KR101542676B1

KR101542676B1 - 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101542676B1
Application number: KR1020137026255A
Authority: KR
Inventors: 요시히로 스와; 가즈아키 나카노; 구니오 하야시; 리키 오카모토; 노부히로 후지타; 고오이치 사노
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-04-13
Filing date: 2012-04-12
Publication date: 2015-08-06
Also published as: WO2012141263A1; US9347122B2; EP2698442A4; ES2684144T3; TWI457447B; EP2698440A1; RU2013150096A; EP2698442A1; TW201247896A; US20140030546A1; PL2698440T3; RU2013150346A; CN103459645A; EP2698440B1; CN103459646A; EP2698442B1; ZA201306547B; CN103459646B; CN103459645B; US20160230245A1

Abstract

본원 발명은, 질량％로, C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하, Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하, Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하, P : 0.001％ 이상, 0.15％ 이하, S : 0.0005％ 이상, 0.03％ 이하, Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하, N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하, O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하를 함유하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직에 있어서의 베이나이트의 면적률이 95％ 이상이고, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값이 4.0 이하, 또한, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고, 상기 금속 조직의 결정립의 체적 평균이 10㎛ 이하인, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판을 제공한다.

Description

국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT LOCAL FORMABILITY, AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은, 굽힘, 연신 플랜지, 버링 가공 등의 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2011년 4월 13일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-089250호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해서, 고강도 강판을 사용하여, 자동차 차체를 경량화하는 것이 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성을 확보하기 위해서도, 자동차 차체에는, 연강판 외에, 고강도 강판이 많이 사용되도록 되어 오고 있다.

자동차 차체의 경량화를 향후 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높여야만 한다. 예를 들면, 하체 부품에 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 버링 가공을 위한 국부 변형능을 개선해야만 한다.

그러나, 일반적으로, 강판을 고강도화하면, 성형성이 저하되어, 비특허 문헌 1에 기재되어 있는 바와 같이, 드로잉 성형이나 벌징 성형에 중요한 균일 연신이 저하된다. 이에 대하여, 비특허 문헌 2에는, 강판의 금속 조직을 복합화하여, 동일 강도에서도 균일 연신을 확보하는 방법이 개시되어 있다.

한편, 굽힘 성형, 구멍 확장 가공, 버링 가공으로 대표되는 국부 변형능을 개선하는 강판의 금속 조직 제어법에 대해서도 개시되어 있다. 개재물의 제어, 조직의 단일화, 나아가서, 조직간의 경도차의 저감이, 굽힘성이나, 구멍 확장성의 향상에 효과적인 것이 비특허 문헌 3에 개시되어 있다. 이것은, 조직 제어로, 조직을 단일 조직으로 함으로써, 구멍 확장성을 개선하는 것이다.

강도와 연성의 양립을 도모하기 위해서, 열간 압연 후의 냉각 제어에 의해 금속 조직 제어(석출물의 제어 및 변태 조직의 제어)를 행함으로써, 연질상인 초석 페라이트와 베이나이트를 적절한 분율로 얻는 기술이 비특허 문헌 4에 개시되어 있다.

한편, 열간 압연의 마무리 온도 및 마무리 압연의 압하율 및 온도 범위를 제어하여, 오스테나이트의 재결정을 촉진하고, 압연 집합 조직의 발달을 억제하여, 결정 방위를 랜덤화함으로써, 강도, 연성 및 구멍 확장성을 향상시키는 방법이 특허 문헌 1에 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2009-263718호 공보

기시다, 닛본스틸 기보(1999) No.371, p.13 O. Matsumura et al, Trans.ISIJ(1987) vol.27, p.570 가토 등, 제철 연구(1984) vol.312, p.41 K. Sugimoto et al, ISIJ International(2000) Vol.40, p.920

국부 변형능을 열화시키는 요인은, 조직간의 경도차, 비금속 개재물, 발달한 압연 집합 조직 등의 "불균일성"이다. 그 중에서 가장 영향이 큰 요인은, 비특허문헌 3에 개시되어 있는 "조직간의 경도차"이다. 그 외에, 유력한 지배적 요인은, 특허 문헌 1에 개시되어 있는 "발달한 압연 집합 조직"이다.

