다. 또한, 상기한 인장 강도의 향상 등의 효과를 보다 높이기 위해, Si 함유량은 0.5％ 이상인 것이 바람직하고, 1.0％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, Si 함유량은 2.0％ 이하인 것이 바람직하고, 1.3％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn:0.5％ 내지 3.0％
Mn은, 고용 강화 원소로서 강판의 인장 강도 향상에 기여하는 원소이다. Mn 함유량이 0.5％ 미만이면, 충분한 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, Mn 함유량이 3.0％ 초과이면, 열간 압연시의 슬래브 균열이 발생하기 쉬워진다. 이로 인해, Mn 함유량은, 0.5％ 이상, 3.0％ 이하로 한다. 또한, 보다 높은 인장 강도를 얻기 위해, Mn 함유량은 0.75％ 이상인 것이 바람직하고, 1.0％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 슬래브 균열을 보다 확실하게 억제하기 위해, Mn 함유량은 2.0％ 이하인 것이 바람직하고, 1.5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
P:0.1％ 이하(0％는 포함되지 않음)
P는, 불가피하게 혼입되는 불순물로, 그 함유량의 증가에 수반하여 입계에서의 편석량이 증대되어, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지의 열화를 초래하는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은 낮을수록 바람직하고, P의 함유량이 0.1％ 이하인 경우, 이들 구멍 확장률의 평균값 λave 등의 특성값에 대해 허용할 수 있는 범위로 된다. 이로 인해, P 함유량은, 0.1％ 이하로 한다. 또한, P의 함유에 수반되는 특성의 열화를 보다 억제하기 위해, P 함유량은 0.02％ 이하인 것이 바람직하고, 0.01％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
S:0.01％ 이하(0％는 포함되지 않음)
S는, 불가피하게 혼입되는 불순물로, S 함유량이 0.01％ 초과이면, 강편 가열시에 강 중에서 MnS를 다량으로 생성하고, 이것이 열간 압연에 의해 연신되어 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 개재물의 긴 직경/짧은 직경비가 증대한다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않는다. 이로 인해, S 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 또한, S의 함유에 수반되는 특성의 열화를 보다 억제하기 위해, S 함유량은 0.003％ 이하인 것이 바람직하고, 0.002％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, 탈황재를 사용한 탈황을 행하지 않는 경우, S 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 곤란하다.
Al:0.001％ 내지 2.0％
Al은, 용강의 탈산에 필요한 원소이다. Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 용강을 충분히 탈산시키는 것이 곤란해진다. 또한, Al은, 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이기도 하다. 한편, Al 함유량이 2.0％ 초과이면, 이들의 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 이로 인해, Al의 함유량은, 0.001％ 이상, 2.0％ 이하로 한다. 또한, 탈산을 보다 확실한 것으로 하기 위해, Al 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.02％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, Al 함유량은 0.5％ 이하인 것이 바람직하고, 0.1％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
N:0.02％ 이하(0％는 포함되지 않음)
N은, C보다도 고온에서 Ti 및 Nb와 석출물을 형성하여, C의 고정에 유효한 Ti 및 Nb를 감소시킨다. 즉, N은, 인장 강도의 저하를 초래한다. 따라서, N의 함유량은, 최대한 저감시켜야 하지만, 0.02％ 이하이면 허용할 수 있다. 또한, 인장 강도의 저하를 보다 유효하게 억제하기 위해, N의 함유량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ti:0.03％ 내지 0.3％
Ti는, TiC로서 미세하게 석출되어 석출 강화에 의한 강판의 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Ti 함유량이 0.03％ 미만이면, 충분한 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 또한, Ti는, 열간 압연 공정에서의 강편의 가열시에 TiS로서 석출됨으로써 연신 개재물을 형성하는 MnS의 석출을 억제하여, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을 저감시킨다. 이 결과, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M., 샤르피 흡수 에너지가 양호한 것으로 된다. 한편, Ti의 함유량이 0.3％ 초과이면, 이들의 효과가 포화되어 경제성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti의 함유량은, 0.03％ 이상, 0.3％ 이하로 한다. 또한, 보다 높은 인장 강도를 얻기 위해, Ti 함유량은 0.08％ 이상인 것이 바람직하고, 0.12％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, Ti 함유량은 0.2％ 이하인 것이 바람직하고, 0.15％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Nb:0.001％ 내지 0.06％
Nb는, 석출 강화 및 마이크로 조직의 미세화에 의해 인장 강도를 향상시키거나, 마이크로 조직의 평균 결정 입경을 미세하게 하는 원소이다. Nb 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분한 인장 강도 및 파면 천이 온도가 얻어지지 않게 될 가능성이 있다. 한편, Nb 함유량이 0.06％ 초과이면, 열간 압연 공정에서의 미재결정 영역의 온도가 확대되어, {211}면의 X선 랜덤 강도비를 증대시키는 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 열간 압연 공정 종료 후에 많이 잔존해 버린다. {211}면의 X선 랜덤 강도비가 과도하게 증대되면, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 열화된다. 이로 인해, Nb 함유량은 0.001％ 이상, 0.06％ 이하로 한다. 또한, 상기한 인장 강도의 향상 등의 효과를 보다 높이기 위해, Nb 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, {211}면의 X선 랜덤 강도비의 증대를 억제하기 위해, Nb 함유량은 0.04％ 이하인 것이 바람직하고, 0.02％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
이상이, 제1 실시 형태에 있어서의 기본 성분의 한정 이유이지만, REM 또는 Ca 중 어느 1종 또는 양쪽을 하기와 같은 함유량으로 함유하고 있어도 된다.
REM:0.0001％ 내지 0.02％
REM(희토류 원소)은, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지를 열화시키는 원인이 되는 MnS 등의 황화물의 형태를 구형화시켜, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값 및 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을 저감시키는 원소이다. 따라서, REM은, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지를 양호한 것으로 할 수 있다. 단, REM을 함유하는 경우라도, REM 함유량이 0.0001％ 미만이면, MnS 등의 황화물의 형태를 구형화시키는 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, REM 함유량이 0.02％ 초과이면, 이러한 효과가 포화되어 경제성의 저하를 초래한다. 이로 인해, REM의 함유량은, 0.0001％ 이상, 0.02％ 이하로 한다. 또한, 상기한 효과를 보다 향상시키기 위해, REM 함유량은 0.002％ 이상인 것이 바람직하고, 0.003％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, REM 함유량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ca:0.0001％ 내지 0.02％
Ca는, 강 중의 S를 구형의 CaS로서 고정하고, MnS의 생성을 억제하는 동시에, MnS 등의 황화물의 형태를 구형화시킴으로써, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값 및 개재물 그 압연 방향 길이의 총합 M을 저감시키는 원소이다. 따라서, Ca도, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지를 양호한 것으로 할 수 있다. 단, Ca를 함유하는 경우라도, Ca 함유량이 0.0001％ 미만이면, MnS 등의 황화물의 형태를 구형화시키는 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, Ca 함유량이 0.02％ 초과이면, 연신된 형상의 개재물로 되기 쉬운 칼슘 알루미네이트가 다량으로 발생하여, 오히려 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을 증대시켜 버릴 가능성이 있다. 이로 인해, Ca 함유량은, 0.0001％ 이상, 0.02％ 이하로 한다. 또한, 상기한 효과를 보다 향상시키기 위해, Ca 함유량은 0.002％ 이상인 것이 바람직하고, 0.003％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, Ca 함유량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 구멍 확장성의 열화의 원인이 되는 MnS를 가능한 한 저감시키기 위해, Ti, S, REM 및 Ca의 함유량에 관하여, 전술한 파라미터 Q 또는 Q'는 30.0 이상으로 한다. 파라미터 Q 또는 Q'가 30.0 이상이면, 강 중의 MnS의 양이 저감되어, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 충분히 저감된다. 이 결과, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 개선된다. 파라미터 Q 또는 Q'가 30.0 미만이면, 이들 특성값이 충분한 것으로 되지 않을 가능성이 있다.
Figure 112012072273581-pct00017
Figure 112012072273581-pct00018
본 실시 형태에 관한 강판의, 이들 기본 성분의 다른 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로서는, O, Zn, Pb, As, Sb 등을 들 수 있고, 이들을 각각 0.02％ 이하의 범위에서 포함하고 있어도, 본 발명의 효과를 잃는 것은 아니다.