이들 요인이, 복합적으로 서로 얽혀, 강판의 국부 변형능을 결정하고 있다. 집합 조직 제어에 의한 국부 변형능의 향상량을 최대화하기 위해서는, 아울러 조직 제어를 행하여, "조직간의 경도차"에 기인하는 "불균일성"을 최대한 배제할 필요가 있다.

본 발명은, 집합 조직 제어와 아울러, 강 조직을, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직으로 함으로써, 고강도 강판의 국부 연성을 개선하고, 아울러, 강판 내의 이방성에 대해서도 개선할 수 있는 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

종래의 지식에 의하면, 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 개선은, 개재물의 제어, 석출물의 미세화, 조직의 균질화ㆍ단상화 및 조직간의 경도차의 저감 등에 의해 행해지고 있었다. 그러나, 이것만으로는, Nb나 Ti 등이 첨가되어 있는 고강도 강판에 있어서, 이방성에의 영향이 우려된다. 이것은, 다른 성형성 인자를 희생하거나, 성형 전의 소재가 취하는 방향을 한정해 버리는 등의 문제를 발생시키게 되어, 고강도 강판의 용도는 한정적으로 되어 버린다.

따라서, 본 발명자들은, 고강도 강판의 구멍 확장성, 굽힘 가공성을 향상시키기 위해서, 강판의 집합 조직의 영향에 주목하여, 그 영향을 상세하게 조사하고, 연구하였다. 그 결과, 특정한 결정 방위군의 방위의 강도를 제어하면, 연신이나 강도가 크게 저하되지 않고, 국부 변형능이 비약적으로 향상되는 것이 판명되었다.

강조해야 할 점은, 집합 조직 제어에 의한 국부 변형능의 향상량은, 강 조직에 크게 의존하고, 강 조직을, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직으로 하면, 강의 강도를 담보하면서, 국부 변형능의 향상량을 최대화할 수 있는 것을, 본 발명자들이 밝힌 것이다.

게다가, 본 발명자들은, 특정한 결정 방위군의 방위의 강도를 제어한 조직에 있어서는, 결정립의 크기가 국부 연성에 크게 영향을 미치는 것을 발견하였다. 일반적으로, 저온 생성 상(베이나이트, 마르텐사이트 등)이 혼재된 조직에 있어서, 결정립의 정의는 매우 애매하여, 정량화가 곤란하였다.

이에 대하여, 본 발명자들은, 다음과 같이 하여 결정립의 "입자 단위"를 정하면, 결정립의 정량화의 문제를 해결할 수 있는 것을 발견하였다.

본 발명에서 정해지는 결정립의 "입자 단위"는, EBSP(Electron Back Scattering Pattern : 전자 후방 산란 패턴)에 의한 강판의 방위의 해석에 있어서, 다음과 같이 하여 정해진다. 즉, EBSP에 의한 강판의 방위의 해석에 있어서, 예를 들면 1500배의 배율로, 0.5㎛ 이하의 측정 스텝으로 방위 측정을 행하고, 서로 인접하는 측정점의 방위차가 15°를 초과한 위치를 결정립의 경계로 한다. 그리고, 이 경계로 둘러싸인 영역이, 결정립의 "입자 단위"로 정해진다.

이와 같이 하여 정해진 입자 단위의 결정립에 대하여, 원 상당 직경 d를 구하고, 개개의 입자 단위의 결정립의 체적을 4/3πd³에 의해 구한다. 그리고, 체적의 가중치 부여 평균을 산출하여, 체적 평균 직경(Mean Volume Diameter)을 구하였다.

본 발명은, 상기 발견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

[1]

질량％로,

C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하,

Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하,

Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하,

P : 0.001％ 이상, 0.15％ 이하,

S : 0.0005％ 이상, 0.03％ 이하,

Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,

N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하,

O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하를 함유하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

금속 조직에 있어서의 베이나이트의 면적률이 95％ 이상이고,

강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>의 각 결정 방위로 나타내어지는 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값이 4.0 이하, 또한, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고,

상기 금속 조직의 결정립의 체적 평균 직경이 10㎛ 이하인, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.

[2]

상기 베이나이트의 결정립 중, 압연 방향의 길이 dL과 판 두께 방향의 길이 dt의 비 : dL/dt가 3.0 이하인 결정립의 비율이 50％ 이상인, [1]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.

[3]

질량％로,

Ti : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,

Nb : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,

V : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,

W : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, [1]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.

[4]

질량％로,

B : 0.0001％ 이상, 0.0050％ 이하,

Mo : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,

Cr : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,

Cu : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,

Ni : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,

Co : 0.0001％ 이상, 1.0％ 이하,

Sn : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,

Zr : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,

As : 0.0001％ 이상, 0.50％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, [1]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.

[5]

질량％로,

Mg : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하,

REM : 0.0001％ 이상, 0.1％ 이하,

Ca : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, [1]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.

[6]

질량％로,

C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하,

Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하,

Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하,

P : 0.001％ 이상, 0.15％ 이하,

S : 0.0005％ 이상, 0.03％ 이하,

Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,

N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하,

O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하를 함유하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,

1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,

상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,

하기 수학식 1에 의해 정해지는 온도 T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,

상기 제2 열간 압연에서의 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하고,

상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족시키도록, 1차 냉각을 개시하고,

상기 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하고, 또한, 상기 1차 냉각을 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하인 범위에서 행하고,

상기 1차 냉각의 종료 후, 2차 냉각을 개시하고,

상기 2차 냉각에서, 평균 냉각 속도를 15℃/초 이상으로, Ae₃ -50℃ 이하, 700℃ 이상의 온도 영역까지 냉각하고,

350℃ 초과, 650℃ 이하에서 권취하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

여기서, t1은 하기 수학식 3에 의해 구해진다.

여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다.

[7]

T1+30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 압하율의 합계가 30％ 이하인, [6]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[8]

상기 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2a를 만족시키는, [6]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[9]

상기 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2b를 만족시키는, [6]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

[10]

상기 1차 냉각을, 압연 스탠드간에서 개시하는, [6]에 기재된 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 강판의 집합 조직과 강 조직을 제어함으로써, 굽힘, 연신 플랜지, 버링 가공 등에 필요한 국부 변형능이 우수하여, 자동차 부품 등의 제조에 적합한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값과, 판 두께/최소 굽힘 반경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 {332}<113> 방위군의 극밀도와, 판 두께/최소 굽힘 반경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 조압연에 있어서의 압하율 40％ 이상의 압연 횟수와, 조압연의 오스테나이트 입경의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4는 T1+30 내지 T1+200℃의 압하율과, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값의 관계를 도시하는 도면이다.
도 5는 T1+30 내지 T1+200℃의 압하율과, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도의 관계를 도시하는 도면이다.
도 6은 연속 열간 압연 라인의 설명도이다.
도 7은 발명 강과 비교 강에 있어서의 강도와 구멍 확장성의 관계를 도시하는 도면이다.
도 8은 발명 강과 비교 강에 있어서의 강도와 굽힘성의 관계를 도시하는 도면이다.

이하에, 본 발명의 내용을 설명한다.

(결정 방위)

강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값 및 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도에 대하여 설명한다.

강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값은, 본 발명의 고강도 열연 강판(이하 「본 발명 강판」이라 하는 경우가 있음)에 있어서, 특히 중요한 특성값이다.

강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 X선 회절을 행하여, 랜덤 시료에 대한 각 방위의 강도비를 구하면, 도 1에 도시한 바와 같이, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값이 4.0 미만에서, 골격 부품의 가공에 필요한, 판 두께/굽힘 반경≥1.5를 만족시키는 것을 알 수 있다. 또한, 강 조직이, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직이면, 판 두께/굽힘 반경≥2.5를 만족시키는 것을 알 수 있다.

구멍 확장성이나, 작은 한계 굽힘 특성을 필요로 하는 경우에는, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값은, 3.0 미만이 바람직하다.

상기 평균값이 4.0 초과이면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 매우 강해지고, 나아가서는, 특정 방향의 국부 변형능은 개선되지만, 특정 방향과 상이한 방향에서의 재질이 현저하게 열화되어, 판 두께/굽힘 반경≥1.5가 만족되지 않게 된다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열연 공정에서는 실현이 어렵지만, 상기 평균값이 0.5 미만으로 되면 국부 변형능의 열화가 우려된다.