또한, Ca 및 REM의 함유량에 관하여, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값을 억제하는 관점에서, 상술한 바와 같이, 수학식 2가 성립되는 것이 바람직하다. 수학식 2가 성립되지 않는 경우, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 초과로 되어, 85％ 이상의 구멍 확장률의 평균값 λave 및 10％ 이하의 구멍 확장률의 표준 편차 σ라 하는 바람직한 값이 얻어지지 않는다. 또한, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지에 대해 더욱 우수한 것을 얻을 수 없을 가능성이 있다.
Figure 112012072273581-pct00019
또한, 강판에, 필요에 따라서, B, Cu, Cr, Mo, Ni의 성분을 1종 또는 2종 이상이 하기하는 범위에서 함유되어 있어도 된다.
B:0.0001％ 내지 0.005％
B는, 고용 C와 함께 고용 B로서 입계에 편석됨으로써, 펀칭 가공시의 입계의 박리를 억제하여, 박리의 발생을 억제하는 원소이다. 또한, 이러한 효과에 수반하여, B가 함유되어 있는 경우에는, 열간 압연 공정에 있어서의 권취를 비교적 고온에서 행하는 것이 가능해진다. B 함유량이 0.0001％ 미만에서는, 이들의 효과가 충분히 얻어지지 않을 가능성이 있다. 한편, B 함유량이 0.005％ 초과이면, 열간 압연 공정에서의 미재결정 영역의 온도가 확대되어, 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 열간 압연 공정 종료 후에 많이 잔존한다. 미재결정 상태의 압연 집합 조직은, {211}면의 X선 랜덤 강도비를 증대시킨다. 그리고, {211}면의 X선 랜덤 강도비가 과도하게 증대되면, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 열화된다. 이로 인해, B 함유량은 0.0001％ 이상, 0.005％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 박리의 발생을 보다 억제하기 위해, B 함유량은 0.001％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.002％ 이상인 것이 한층 더 바람직하다. 또한, {211}면의 X선 랜덤 강도비를 보다 억제하기 위해, B 함유량은 0.004％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 한층 더 바람직하다.
Cu, Cr, Mo, Ni 및 V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 열연 강판의 인장 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 0.001％ 미만, Cr 함유량이 0.001％ 미만, Mo 함유량이 0.001％ 미만, Ni 함유량이 0.001％ 미만, V 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분한 인장 강도 향상의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Cu 함유량이 1.0％ 초과, Cr 함유량이 1.0％ 초과, Mo 함유량이 1.0％ 초과, Ni 함유량이 1.0％ 초과, V 함유량이 0.2％ 초과이면, 인장 강도 향상의 효과가 포화되어 경제성의 저하를 초래한다. 따라서, Cu 함유량은 0.001％ 이상, 1.0％ 이하인 것이 바람직하고, Cr 함유량은 0.001％ 이상, 1.0％ 이하인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.001％ 이상, 1.0％ 이하인 것이 바람직하고, Ni 함유량은 0.001％ 이상, 1.0％ 이하인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.001％ 이상, 0.2％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 인장 강도를 보다 향상시키기 위해, Cu 함유량은 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하고, Cr 함유량은 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하고, Mo 함유량은 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하고, Ni 함유량은 0.1％ 이상인 것이 보다 바람직하고, V 함유량은 0.05％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, Cu 함유량은 0.3％ 이상인 것이 한층 더 바람직하고, Cr 함유량은 0.3％ 이상인 것이 한층 더 바람직하고, Mo 함유량은 0.3％ 이상인 것이 한층 더 바람직하고, Ni 함유량은 0.3％ 이상인 것이 한층 더 바람직하고, V 함유량은 0.07％ 이상인 것이 한층 더 바람직하다. 한편, 경제성을 고려하여, Cu 함유량은 0.7％ 이하인 것이 보다 바람직하고, Cr 함유량은 0.7％ 이하인 것이 보다 바람직하고, Mo 함유량은 0.7％ 이하인 것이 보다 바람직하고, Ni 함유량은 0.7％ 이하인 것이 보다 바람직하고, V 함유량은 0.1％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Cu 함유량은 0.5％ 이하인 것이 한층 더 바람직하고, Cr 함유량은 0.5％ 이하인 것이 한층 더 바람직하고, Mo 함유량은 0.5％ 이하인 것이 한층 더 바람직하고, Ni 함유량은 0.5％ 이하인 것이 한층 더 바람직하고, V 함유량은 0.09％ 이하인 것이 한층 더 바람직하다.
또한, 강판에, 필요에 따라서, 합계 1％ 이하의 Zr, Sn, Co, W, Mg가 함유되어 있어도 상관없다.
또한, 고용 C 및 고용 B의 총계의 입계 개수 밀도는 4.5개/㎚2 이상, 12개/㎚2 이하인 것이 바람직하다. 이것은, 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 이상인 경우에, 특히 박리의 발생을 억제할 수 있지만, 입계 개수 밀도가 12개/㎚2 초과에서는, 이 효과가 포화되기 때문이다. 또한, 입계 강도를 향상시켜, 펀칭 또는 전단 가공시에 발생하는 박리를 보다 효과적으로 억제하기 위해, 입계 개수 밀도는 5개/㎚2 이상인 것이 보다 바람직하고, 6개/㎚2 이상인 것이 한층 더 바람직하다.
또한, 입계 시멘타이트의 입경은 2㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이것은, 입계 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하이면, 보이드가 발생하기 어려워, 구멍 확장성을 더욱 향상시킬 수 있기 때문이다.
다음에, 제1 실시 형태에 관한 열연 강판의 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 한정 이유에 대해 설명한다.
제1 실시 형태에 관한 열연 강판의 마이크로 조직은, 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직으로 한다. 이것은, 마이크로 조직이, 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직이면, 마이크로 조직 전체의 경도가 비교적 균일해져, 연성 파괴가 억제되어, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 양호한 것으로 되어, 충분한 구멍 확장성 및 파괴 특성을 얻는 것이 가능해지기 때문이다. 또한, 마이크로 조직 중에는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 혼합물인 섬 형상 마르텐사이트(MA)라 불리는 조직이 약간 잔존하는 경우가 있다. 섬 형상 마르텐사이트(MA)는, 연성 파괴를 촉진하여 구멍 확장률의 평균값 λave 등을 열화시키므로, 잔존하지 않는 쪽이 바람직하지만, 면적 분율로 3％ 이하이면 허용된다.
또한, 마이크로 조직에 있어서의 평균 결정 입경은 6㎛ 이하로 한다. 이것은, 평균 결정 입경이 6㎛ 초과인 경우, 충분한 파면 천이 온도가 얻어지지 않게 되기 때문이다. 즉, 평균 결정 입경이 6㎛ 초과이면, 충분한 파괴 특성을 얻을 수 없다. 또한, 파괴 특성을 보다 양호한 것으로 하기 위해, 평균 결정 입경은 5㎛ 이하인 것이 바람직하다.
집합 조직에 있어서의, {211}면 강도는 2.4 이하로 한다. 이것은, {211}면 강도가 2.4 초과이면, 강판의 이방성이 커져, 구멍 확장 가공시에, 판폭 방향으로 인장 변형을 받는 압연 방향의 단부면에 있어서 두께의 감소가 커지고, 단부면에 높은 응력이 발생하여 균열이 발생 및 전파되기 쉬워져, 구멍 확장률의 평균값 λave를 열화시키기 때문이다. 또한, {211}면 강도가 2.4 초과이면, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 열화되기 때문이기도 하다. 즉, {211}면 강도가 2.4 초과이면, 원하는 구멍 확장성 및 파괴 특성을 얻을 수 없다. 또한, 구멍 확장성 및 파괴 특성을 보다 양호한 것으로 하기 위해, {211}면 강도는 2.35 이하인 것이 바람직하고, 2.2 이하인 것이 보다 바람직하다.
상술한 바와 같이, 개재물의 긴 직경/개재물의 짧은 직경으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값은 8.0 이하로 한다. 이것은, 긴 직경/짧은 직경비가 8.0 초과인 경우, 강판의 변형시에 있어서 개재물의 근방에서의 응력 집중이 증대되고, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않을 가능성이 있기 때문이다. 즉, 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 초과이면, 충분한 구멍 확장성 및 파괴 특성이 얻어지지 않을 가능성이 있다. 또한, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값은, 3.0 이하인 것이 바람직하다. 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하이면, 구멍 확장률의 평균값 λave를 보다 양호한 85％ 이상으로 하고, 구멍 확장률의 표준 편차 σ를 보다 양호한 10％ 이하로 할 수 있고, 또한 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 더욱 우수한 것으로 할 수 있다. 이들은, 도 5a, 도 5b, 도 6a 및 도 6b로부터도 명백하다.