{100}<011> 내지 {223}<110> 방위군에 포함되는 방위는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>이다.

극밀도란, X선 랜덤 강도비와 동의이다. 극밀도(X선 랜덤 강도비)란, 특정한 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다. 이 극밀도는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 패턴 : Electron Back Scattering Pattern)법 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법 중 어느 것에 의해서도 측정이 가능하다.

예를 들면, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도는, 이들 방법에 의해 측정된 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의(바람직하게는 3개 이상의) 극점도를 사용하여 급수 전개법에 의해 계산한 3차원 집합 조직(ODF)으로부터 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 방위의 극밀도를 구하고, 이들 극밀도를 상가 평균함으로써, 상기 방위군의 극밀도가 구해진다. 또한, 상기의 모든 방위의 강도를 얻을 수 없는 경우에는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> 및 {223}<110>의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 대체해도 된다.

예를 들면, 상기 각 결정 방위의 극밀도는, 3차원 집합 조직의 φ2=45°의 단면에 있어서의 (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] 및 (223)[1-10]의 각 강도를, 그대로 사용하면 된다.

마찬가지의 이유로부터, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8 판 두께에 있어서의 판면의 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도는, 도 2에 도시한 바와 같이, 5.0 이하이어야만 한다. 상기 극밀도가 5.0 이하이면, 골격 부품의 가공에 필요한 판 두께/굽힘 반경≥1.5를 만족시킬 수 있다. 상기 극밀도는, 바람직하게는 3.0 이하이다. 또한, 본 발명 강판의 조직이, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직이면, 판 두께/굽힘 반경≥2.5를 만족시키는 것을 알 수 있다.

{332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 초과이면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 매우 강해지고, 나아가서는, 특정 방향의 국부 변형능은 개선되지만, 특정 방향과 상이한 방향에서의 재질이 현저하게 열화되어, 판 두께/굽힘 반경≥2.5가 만족되지 않게 된다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열연 공정에서는 실현이 어렵지만, 상기 극밀도가 0.5 미만으로 되면, 국부 변형능의 열화가 우려된다.

결정 방위의 극밀도가, 굽힘 가공 시의 형상 동결성에 대하여 중요한 인자인 것의 이유는 반드시 명확한 것은 아니지만, 굽힘 변형 시의 결정의 미끄럼 거동과 관계가 있다고 추측된다.

X선 회절, EBSP법, ECP법에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해, 강판을 표면으로부터 소정의 판 두께까지 두께를 감소한다. 계속해서, 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하고, 판 두께의 5/8 내지 3/8의 범위에서 적당한 면이 측정면으로 되도록 시료를 제작한다. 예를 들면, 판 폭 W의 1/4W 또는 3/4W 위치로부터 30㎜φ의 크기로 잘라낸 강편에, 정밀 마무리(중심선 평균 거칠기 Ra : 0.4a 내지 1.6a) 연삭이 행해진다. 계속해서, 화학 연마 또는 전해 연마에 의해 변형이 제거되어, X선 회절에 제공하는 시료가 제작된다. 판 폭 방향에 대해서는, 강판의 단부로부터 1/4 혹은 3/4의 위치에서 채취하는 것이 바람직하다.

당연한 것이지만, 극밀도가, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께 위치에 대하여, 상술한 극밀도의 한정 범위를 만족시킴으로써, 보다 한층 더, 국부 연성 성능(국부 연신)이 양호해진다. 그러나, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 범위를 측정함으로써, 대략, 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 5/8 내지 3/8을 측정 범위로 규정한다.

또한, {hkl}<uvw>로 나타내어지는 결정 방위는, 강판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행이고, 압연 방향이 <uvw>과 평행인 것을 의미하고 있다. 결정의 방위는, 통상, 판면에 수직인 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행인 방위를 (uvw) 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}, <uvw>는 등가의 면의 총칭이며, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 발명에 있어서는 체심 입방 구조를 대상으로 하고 있기 때문에, 예를 들면 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가이며 구별이 되지 않는다. 이와 같은 경우, 이들의 방위를 총칭하여 {111}이라 칭한다. ODF 표시에서는 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되기 때문에, 개개의 방위를 [hkl](uvw)로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 발명에 있어서는 [hkl](uvw)와 {hkl}<uvw>는 동의이다. X선에 의한 결정 방위의 측정은, 예를 들면 신판 컬리티 X선 회절 요론(1986년 발행, 마쓰무라 겐타로역, 가부시끼가이샤 아그네 출판)의 274 내지 296페이지에 기재된 방법에 따라서 행해진다.