또한, 상술한 바와 같이, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M은 0.25㎜/㎟ 이하로 한다. 이것은, 총합 M이 0.25㎜/㎟ 초과인 경우, 강판의 변형시에 있어서 연성 파괴가 촉진되기 쉬워, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않게 될 가능성이 있기 때문이다. 즉, 총합 M이 0.25㎜/㎟ 초과이면, 원하는 구멍 확장성 및 파괴 특성이 얻어지지 않을 가능성이 있다. 이것은, 도 5a, 도 5b, 도 6a 및 도 6b로부터도 명백하다. 또한, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M은, 0.05㎜/㎟ 이하인 것이 바람직하다. 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 0.05㎜/㎟ 이하이면, 균열 전파 저항값 T.M.을 보다 양호한 900MJ/㎥ 이상으로 할 수 있고, 또한 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 더욱 우수한 것으로 할 수 있다. 이러한 관점에서, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M은 0.01㎜/㎟ 이하인 것이 보다 바람직하고, 총합 M이 0이라도 좋다.
또한, 여기서 말하는 개재물은, 예를 들어 강 중의 MnS 및 CaS 등의 황화물, CaO-Al2O3계 화합물(칼슘 알루미네이트) 등의 산화물 및 CaF2 등으로 이루어지는 탈황재의 잔존물 등을 말한다.
또한, 이들 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 측정 방법, X선 랜덤 강도비, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 정의는 상술한 바와 같다.
또한, 특별히 한정은 하지 않지만, n값(가공 경화 지수)은 0.08 이상인 것이 바람직하고, 파면 천이 온도는 -15℃ 이하인 것이 바람직하다.
다음에, 제1 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조하기 위한 방법에 대해 설명한다.
우선, 제강 공정에 있어서, 예를 들어 고로 등에 의해 용선(溶銑)을 얻은 후, 전로에서 탈탄 처리 및 합금 첨가를 행한다. 그 후, 출강한 용강에 각종 2차 정련 장치로 탈황 처리, 탈산 처리 등을 행한다. 이와 같이 하여, 소정의 성분을 함유하는 용강을 용제한다.
2차 정련 공정에 있어서, Ca, REM 및/또는 Ti를, 파라미터 Q 또는 Q'가 30.0 이상으로 되도록 첨가하여, 연신 MnS를 억제하는 것이 바람직하다. 이때, Ca를 다량으로 첨가하면, 연신된 칼슘 알루미네이트를 생성하므로, REM을 첨가하고, Ca는 첨가하지 않거나, 또는 Ca의 첨가는 미량으로 하는 것이 바람직하다. 이러한 처리에 의해, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을, 보다 양호한 0.01㎜/㎟ 이하로 할 수 있고, 또한 균열 전파 저항값 T.M.을 보다 양호한 900MJ/㎥ 이상으로 할 수 있다. 또한, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 더욱 우수한 것으로 할 수 있다. 또한, 비용상, 탈황재를 사용한 탈황은 행하지 않는 것이 바람직하다.
단, 비용상의 제약이 작은 경우, S 함유량을 한층 더 억제하기 위해 탈황재를 사용한 탈황을 행해도 된다. 그 경우, 연신된 개재물로 되기 쉬운 탈황재 자체가 최종 제품 중까지 잔존할 가능성이 있으므로, 2차 정련 공정 중에서 탈황재의 투입 후에 충분한 용강의 환류를 행하여, 탈황재를 제거하는 것이 바람직하다. 또한, 탈황재를 사용하는 경우는, 2차 정련 공정 후에 잔존하는 탈황재가 압연에 의해 연신되는 것을 방지하기 위해, 고온에서의 압연에 의해 연신되기 어려운 조성으로 하는 것이 바람직하다.
이상의 점을 제외하면, 열간 압연 공정에 선행하는 제강 공정에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니다. 2차 정련에 의해 소정의 성분을 함유하는 용강을 용제한 후에는, 통상의 연속 주조 또는 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하여 강편을 얻는다. 연속 주조에 의해 강편을 얻은 경우는, 고온 강편 상태에서 열간 압연기로 직송해도 되고, 실온까지 냉각한 후에 가열로에 의해 재가열하여, 그 후에 강편을 열간 압연하도록 해도 된다. 또한, 고로에 의해 용선을 얻는 대체 방법으로서, 원료로서 철 스크랩을 사용하고, 이것을 전로에서 용해한 후, 각종 2차 정련을 행하여, 소정의 성분을 함유하는 용강을 얻도록 해도 된다.
다음에, 연속 주조 등에 의해 얻어진 강편을 열간 압연할 때의 제조 조건에 대해 설명한다.
우선, 연속 주조 등에 의해 얻어진 강편을 가열로에서 가열한다. 이때의 가열 온도는, 원하는 인장 강도를 얻기 위해, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1200℃ 미만이면, Ti 또는 Nb를 포함하는 석출물이 강편(슬래브) 중에 충분히 용해되지 않고 조대화되어, Ti 또는 Nb의 석출물에 의한 석출 강화능이 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 가열 온도가 1200℃ 미만이면, 재가열에 의해 MnS가 충분히 용해되지 않아, S를 TiS로서 석출시키는 것을 촉진시킬 수 없어, 원하는 구멍 확장성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있다.
계속해서, 가열로로부터 추출한 강편에 대해 조압연을 행한다. 조압연에서는, 1150℃ 초과의 고온의 온도 영역에서 누적 압하율이 70％ 이하로 되는 압연을 행한다. 이것은, 이 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 초과이면, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 모두 커져, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 균열 전파 저항값 T.M.이 얻어지지 않게 될 가능성이 있기 때문이다. 이러한 관점에서, 1150℃ 초과의 고온의 온도 영역에서 누적 압하율은 65％ 이하인 것이 바람직하고, 60％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 조압연에서는, 1150℃ 이하의 저온의 온도 영역에서 누적 압하율이 10％ 이상, 25％ 이하로 되는 압연도 행한다. 이 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 미만인 경우, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 커져, 본 발명에서 규정하는 평균 결정 입경(6㎛ 이하)이 얻어지지 않게 된다. 이 결과, 원하는 파면 천이 온도가 얻어지지 않게 될 가능성이 있다. 한편, 이 온도 영역에서의 누적 압하율이 25％ 초과의 경우, {211}면 강도가 커져, 본 발명에서 규정하는 {211}면 강도(2.4 이하)가 얻어지지 않게 된다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않게 될 가능성이 있다. 이로 인해, 1150℃ 이하의 저온의 온도 영역에서의 압연의 누적 압하율은, 10％ 이상, 25％ 이하로 한다. 또한, 보다 양호한 파면 천이 온도를 얻기 위해, 1150℃ 이하의 저온의 온도 영역에서의 누적 압하율은 13％ 이상인 것이 바람직하고, 15％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 보다 양호한 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지를 얻기 위해, 1150℃ 이하의 저온의 온도 영역에서의 누적 압하율은 20％ 이하인 것이 바람직하고, 17％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
계속해서, 조압연을 행하여 얻어진 강편에 대해 마무리 압연을 행한다. 이 마무리 압연 공정에서는, 그 개시 온도를 1050℃ 이상으로 한다. 이것은, 마무리 압연의 개시 온도를 보다 고온으로 할수록, 압연 중의 동적 재결정이 촉진되어, 미재결정 상태 그대로 압하를 거듭하기 때문에 발생하는 {211}면 강도를 크게 하는 집합 조직을 저감시켜, 본 발명에서 규정하는 {211}면 강도(2.4 이하)를 얻을 수 있기 때문이다. {211}면 강도를 보다 억제하기 위해, 마무리 압연의 개시 온도는 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 이 마무리 압연 공정에서는, 그 종료 온도를 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 한다. 마무리 압연의 종료 온도가 Ar3＋130℃ 미만이면, {211}면 강도를 증대시키는 원인이 되는 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 잔존하기 쉬워져, 본 발명에서 규정하는 {211}면 강도(2.4 이하)를 얻기 어려워진다. 한편, 마무리 압연의 종료 온도가 Ar3＋230℃ 초과이면, 결정립이 과도하게 조대화되어, 본 발명에서 규정하는 평균 결정 입경(6㎛ 이하)을 얻기 어려워진다. 이로 인해, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 한다. {211}면 강도를 보다 억제하기 위해, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar3＋150℃ 이상인 것이 바람직하고, Ar3＋160℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 마이크로 조직의 평균 결정 입경을 보다 작게 하기 위해, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar3＋200℃ 이하인 것이 바람직하고, Ar3＋175℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, Ar3은, 하기 수학식 11로부터 구해진다.