(결정립의 체적 평균 직경)

본 발명자들은, 열연 강판의 집합 조직 제어에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 집합 조직이, 상기와 같이 제어된 조건 하에서는, 입자 단위의 결정립이 국부 연성에 미치는 영향이 매우 커서, 결정립을 미세화함으로써, 국부 연성의 비약적인 향상이 얻어지는 것을 알 수 있었다. 또한, 상술한 바와 같이, 결정립의 "입자 단위"는, EBSP에 의한 강판의 방위의 해석에 있어서, 방위차가 15°를 초과한 위치를 결정립의 경계로서 정하였다.

이와 같이 국부 연성이 향상되는 이유는 명확하지 않다. 그러나, 강판의 집합 조직이 랜덤화되고, 결정립이 미세화되면, 마이크로 오더로 발생하는 국부적인 변형의 집중이 억제되어, 변형의 균질화가 높아져, 변형이 마이크로 오더로 균일하게 분산되기 때문이라고 생각된다.

개수가 소량이어도, 큰 결정립이 많으면, 국부 연성의 열화는 커진다. 그 때문에, 결정립의 크기는, 통상의 평균 직경이 아니라, 체적의 가중치 부여 평균으로 정의되는 체적 평균 직경이, 국부 연성과 상관된다. 국부 연성 향상 효과를 얻기 위해서는, 결정립의 체적 평균 직경이 10㎛ 이하인 것이 필요하다. 구멍 확장성을 보다 높은 레벨로 확보하기 위해서는, 7㎛ 이하가 바람직하다.

(결정립의 등축성)

본 발명자들은, 국부 연성을 더 추구한 결과, 상기의 집합 조직과 결정립의 크기를 만족시키고, 또한 결정립의 등축성이 우수하면, 국부 연성이 향상되는 것을 발견하였다. 등축성을 나타내는 지표로서, 결정립의 압연 방향의 길이 dL과, 판 두께 방향의 길이 dt의 비 : dL/dt를 채용한다. 그리고, 국부 연성의 향상을 위해서는, dL/dt가 3.0 이하인 등축성이 우수한 결정립이, 전체 베이나이트의 결정립의 적어도 50％ 이상 필요하다. 베이나이트의 결정립 중, 상기 등축성이 우수한 결정립이 50％ 미만에서는, 국부 연성이 열화된다.

(성분 조성)

다음에, 본 발명 강판의 성분 조성을 한정하는 이유에 대하여 설명한다. 또한, 성분 조성에 관련되는 ％는 중량％를 의미한다.

C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하

C는 강도를 증가시키는 원소이고, 0.07％ 이상 필요하다. 바람직하게는 0.08％ 이상이다. 한편, C가 0.20％를 초과하면, 용접성이 저하되거나, 경질 조직의 증가에 의해 가공성이 극단적으로 열화되거나 하므로, 상한을 0.20％로 한다. 0.10％를 초과하면, 성형성이 열화되므로, C는 0.10％ 이하가 바람직하다.

Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하

Si는, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이지만, 2.5％ 초과로 되면, 가공성이 열화되거나, 표면 손상이 발생하거나 하므로, 상한을 2.5％로 한다. Si가 많으면, 화성 처리성이 저하되므로, 1.0％ 이하가 바람직하다. 실용 강에서, Si를 0.001％ 미만으로 하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.001％로 한다. 바람직하게는 0.01％ 이상이다.

Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하

Mn도, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이지만, 4.0％ 초과로 되면, 가공성이 열화되므로, 상한을 4.0％로 한다. 바람직하게는 3.3％ 이하이다. 실용 강에서 Mn을 0.01％ 미만으로 하는 것은 곤란하므로, 0.01％를 하한으로 한다. 바람직하게는 0.07％ 이상이다.