Figure 112012072273581-pct00020
{[C]는 C 함유량(질량％), [Si]는 Si 함유량(질량％), [Mn]은 Mn 함유량(질량％), [Ni]는 Ni 함유량(질량％), [Cu]는 Cu 함유량(질량％), [Cr]은 Cr 함유량(질량％), [Mo]는 Mo 함유량(질량％)을 나타내고 있음}
또한, 마무리 압연의 종료 온도 FT는, Nb 함유량 및 B 함유량에 따라서, 하기 수학식 12를 만족시키고 있는 것이 바람직하다. 수학식 12가 만족되어 있는 경우에, {211}면 강도 및 평균 결정 입경이 특히 억제되기 때문이다.
Figure 112012072273581-pct00021
{[Nb]는 Nb 함유량(질량％), [B]는 B 함유량(질량％)을 나타내고 있음}
계속해서, 마무리 압연 공정에 의해 얻어진 강판을 런아웃 테이블 등에서 냉각한다. 이 냉각 공정에서는, 냉각 속도를 15℃/sec 이상으로 한다. 이것은, 냉각 속도가 15℃/sec 미만이면, 구멍 확장률의 평균값 λave 등의 열화의 원인이 되는 펄라이트가 생성되어 버리는 데 더하여, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 커져 파면 천이 온도를 열화시켜 버린다. 이 결과, 충분한 구멍 확장성 및 파괴 특성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있다. 이로 인해, 냉각 속도는 15℃/sec 이상으로 하고, 20℃/sec 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 이 냉각 공정에서는, TiC 등의 석출물을 미세화시켜, 보다 인장 강도가 우수한 열연 강판을 얻기 위해, 다음에 설명하는 3단 냉각 공정을 행하는 것이 바람직하다. 이 3단 냉각 공정에서는, 예를 들어 처음에 냉각 속도를 20℃/sec 이상으로 한 1단계째의 냉각을 행하고, 계속해서 550℃ 이상 650℃ 이하의 온도 영역에서 냉각 속도를 15℃/sec 이하로 한 2단계째의 냉각을 행하고, 계속해서 냉각 속도를 20℃/sec 이상으로 한 3단계째의 냉각을 행한다.
3단 냉각 공정에서의 1단계째의 냉각에서 냉각 속도를 20℃/sec 이상으로 한 것은, 이것보다도 작은 냉각 속도이면, 구멍 확장값의 평균값 λave 등의 열화의 원인으로 되는 펄라이트가 생성되어 버릴 가능성이 있기 때문이다.
3단 냉각 공정에서의 2단계째의 냉각에서 냉각 속도를 15℃/sec 이하로 한 것은, 이것보다도 큰 냉각 속도이면, 미세한 석출물이 충분히 석출되지 않을 가능성이 있기 때문이다. 또한, 이 냉각을 행하는 온도 영역을 550℃ 이상으로 한 것은, 이것보다도 낮은 온도 영역이면, 단시간에 미세하게 TiC를 석출시키는 효과가 작아지기 때문이다. 또한, 이 냉각을 행하는 온도 영역을 650℃ 이하로 한 것은, 이것보다도 높은 온도 영역이면, TiC 등의 석출물이 조대하게 석출되어, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않을 가능성이 있기 때문이다. 또한, 650℃ 초과의 온도 영역에서는 펄라이트가 생성되어, 구멍 확장성을 열화시킬 가능성이 있기 때문이기도 하다. 이 냉각은, 1초간 이상, 5초간 이하로 하는 것이 바람직하다. 1초간 미만이면, 미세한 석출물이 충분히 석출되지 않기 때문이다. 5초간 초과이면, 오히려 석출물이 조대하게 석출되어, 인장 강도의 저하를 초래하기 때문이다. 또한, 이 냉각이 5초간 초과인 경우, 펄라이트가 생성되어, 구멍 확장성을 열화시킬 가능성이 있기 때문이기도 하다.
3단 냉각 공정에서의 3단계째의 냉각에서 냉각 속도를 20℃/sec 이상으로 한 것은, 2단계째의 냉각의 후에 신속하게 냉각을 행하지 않으면 석출물이 조대하게 석출되어, 인장 강도 저하를 초래할 가능성이 있기 때문이다. 또한, 이 냉각 속도가 20℃/sec 미만이면, 펄라이트가 생성되어, 구멍 확장성을 열화시킬 가능성이 있기 때문이기도 하다.
또한, 각 냉각 공정에 있어서, 20℃/sec 이상의 냉각 속도는, 예를 들어 수냉, 미스트에 의한 냉각 등에 의해 실현할 수 있고, 15℃/sec 이하의 냉각 속도는, 예를 들어 공냉에 의해 실현할 수 있다.
계속해서, 냉각 공정 또는 3단 냉각 공정에 의해 냉각된 강판을 권취 장치 등에 의해 권취한다. 이 권취 공정에서는, 640℃ 이하의 온도 영역에 있어서 강판을 권취한다. 이것은, 640℃ 초과의 온도 영역에 있어서 강판을 권취하면, 구멍 확장률의 평균값 λave 등의 열화의 원인이 되는 펄라이트가 생성되기 때문이다. 또한, 과다하게 TiC가 석출되어 고용 C가 감소함으로써, 펀칭에 의한 박리가 발생하기 쉬워진다.
또한, 권취 온도 CT는, B 함유량 및 Nb 함유량에 따라서 조정하는 것이 바람직하고, B 함유량이 0.0002％ 미만인 경우는, 540℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, B 함유량이 0.0002％ 이상, 0.002％ 이하인 경우는, Nb 함유량이 0.005％ 이상, 0.06％ 이하이면, 560℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, Nb 함유량이 0.001％ 이상, 0.005％ 미만이면, 640℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량 및 Nb 함유량에 따라서 고용 B의 입계 개수 밀도 등이 변화되기 때문이다. 또한, 권취 온도 CT는, 하기 수학식 13을 만족시키고 있는 것이 바람직하다. 수학식 13이 만족되어 있는 경우에, 보다 높은 인장 강도를 얻을 수 있기 때문이다.
Figure 112012072273581-pct00022
[FT는 마무리 압연의 종료 온도(℃)를 나타내고 있음]
이와 같이 하여, 제1 실시 형태에 관한 고강도 열연 강판을 제조할 수 있다.
또한, 열간 압연 공정의 종료 후에, 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 스킨 패스 압연을 행함으로써, 예를 들어 가동 전위의 도입에 의해 연성을 향상시키거나, 강판의 형상을 교정할 수 있다. 또한, 열간 압연 공정의 종료 후에, 산세에 의해 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일을 제거해도 된다. 또한, 열간 압연 종료 후 또는 산세 후에, 얻어진 강판에 대해 인라인 또는 오프라인에서 스킨 패스 압연, 또는 냉간 압연을 행해도 된다.
또한, 열간 압연 공정 종료 후에 용융 도금법에 의해 도금 처리를 하여, 강판의 내식성을 향상시켜도 된다. 또한, 용융 도금에 더하여 합금화 처리를 실시해도 된다.
(제2 실시 형태)
다음에, 본 발명의 제2 실시 형태에 대해 설명한다. 제2 실시 형태에 관한 고강도 열연 강판은, 소정량의 V가 함유되어 있고, Nb가 거의 함유되어 있지 않은 점에서 제1 실시 형태와 다르다. 다른 점은 제1 실시 형태와 마찬가지이다.