Mn 이외에, S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 Ti 등의 원소가 충분히 첨가되어 있지 않은 경우에는, 질량％로, Mn/S≥20으로 되는 양을 첨가하는 것이 바람직하다. Mn은, 함유량의 증가에 수반하여, 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜, 켄칭성을 향상시키고, 버링성이 우수한 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다. 이 효과는, 1％ 미만에서는 발현되기 어려우므로, 1％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

P : 0.001％ 이상, 0.15％

P는, 불순물 원소이며, 가공성의 열화나, 열간 압연 또는 냉간 압연 시의 균열을 방지하기 위해서, 상한을 0.15％로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다. 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)에서 0.001％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.001％로 한다.

S : 0.0005％ 이상, 0.03％

S는, 불순물 원소이며, 가공성의 열화나, 열간 압연 또는 냉간 압연 시의 균열을 방지하기 위해서, 상한을 0.03％로 한다. 바람직하게는 0.01％, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)에서 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.0005％로 한다.

Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하

Al은, 탈산을 위해서 0.001％ 이상 첨가한다. 또한, Al은, γ→α 변태점을 현저하게 상승시키므로, 특히, Ar₃점 이하에서의 열연을 지향하는 경우에는 유효한 원소이다. 그러나, 너무 많으면 용접성이 열화되므로, 상한을 2.0％로 한다.

Ar₃점은, 오스테나이트 단상 영역에 있는 합금을 냉각하였을 때에, 페라이트가 석출되기 시작하는 온도이다. 본 발명에서는, 오스테나이트 단상의 상태인 것을 강조하기 위해서 Ar₃점 이상이라는 말을 사용한다.

Si와 Al이 과잉으로 포함되면, 과시효 처리 중의 시멘타이트의 석출이 억제되어, 잔류 오스테나이트 분율이 과잉으로 될 가능성이 있어, Si와 Al의 합계 첨가량은 1％ 미만이 바람직하다.

N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하

N은, 불순물 원소이며, 가공성을 손상시키지 않도록, 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)에서, 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.0005％로 하였다.

O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하

O는, N과 마찬가지로, 불순물 원소이며, 가공성을 손상시키지 않도록, 0.01％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005％ 이하이다. 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)에서, 0.0005％ 미만으로 저감하는 것은 곤란하므로, 하한을 0.0005％로 하였다.

본 발명 강판에 있어서는, Ti, Nb, V 및 W의 1종 또는 2종 이상을 첨가하여, 미세한 탄질화물을 생성시켜, 석출 강화에 의해 강도 향상을 도모해도 된다.

Ti : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하

Nb : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하

V : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하

W : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하

Ti, Nb, V, W의 1종 또는 2종 이상의 첨가로, 석출 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb, V 및 W 모두 0.001％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는, Ti, Nb, V 및 W 모두 0.01％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가해도 강도 상승 효과가 포화될 뿐이므로, Ti 및 Nb의 상한을 0.20％로 하고, V 및 W의 상한을 1.0％로 한다. 바람직하게는, Ti 및 Nb는 0.01％ 이상, 0.1％ 이하이고, V 및 W는 0.01％ 이상, 0.6 이하이다.

본 발명 강판에 있어서는, 조직의 켄칭성을 높여 제2상 제어를 행하여, 강도를 확보하기 위해서, B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr, As의 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다.

B : 0.0001％ 이상, 0.0050％ 이하

Mo : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하

Cr, Cu, Ni : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하

Co : 0.0001％ 이상, 1.0％ 이하

Sn, Zr : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하

As : 0.0001％ 이상, 0.50％ 이하

제2상 제어에 의한 강도 향상 효과를 얻기 위해서, B는 0.0001％ 이상, Mo, Cr, Ni 및 Cu는 0.001％ 이상, Co, Sn, Zr 및 As는 0.0001％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는, B는 0.001％ 이상, Mo, Cr, Ni 및 Cu는 0.005％ 이상, Co, Sn, Zr 및 As는 0.001％ 이상이다.

그러나, 과잉 첨가는 가공성을 열화시키므로, B의 상한을 0.0050％, Mo의 상한을 1.0％, Cr, Cu 및 Ni의 상한을 2.0％, Co의 상한을 1.0％, Sn 및 Zr의 상한을 0.2％, As의 상한을 0.50％로 한다.