V:0.001％ 내지 0.2％
V는 VC로서 미세하게 석출되어 석출 강화에 의한 강판의 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. V 함유량이 0.001％ 미만이면, 충분한 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 또한, V는, 성형성의 지표 중 하나인 n값(가공 경화 지수)을 높이는 효과를 갖고 있다. 한편, V 함유량이 0.2％ 초과이면, 이들의 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, V 함유량은, 0.001％ 이상, 0.2％ 이하로 한다. 또한, 상기한 인장 강도의 향상 등의 효과를 더욱 높이기 위해, V 함유량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, 0.07％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 경제성을 고려하여, V 함유량은 0.1％ 이하인 것이 바람직하고, 0.09％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Nb:0.01％ 미만(0％는 포함되지 않음)
제1 실시 형태에 있어서 설명한 바와 같이, Nb는 인장 강도의 향상에 기여한다. 그러나 본 실시 형태에서는, V가 함유되어 있으므로, Nb 함유량이 0.01％ 이상이면 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 과도하게 증대되어, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 열화될 가능성이 있다. 이로 인해, Nb 함유량은 0.01％ 미만으로 한다.
또한, 제2 실시 형태에 관한 고강도 열연 강판은, 제1 실시 형태와 마찬가지의 방법에 의해 제조할 수 있다.
실시예
다음에, 본 발명자들이 행한 실험에 대해 설명한다. 이들 실험에 있어서의 조건 등은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 예이며, 본 발명은, 이들의 예에 한정되는 것은 아니다.
(제1 실험)
우선, 표 4에 나타내는 강 성분 1A1 내지 3C11의 용강을 얻었다. 각 용강은, 전로에서의 용제 및 2차 정련을 행함으로써 용제하였다. 2차 정련은 RH(Ruhrstahl-Heraeus)에서 행하여, 적절하게 CaO-CaF2-MgO계의 탈황재를 첨가하고, 탈황을 행하였다. 일부의 강 성분에서는, 연신된 개재물로 되는 탈황재의 잔존을 억제하기 위해, 탈황을 행하지 않고, S의 함유량을 전로에서의 1차 정련 후의 상태 그대로 처리를 진행시켰다. 각 용강으로부터는 연속 주조를 거쳐서 강편을 얻고, 그 후에, 표 5에 나타내는 제조 조건으로 열간 압연을 행하여, 두께가 2.9㎜인 열연 강판을 얻었다. 얻어진 열연 강판의 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 특성값을 표 6에 나타내고, 얻어진 열연 강판의 기계적 성질을 표 7에 나타낸다. 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 측정 방법 및 기계적 성질의 측정 방법은, 상술한 바와 같다. 또한, 구멍 확장성의 평가에서는, 하나의 공시강으로부터 20개의 시험편을 제작하였다. 표 4 내지 표 7에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖이거나, 또는 원하는 특성값이 얻어져 있지 않은 것을 나타낸다.
Figure 112012072273581-pct00023
Figure 112012072273581-pct00024
Figure 112012072273581-pct00025
Figure 112012072273581-pct00026
강 번호 1-1-1 내지 1-1-8, 1-2 내지 1-19, 1-23-1 내지 1-23-3, 1-28-1, 1-28-3 및 1-28-4는, 본 발명의 요건을 만족시키고 있다. 이로 인해, 인장 강도가 780㎫ 이상, 구멍 확장률의 평균값 λave가 80％ 이상, 구멍 확장률의 표준 편차 σ가 15％ 이하, n값이 0.08 이상, 균열 발생 저항값 Jc가 0.75MJ/㎡ 이상, 균열 전파 저항값 T.M.이 600MJ/㎥ 이상, 파면 천이 온도가 -13℃ 이하, 샤르피 흡수 에너지가 30J 이상이었다. 즉, 원하는 특성값이 얻어졌다. 강 번호 1-27에서도, 본 발명의 요건을 만족시키고 있으므로, 대체로 원하는 특성값이 얻어졌다. 또한, 강 번호 1-1-1 내지 1-1-4, 1-1-7, 1-1-8, 1-2 내지 1-8, 1-15 내지 1-19, 1-23-1 내지 1-23-3, 1-27 및 1-28-3은, 본 발명의 요건을 만족시키면서, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하로 되어 있다. 이로 인해, 구멍 확장률의 평균값 λave가 85％ 이상, 표준 편차 σ가 10％ 이하로, 바람직한 특성값이 얻어졌다. 또한, 강 번호 1-1-3, 1-1-5, 1-1-7, 1-1-8 및 1-8은, 본 발명의 요건을 만족시키면서, Ca가 첨가되어 있지 않거나, 또는 Ca의 첨가가 미량이며, 또한 탈황재를 사용한 탈황이 행해져 있지 않다. 이로 인해, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 0.01㎜/㎟ 이하, 균열 전파 저항값 T.M.이 900MJ/㎥ 이상으로, 바람직한 특성값이 얻어졌다. 또한, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 보다 양호한 것으로 되어 있었다.
특히, 강 번호 1-1-3 내지 1-1-6은, Ca 및 REM을 거의 첨가하고 있지 않고, 실질적으로 Ti만으로 황화물의 형태의 제어를 행한 예이다. 그 중에서 강 번호 1-1-3 및 1-1-5는 탈황재를 사용하지 않은 예로, 각각 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 1-1-7 및 1-1-8에서는 Si 함유량이 특히 적기 때문에, 섬 형상 마르텐사이트도 관찰되지 않았다. 또한, Ca를 거의 첨가하는 일 없이 황화물의 형태가 제어되고, 또한 탈황재가 사용되지 않으므로, 연신된 형상의 개재물이 발생되어 있지 않아, 특히 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 1-2에서는, Nb 함유량이 비교적 높으므로, {211}면 강도가 비교적 높았다. 강 번호 1-3에서는, Nb 함유량이 비교적 낮으므로, 인장 강도가 비교적 낮았다. 강 번호 1-4에서는, Ti 함유량이 비교적 낮으므로, 인장 강도가 비교적 낮았다. 강 번호 1-5에서는, C 함유량이 비교적 낮으므로, 구멍 확장률의 평균값 λave 및 균열 발생 저항값 Jc가 비교적 낮고, 파면 천이 온도가 비교적 높았다. 강 번호 1-6에서는, B 함유량이 비교적 높으므로, {211}면 강도가 비교적 높았다. 또한, 박리가 전혀 발생되어 있지 않았다.
강 번호 1-7은 본 발명예이며, 바람직한 양의 B가 포함되어 있으므로, 박리가 전혀 발생되어 있지 않았다.
강 번호 1-8은 본 발명예이며, Ca를 첨가하는 일 없이 황화물의 형태의 제어가 이루어져 있고, 또한 탈황재가 사용되어 있지 않으므로, 연신된 형상의 개재물이 극히 적어, 특히 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 1-9 내지 1-14는 본 발명예이지만, REM이 첨가되어 있지 않거나, 또는 REM의 첨가가 미량이므로, ([REM]/140)/([Ca]/40)의 값이 0.3 미만이고, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 약간 높고, 구멍 확장률의 표준 편차 σ가 약간 컸다.
강 번호 1-23-1 내지 1-23-3에서는 Si 함유량이 특히 적으므로, 섬 형상 마르텐사이트가 관찰되지 않아, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 특히 양호하였다.
강 번호 1-27은 본 발명예이지만, 가열 온도가 1200℃ 미만이었으므로, 인장 강도가 약간 낮았다.
강 번호 1-20 및 1-21은, 파라미터 Q가 30.0 미만이고, 또한 (수학식 2)가 만족되지 않으므로, 본 발명에서 규정하는 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지지 않았다. 이로 인해, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 1-22에서는, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 개재물의 긴 직경/짧은 직경의 최대값이 본 발명에서 규정하는 값보다도 커, 구멍 확장률의 평균값 λave, 구멍 확장률의 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 열화되어 있었다.
강 번호 1-28-0은, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M, 개재물의 긴 직경/짧은 직경의 최대값이 본 발명에서 규정하는 값보다도 커, 구멍 확장률의 평균값 λave, 구멍 확장률의 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 열화되어 있었다.
강 번호 1-28-2는, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 본 발명에서 규정하는 {211}면 강도가 얻어지지 않았다. 이로 인해, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 1-28-5는, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 작기 때문에, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 본 발명에서 규정하는 값보다 컸다. 이로 인해, 파면 천이 온도가 원하는 값보다 높았다.
강 번호 1-30은, 마무리 압연의 개시 온도가 본 발명 범위보다 낮으므로, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 1-31은, 마무리 압연의 종료 온도가 본 발명 범위보다 낮으므로, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 1-32는, 마무리 압연의 종료 온도가 본 발명 범위보다 높고, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 본 발명 범위보다 컸기 때문에, 파면 천이 온도가 원하는 값보다 높았다.