본 발명 강판에 있어서는, 국부 성형능의 향상을 위해서, Mg, REM 및 Ca의 1종 또는 2종 이상을 더 첨가해도 된다.

Mg : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하

REM : 0.0001％ 이상, 0.1％ 이하

Ca : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하

Mg, REM 및 Ca는, 개재물을 무해화하기 위해서 첨가하는 중요한 원소이다. 개재물 무해화 효과를 얻기 위해서, Mg, REM 및 Ca 모두 0.0001％ 이상 첨가한다.

바람직하게는, Mg, REM 및 Ca 모두 0.001％ 이상이다. 한편, 과잉 첨가는, 강의 청정도를 악화시키므로, Mg는 0.010％ 이하, REM은 0.1％ 이하, Ca는 0.010％ 이하로 한다.

(금속 조직)

다음에, 본 발명 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.

본 발명 강판의 조직은, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직이며, 바람직하게는 베이나이트 단상의 조직이다. 강 조직을, 베이나이트의 면적률이 95％ 이상인 금속 조직(베이나이트 단상을 포함함)으로 함으로써, 강도와 구멍 확장성의 양립이 가능해진다.

또한, 상기 조직은, 비교적 고온에서의 변태에 의해 생성되므로, 제조할 때에 저온까지 냉각할 필요가 없어져, 재질 안정성 및 생산성의 관점에서도 바람직한 조직이다.

잔량부로서, 5％ 이하의 초석 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트가 허용된다. 초석 페라이트는, 충분히 석출 강화되어 있으면 문제가 없지만, 성분 조성에 따라서는 연질로 되는 경우가 있고, 또한, 면적률이 5％ 초과로 되면, 베이나이트와의 경도차에 의해, 구멍 확장성이 약간 저하된다.

펄라이트는, 면적률이 5％ 초과로 되면, 강도 및/또는 가공성을 손상시키는 경우가 있다. 마르텐사이트의 면적률이 1％ 초과로 되거나, 가공 야기 변태에 의해 마르텐사이트로 되는 잔류 오스테나이트의 면적률이 5％ 초과로 되면, 베이나이트와, 베이나이트보다도 경질의 조직의 계면이 균열 발생의 기점으로 되어, 구멍 확장성이 열화된다. 베이나이트의 면적률을 95％ 이상으로 하면, 잔량부의 초석 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 면적률은 5％ 이하로 되므로, 강도와 구멍 확장성의 밸런스를 양호하게 유지할 수 있다. 단, 마르텐사이트의 면적률은 1％ 미만으로 할 필요가 있다.

본 발명 강판에 있어서의 베이나이트는, 일본 철강협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서-(1994년 일본 철강협회)에 기재되어 있는 바와 같이, 확산적 기구에 의해 생성하는 폴리고날 페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과, 무확산이며 전단적 기구에 의해 생성하는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 정의되는 마이크로 조직을 말한다.

즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌의 125 내지 127페이지에 기재되어 있는 바와 같이, 주로, Bainitic ferrite(α°_B)와, Granular bainitic ferrite(α_B)와, Quasi-polygonal ferrite(α_q)로 구성되고, 또한, 소량의 잔류 오스테나이트(γ_r)와, Martensite-austenite(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라고 정의된다.

또한, α_q란, 폴리고날 페라이트(PF)와 마찬가지로, 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 아시큘러 형상이며, PF와는 명확하게 구별된다. 여기에서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 원 상당 직경을 dq로 하면, 비 (lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 입자가 α_q이다.

본 발명 강판의 연속 냉각 변태 조직(Zw)은, α°_B, α_B, α_q, γ_r 및 MA 중 어느 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직으로 정의된다. 또한, 소량의 γ_r과 MA는 합계량으로 3％ 이하로 한다.

연속 냉각 변태 조직(Zw)은, 나이탈 시약을 사용하여 에칭하고, 광학 현미경으로 관찰해도, 판별하기 어려운 경우가 있다. 그 경우는, EBSP-OIM^TM을 사용하여 판별한다. EBSP-OIM^TM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)은, 주사형 전자 현미경(Scaninng Electron Microscope) 내에서 고경사진 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성되는 키쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터에 의해 화상 처리함으로써, 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다.