강 번호 1-33은, 냉각 속도가 본 발명 범위보다 작으므로, 펄라이트가 생성되어, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 1-34는, 권취 온도가 본 발명 범위보다 높으므로, 펄라이트가 생성되어, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-1에서는, C 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 평균 결정 입경이 본 발명에서 규정하는 값보다 컸다. 이 결과, 파면 천이 온도가 극히 높아, 박리가 발생하였다. 강 번호 3-2에서는, C 함유량이 본 발명 범위보다 높으므로, 입경이 2㎛ 초과의 조대한 입계 시멘타이트가 석출되었다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-3에서는, Si 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 입경이 2㎛ 초과의 조대한 입계 시멘타이트가 석출되었다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-4에서는, Mn 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 입경이 2㎛ 초과의 조대한 입계 시멘타이트가 석출되었다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-5에서는, P 함유량이 본 발명 범위보다 높으므로, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-6에서는, S 함유량이 본 발명 범위보다 높으므로, 개재물의 긴 직경/짧은 직경의 최대값이 본 발명에서 규정하는 값보다도 컸다. 이 결과, 구멍 확장률의 평균값 λave, 구멍 확장률의 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 열화되어 있었다.
강 번호 3-7에서는, Al 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 입경이 2㎛ 초과의 조대한 입계 시멘타이트가 석출되었다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-8에서는, N 함유량이 본 발명 범위보다 높으므로, 입경이 2㎛ 초과의 조대한 TiN이 석출되었다. 이 결과, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-9에서는, Ti 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않았다. 또한, MnS가 석출되어, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 이로 인해, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 3-10에서는, Nb 함유량이 본 발명 범위보다 낮으므로, 평균 결정 입경이 본 발명에서 규정하는 값보다 컸다. 이 결과, 인장 강도 및 인성이 낮았다. 강 번호 3-11에서는, Nb 함유량이 본 발명 범위보다 높으므로, 미재결정의 압연 집합 조직이 존재하여, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명으로 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
(제2 실험)
우선, 표 8에 나타내는 강 성분 2A1 내지 2W3의 용강을 얻었다. 각 용강은, 전로에서의 용제 및 2차 정련을 행함으로써 용제하였다. 2차 정련은 RH에서 행하고, 적절하게 CaO-CaF2-MgO계의 탈황재를 첨가하여, 탈황을 행하였다. 일부의 강 성분에서는, 연신된 개재물로 되는 탈황재의 잔존을 억제하기 위해, 탈황을 행하지 않고, S의 함유량을 전로에서의 1차 정련 후의 상태 그대로 처리를 진행시켰다. 각 용강으로부터는 연속 주조를 거쳐서 강편을 얻고, 그 후에, 표 9에 나타내는 제조 조건으로 열간 압연을 행하여, 두께가 2.9㎜인 열연 강판을 얻었다. 얻어진 열연 강판의 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 특성값을 표 10에 나타내고, 얻어진 열연 강판의 기계적 성질을 표 11에 나타낸다. 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 측정 방법 및 기계적 성질의 측정 방법은, 상술한 바와 같다. 또한, 구멍 확장성의 평가에서는, 하나의 공시강으로부터 20개의 시험편을 제작하였다. 표 8 내지 표 11에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖이거나, 또는 원하는 특성값이 얻어져 있지 않은 것을 나타낸다.
Figure 112012072273581-pct00027
Figure 112012072273581-pct00028
Figure 112012072273581-pct00029
Figure 112012072273581-pct00030
강 번호 2-1-1 내지 2-1-8, 2-2 내지 2-19, 2-23-1 내지 2-23-3, 2-28-1, 2-28-3 및 2-28-4는, 본 발명의 요건을 만족시키고 있다. 이로 인해, 인장 강도가 780㎫ 이상, 구멍 확장률의 평균값 λave가 80％ 이상, 구멍 확장률의 표준 편차 σ가 15％ 이하, n값이 0.08 이상, 균열 발생 저항값 Jc가 0.75MJ/㎡ 이상, 균열 전파 저항값 T.M.이 600MJ/㎥ 이상, 파면 천이 온도가 -13℃ 이하, 샤르피 흡수 에너지가 30J 이상이었다. 즉, 원하는 특성값이 얻어졌다. 강 번호 2-27에서도, 본 발명의 요건을 만족시키고 있으므로, 대체로 원하는 특성값이 얻어졌다. 또한, 강 번호 2-1-1 내지 2-1-4, 2-1-7, 2-1-8, 2-2 내지 2-8, 2-15 내지 2-19, 2-23-1 내지 2-23-3, 2-27 및 2-28-3은, 본 발명의 요건을 만족시키면서, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하로 되어 있다. 이로 인해, 구멍 확장률의 평균값 λave가 84％ 이상, 표준 편차 σ가 8％ 이하로, 바람직한 특성값이 얻어졌다. 또한, 강 번호 2-1-3, 2-1-5, 2-1-7, 2-1-8 및 2-8은, 본 발명의 요건을 만족시키면서, Ca가 첨가되어 있지 않거나, 또는 Ca의 첨가가 미량이고, 또한 탈황재를 사용한 탈황이 행해져 있지 않다. 이로 인해, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M이 0.01㎜/㎟ 이하, 균열 전파 저항값 T.M.이 900MJ/㎥ 이상으로, 바람직한 특성값이 얻어졌다. 또한, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지도 보다 양호한 것으로 되어 있었다.
특히, 강 번호 2-1-3 내지 2-1-6은, Ca 및 REM을 거의 첨가하고 있지 않고, 실질적으로 Ti만으로 황화물의 형태의 제어를 행한 예이다. 그 중에서 강 번호 2-1-3 및 2-1-5는 탈황재를 사용하지 않은 예로, 각각 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 2-1-7 및 2-1-8에서는 Si 함유량이 특히 적으므로, 섬 형상 마르텐사이트도 관찰되지 않았다. 또한, Ca를 거의 첨가하는 일 없이 황화물의 형태가 제어되고, 또한 탈황재가 사용되지 않으므로, 연신된 형상의 개재물이 발생되어 있지 않아, 특히 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 2-2에서는, Nb 함유량이 비교적 높으므로, {211}면 강도가 비교적 높았다. 강 번호 2-5에서는, C 함유량이 비교적 낮으므로, 구멍 확장률의 평균값 λave 및 균열 발생 저항값 Jc가 비교적 낮고, 파면 천이 온도가 비교적 높았다. 강 번호 2-6에서는, B 함유량이 비교적 높으므로, {211}면 강도가 비교적 높았다. 또한, 박리가 전혀 발생되어 있지 않았다.
강 번호 2-7은 본 발명예로, 바람직한 양의 B가 포함되어 있으므로, 박리가 전혀 발생되어 있지 않았다.
강 번호 2-8은 본 발명예로, Ca를 첨가하는 일 없이 황화물의 형태의 제어가 이루어져 있고, 또한 탈황재가 사용되지 않으므로, 연신된 형상의 개재물이 극히 적어, 특히 양호한 특성값이 얻어졌다.
강 번호 2-9 내지 2-14는 본 발명예이지만, REM이 첨가되어 있지 않거나, 또는 REM의 첨가가 미량이므로, ([REM]/140)/([Ca]/40)의 값이 0.3 미만이며, 개재물의 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 약간 높고, 구멍 확장률의 표준 편차 σ가 약간 컸다.
강 번호 2-23-1 내지 2-23-3에서는 Si 함유량이 특히 적으므로, 섬 형상 마르텐사이트가 관찰되지 않아, 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 특히 양호하였다.
강 번호 2-27은 본 발명예이지만, 가열 온도가 1200℃ 미만이었으므로, 인장 강도가 약간 낮았다.
강 번호 2-20 및 2-21은, 파라미터 Q가 30.0 미만이며, 또한 (수학식 2)가 만족되지 않으므로, 본 발명에서 규정하는 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M 및 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 얻어지지 않았다. 이로 인해, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 2-22에서는, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 개재물의 긴 직경/짧은 직경의 최대값이 본 발명에서 규정하는 값보다도 커, 구멍 확장률의 평균값 λave, 구멍 확장률의 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 열화되어 있었다.
강 번호 2-28-0은, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M, 개재물의 긴 직경/짧은 직경의 최대값이 본 발명에서 규정하는 값보다도 커, 구멍 확장률의 평균값 λave, 구멍 확장률의 표준 편차 σ, 균열 발생 저항값 Jc, 균열 전파 저항값 T.M. 및 샤르피 흡수 에너지가 열화되어 있었다.
강 번호 2-28-2는, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 크기 때문에, 본 발명에서 규정하는 {211}면 강도가 얻어지지 않았다. 이로 인해, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 2-28-5는, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연의 누적 압하율이 본 발명 범위보다 작기 때문에, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 본 발명에서 규정하는 값보다 컸다. 이로 인해, 파면 천이 온도가 원하는 값보다 높았다.
강 번호 2-30은, 마무리 압연의 개시 온도가 본 발명 범위보다 낮으므로, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 2-31은, 마무리 압연의 종료 온도가 본 발명 범위보다 낮으므로, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았다. 또한, {211}면 강도가 본 발명에서 규정하는 값보다 높았으므로, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc, 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 2-32는, 마무리 압연의 종료 온도가 본 발명 범위보다 높고, 마이크로 조직의 평균 결정 입경이 본 발명 범위보다 컸기 때문에, 파면 천이 온도가 원하는 값보다 높았다.
강 번호 2-33은, 냉각 속도가 본 발명 범위보다 작으므로, 펄라이트가 생성되어, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
강 번호 2-34는, 권취 온도가 본 발명 범위보다 높으므로, 펄라이트가 생성되어, 원하는 구멍 확장률의 평균값 λave, 균열 발생 저항값 Jc 및 샤르피 흡수 에너지가 얻어지지 않았다.
(제3 실험)
우선, 표 12에 나타내는 강 성분 Z1 내지 Z4의 용강을 얻었다. 각 용강은, 전로에서의 용제 및 2차 정련을 행함으로써 용제하였다. 2차 정련은 RH에서 행하였다. 또한, 연신된 개재물로 되는 탈황재의 잔존을 억제하기 위해, 탈황을 행하지 않고, S의 함유량을 전로에서의 1차 정련 후의 상태 그대로 처리를 진행하였다. 각 용강으로부터는 연속 주조를 거쳐서 강편을 얻고, 그 후에, 표 13에 나타내는 제조 조건으로 열간 압연을 행하여, 두께가 2.9㎜인 열연 강판을 얻었다. 얻어진 열연 강판의 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 특성값을 표 14에 나타내고, 얻어진 열연 강판의 기계적 성질을 표 15에 나타낸다. 마이크로 조직, 집합 조직 및 개재물의 측정 방법 및 기계적 성질의 측정 방법은, 상술한 바와 같다. 또한, 구멍 확장성의 평가에서는, 하나의 공시강으로부터 20개의 시험편을 제작하였다. 표 12 내지 표 15에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖이거나, 또는 원하는 특성값이 얻어져 있지 않은 것을 나타낸다.
Figure 112012072273581-pct00031
Figure 112012072273581-pct00032
Figure 112012072273581-pct00033
Figure 112012072273581-pct00034
강 번호 35 내지 38은, 본 발명의 요건을 만족시키고 있다. 이로 인해, 인장 강도가 780㎫ 이상, 구멍 확장률의 평균값 λave가 80％ 이상, 구멍 확장률의 표준 편차 σ가 15％ 이하, n값이 0.08 이상, 균열 발생 저항값 Jc가 0.75MJ/㎡ 이상, 균열 전파 저항값 T.M.이 600MJ/㎥ 이상, 파면 천이 온도가 -40℃ 이하, 샤르피 흡수 에너지가 30J 이상이었다. 즉, 원하는 특성값이 얻어졌다. 또한, 고용 C 및 고용 B의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 이상, 또한 입계에 위치하는 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하인 강 번호 36에서는, 박리가 발생하지 않았다.
본 발명은, 예를 들어 고강도, 고성형성 및 고파괴 특성이 요구되는 강판에 관련되는 산업에 있어서 이용할 수 있다.

Claims (15)

  1. 질량％로,
    C:0.02％ 내지 0.1％,
    Si:0.001％ 내지 3.0％,
    Mn:0.5％ 내지 3.0％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.001％ 내지 2.0％,
    N:0.02％ 이하,
    Ti:0.03％ 내지 0.3％ 및
    Nb:0.001％ 내지 0.06％
    를 함유하고,
    Cu:0.001 내지 1.0％,
    Cr:0.001 내지 1.0％,
    Mo:0.001 내지 1.0％,
    Ni:0.001 내지 1.0％ 및
    V:0.01 내지 0.2％
    로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    하기하는 수학식 1로 나타내어지는 파라미터 Q가 30.0 이상이고,
    마이크로 조직이 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직으로 이루어지고,
    상기 마이크로 조직에 포함되는 결정립의 평균 입경이 6㎛ 이하이고,
    압연면에 있어서의 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 2.4 이하이고,
    판폭 방향을 법선에 갖는 단면에 있어서,
    긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, (개재물의 긴 직경)/(개재물의 짧은 직경)으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이고,
    긴 직경이 3.0㎛ 이상인 복수의 개재물로 구성되는 소정의 개재물군 및 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 소정의 연신 개재물의 단면 1㎟당의 압연 방향 길이의 총합이 0.25㎜ 이하이고,
    상기 소정의 개재물군을 구성하는 상기 복수의 개재물은, 압연 방향 및 이것에 직교하는 방향의 양쪽에 있어서, 서로 50㎛ 이하의 간격으로 집합되어 있고,
    상기 소정의 연신 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 모든 개재물로부터, 적어도 압연 방향 또는 이것에 직교하는 방향 중 어느 하나에 있어서 50㎛ 초과의 간격을 두고 있는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
    Figure 112012072273581-pct00035

    {[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％)을 나타냄}
  2. 질량％로,
    C:0.02％ 내지 0.1％,
    Si:0.001％ 내지 3.0％,
    Mn:0.5％ 내지 3.0％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.001％ 내지 2.0％,
    N:0.02％ 이하,
    Ti:0.03％ 내지 0.3％,
    Nb:0.001％ 내지 0.06％,
    REM:0.0001％ 내지 0.02％ 및
    Ca:0.0001％ 내지 0.02％
    를 함유하고,
    Cu:0.001 내지 1.0％,
    Cr:0.001 내지 1.0％,
    Mo:0.001 내지 1.0％,
    Ni:0.001 내지 1.0％ 및
    V:0.01 내지 0.2％
    로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    하기하는 수학식 1'로 나타내어지는 파라미터 Q'가 30.0 이상이고,
    마이크로 조직이 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합 조직으로 이루어지고,
    상기 마이크로 조직에 포함되는 결정립의 평균 입경이 6㎛ 이하이고,
    압연면에 있어서의 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 2.4 이하이고,
    판폭 방향을 법선에 갖는 단면에 있어서,
    긴 직경이 3.0㎛ 이상인 개재물에 대해, (개재물의 긴 직경)/(개재물의 짧은 직경)으로 나타내어지는 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 8.0 이하이고,
    긴 직경이 3.0㎛ 이상인 복수의 개재물로 구성되는 소정의 개재물군 및 압연 방향의 길이가 30㎛ 이상인 소정의 연신 개재물의 단면 1㎟당의 압연 방향 길이의 총합이 0.25㎜ 이하이고,
    상기 소정의 개재물군을 구성하는 상기 복수의 개재물은, 압연 방향 및 이것에 직교하는 방향의 양쪽에 있어서, 서로 50㎛ 이하의 간격으로 집합되어 있고,
    상기 소정의 연신 개재물은, 긴 직경이 3.0㎛ 이상인 모든 개재물로부터, 적어도 압연 방향 또는 이것에 직교하는 방향 중 어느 하나에 있어서 50㎛ 초과의 간격을 두고 있는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
    Figure 112012072273581-pct00036

    {[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％), [Ca]는 Ca 함유량(질량％), [REM]은 REM 함유량(질량％)을 나타냄}
  3. 제2항에 있어서, 하기하는 수학식 2를 만족시키고,
    상기 긴 직경/짧은 직경비의 최대값이 3.0 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
    Figure 112012072273581-pct00037
  4. 제1항에 있어서, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  5. 제2항에 있어서, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  6. 제3항에 있어서, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  7. 제4항에 있어서, 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과, 12개/㎚2 이하이고,
    입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  8. 제5항에 있어서, 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과, 12개/㎚2 이하이고,
    입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  9. 제6항에 있어서, 고용 C 및 고용 B의 합계의 입계 개수 밀도가 4.5개/㎚2 초과, 12개/㎚2 이하이고,
    입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 입경이 2㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판.
  10. 질량％로,
    C:0.02％ 내지 0.1％,
    Si:0.001％ 내지 3.0％,
    Mn:0.5％ 내지 3.0％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.001％ 내지 2.0％,
    N:0.02％ 이하,
    Ti:0.03％ 내지 0.3％ 및
    Nb:0.001％ 내지 0.06％
    를 함유하고,
    Cu:0.001 내지 1.0％,
    Cr:0.001 내지 1.0％,
    Mo:0.001 내지 1.0％,
    Ni:0.001 내지 1.0％ 및
    V:0.01 내지 0.2％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    하기하는 수학식 1로 나타내어지는 파라미터 Q가 30.0 이상인 강편을 가열한 후에, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 이하, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 이상, 25％ 이하로 되는 조압연을 행하는 공정과,
    계속해서, 마무리 압연을 그 개시 온도를 1050℃ 이상, 그 종료 온도를 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 하여 행하는 공정과,
    계속해서, 냉각 속도를 15℃/sec 이상으로 하여 냉각을 행하는 공정과,
    계속해서, 640℃ 이하의 온도 영역에 있어서 권취하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    Figure 112012072273581-pct00038

    {[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％)을 나타냄}
  11. 질량％로,
    C:0.02％ 내지 0.1％,
    Si:0.001％ 내지 3.0％,
    Mn:0.5％ 내지 3.0％,
    P:0.1％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.001％ 내지 2.0％,
    N:0.02％ 이하,
    Ti:0.03％ 내지 0.3％,
    Nb:0.001％ 내지 0.06％,
    REM:0.0001％ 내지 0.02％ 및
    Ca:0.0001％ 내지 0.02％
    를 함유하고,
    Cu:0.001 내지 1.0％,
    Cr:0.001 내지 1.0％,
    Mo:0.001 내지 1.0％,
    Ni:0.001 내지 1.0％ 및
    V:0.01 내지 0.2％
    로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 더 함유하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    하기하는 수학식 1'로 나타내어지는 파라미터 Q'가 30.0 이상인 강편을 가열한 후에, 1150℃ 초과의 온도 영역에서의 누적 압하율이 70％ 이하, 1150℃ 이하의 온도 영역에서의 누적 압하율이 10％ 이상, 25％ 이하로 되는 조압연을 행하는 공정과,
    계속해서, 마무리 압연을 그 개시 온도를 1050℃ 이상, 그 종료 온도를 Ar3＋130℃ 이상, Ar3＋230℃ 이하로 하여 행하는 공정과,
    계속해서, 냉각 속도를 15℃/sec 이상으로 하여 냉각을 행하는 공정과,
    계속해서, 640℃ 이하의 온도 영역에 있어서 권취하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    Figure 112012072273581-pct00039

    {[Ti]는 Ti 함유량(질량％), [S]는 S 함유량(질량％), [Ca]는 Ca 함유량(질량％), [REM]은 REM 함유량(질량％)을 나타냄}
  12. 제11항에 있어서, 상기 강편은, 하기하는 수학식 2를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    Figure 112012072273581-pct00040
  13. 제10항에 있어서. 상기 강편은, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  14. 제11항에 있어서, 상기 강편은, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  15. 제12항에 있어서, 상기 강편은, 질량％로,
    B:0.0001％ 내지 0.005％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5402848B2 (ja) * 2010-06-17 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5402847B2 (ja) * 2010-06-17 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2012128228A1 (ja) * 2011-03-18 2012-09-27 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP5668588B2 (ja) * 2011-04-19 2015-02-12 新日鐵住金株式会社 成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
EP2808412B1 (en) * 2012-01-18 2020-06-17 JFE Steel Corporation Steel strip for coiled tubing and method for producing same
JP5720612B2 (ja) * 2012-03-30 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 成形性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN102787272B (zh) * 2012-07-26 2013-10-16 北京科技大学 一种汽车厢体用热轧酸洗高强钢的制备方法
JP5786820B2 (ja) * 2012-08-06 2015-09-30 新日鐵住金株式会社 成形性、破壊特性及び疲労特性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
KR101461740B1 (ko) * 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
JP6226955B2 (ja) 2013-03-14 2017-11-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
EP2987884B1 (en) * 2013-04-15 2019-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
KR101568514B1 (ko) 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 저항복비형 초고강도 건설용 강재 및 그 제조방법
CN106460109B (zh) * 2014-05-28 2019-01-29 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
BR112017013229A2 (pt) 2015-02-20 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
ES2769224T3 (es) 2015-02-25 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
KR102205432B1 (ko) 2016-08-05 2021-01-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판
JP2018031069A (ja) * 2016-08-19 2018-03-01 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
JP6424908B2 (ja) * 2017-02-06 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3612650B1 (en) * 2017-04-20 2022-08-24 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability
CN107287517A (zh) * 2017-06-09 2017-10-24 唐山不锈钢有限责任公司 高强度结构钢q550c及其生产方法
CN108251745A (zh) * 2018-01-30 2018-07-06 舞阳钢铁有限责任公司 一种大厚度高纯净耐高压锅炉汽包用钢板及其生产方法
RU2687360C1 (ru) * 2018-07-19 2019-05-13 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Стальной прокат повышенной коррозионной стойкости и изделие, выполненное из него
CN109112279A (zh) * 2018-09-26 2019-01-01 武汉钢铁有限公司 800MPa级簇团强化型钢板及制备方法
HUE053584T2 (hu) * 2018-11-14 2021-07-28 Ssab Technology Ab Melegen hengerelt acél szalag és eljárás az elõállítására
EP3950974A4 (en) * 2019-03-26 2023-01-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, METHOD OF PRODUCTION AND CLAD STEEL SHEET
CN114080465B (zh) * 2019-07-09 2022-11-22 杰富意钢铁株式会社 耐硫酸露点腐蚀性优异的无缝钢管及其制造方法
WO2021052434A1 (zh) * 2019-09-19 2021-03-25 宝山钢铁股份有限公司 一种Nb微合金化高强高扩孔钢及其生产方法
MX2022010321A (es) * 2020-05-13 2022-09-19 Nippon Steel Corp Cuerpo conformado por estampacion en caliente.
US20230081832A1 (en) * 2020-05-13 2023-03-16 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping and hot-stamping formed body
CN115287533A (zh) * 2022-07-14 2022-11-04 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种汽车用热轧高强钢及制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001192761A (ja) 2000-01-11 2001-07-17 Nippon Steel Corp 母材ならびに溶接継手のクリープ強度と靭性に優れたフェライト系耐熱鋼板およびその製造方法
JP2006161111A (ja) 2004-12-08 2006-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板とその製造方法
JP2007092126A (ja) 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007254828A (ja) 2006-03-23 2007-10-04 Nippon Steel Corp 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1143022B1 (en) 1999-09-16 2010-04-14 JFE Steel Corporation Method for producing a thin steel plate having high strength
JP4051999B2 (ja) * 2001-06-19 2008-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
WO2004059024A1 (ja) * 2002-12-26 2004-07-15 Nippon Steel Corporation 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 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
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4580157B2 (ja) * 2003-09-05 2010-11-10 新日本製鐵株式会社 Ｂｈ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法
AU2003292689A1 (en) 2003-10-17 2005-05-05 Nippon Steel Corporation High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility and ductility
JP4853082B2 (ja) * 2006-03-30 2012-01-11 住友金属工業株式会社 ハイドロフォーム加工用鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管と、これらの製造方法
JP4837426B2 (ja) * 2006-04-10 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5037413B2 (ja) * 2007-04-19 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 低降伏比高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、及び、鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5233514B2 (ja) 2008-08-28 2013-07-10 株式会社Ｉｈｉ 可変容量過給機
JP2010053787A (ja) 2008-08-28 2010-03-11 Toyota Motor Corp 内燃機関の燃料噴射制御装置
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001192761A (ja) 2000-01-11 2001-07-17 Nippon Steel Corp 母材ならびに溶接継手のクリープ強度と靭性に優れたフェライト系耐熱鋼板およびその製造方法
JP2006161111A (ja) 2004-12-08 2006-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板とその製造方法
JP2007092126A (ja) 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007254828A (ja) 2006-03-23 2007-10-04 Nippon Steel Corp 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法

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