EBSP법에서는, 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위를 정량적으로 해석할 수 있다. 분석 에리어는, SEM의 분해능에도 의하지만, SEM에 의해 관찰할 수 있는 영역 내이면, 최소 20㎚의 분해능까지 분석할 수 있다. EBSP-OIM^TM에 의한 해석은, 분석하고 싶은 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만점 맵핑하여 행한다.

다결정 재료에서는, 시료 내의 결정 방위 분포나, 결정립의 크기를 볼 수 있다. 본 발명에 있어서는, 각 패킷의 방위차를 15°로 하여 맵핑한 화상으로부터 판별이 가능한 것을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 편의적으로 정의해도 된다.

초석 페라이트의 조직 분율은, EBSP-OIM^TM에 장비되어 있는 Kernel Average Misorientation(KAM)법에 의해 구하였다. KAM법은, 측정 데이터 중, 어떤 정육각형의 픽셀의 인접하는 6개(제1 근사), 또한, 그 외측의 12개(제2 근사), 또한, 그 외측의 18개(제3 근사)의 픽셀간의 방위차를 평균하고, 그 값을, 그 중심의 픽셀의 값으로 하는 계산을 각 픽셀에 행하는 방법이다.

입계를 초과하지 않도록, 상기 계산을 실시함으로써, 입자 내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 즉, 작성한 맵은, 입자 내의 국소적인 방위 변화에 기초하는 변형의 분포를 나타내고 있다. 또한, 본 발명에 있어서, 해석 조건은, EBSP-OIM^TM에 있어서 인접하는 픽셀간의 방위차를 계산하는 제3 근사로 하여, 이 방위차가 5° 이하로 되는 것을 표시시켰다.

본 발명 강판의 초석 페라이트는, 인접하는 픽셀간의 방위차가, 제3 근사에서 1° 이하로 산출된 픽셀의 면적 분율까지의 마이크로 조직으로 정의하였다. 고온에서 변태한 폴리고날 초석 페라이트는, 확산 변태에 의해 생성되므로, 전위 밀도가 작고, 입자 내의 변형이 적기 때문에, 결정 방위의 입자 내 차가 작다.

그리고, 지금까지, 본 발명자들이 실시한 다양한 조사 결과에 의해, 광학 현미경 관찰에 의해 얻어지는 폴리고날 페라이트 체적 분율과, KAM법에 의해 측정한 방위차의 제3 근사 1°로 얻어지는 에리어의 면적 분율이, 거의 일치하는 것을 확인할 수 있었다. 그 때문에, 본 발명 강판의 초석 페라이트에 대해서는, 상기와 같이 정의하였다.

(제조 방법)

다음에, 본 발명 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 우수한 국부 변형능을 실현하기 위해서는, 필요한 극밀도를 갖는 집합 조직의 형성 및 결정립의 미세화, 결정립의 등축성 및 균질화에 관련되는 조건을 만족시키는 강판으로 하는 것이 중요하다. 이들 조건을 동시에 만족시키기 위한 제조 조건의 상세를, 이하에 설명한다.

열간 압연에 선행하는 제조 방법은, 특별히 한정되는 것은 아니다. 용광로, 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행하고, 계속해서, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박슬래브 주조 등의 주조 방법에 의해 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는, 일단, 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 연속적으로 열연해도 된다. 원료에는, 스크랩을 사용해도 된다.

상술한 제조 방법에 의해 얻어진 슬래브는, 열간 압연 공정 전에, 슬래브 가열 공정에 있어서 가열되지만, 본 발명 제조 방법에 있어서는, 가열 온도는 특별히 정하지 않는다. 단, 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하되므로, 가열 온도는 1260℃ 이하가 바람직하다. 한편, 1150℃ 미만의 가열 온도에서는, 스케줄상, 조업 효율을 현저하게 손상시키기 때문에, 가열 온도는 1150℃ 이상이 바람직하다.

또한, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 시간에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 중심 편석 등을 회피하는 관점에서는, 필요한 가열 온도에 도달하고 나서 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 단, 주조 후의 주조편을 고온 상태 그대로 직송하여 압연하는 경우에는, 이에 해당되지 않는다.

(제1 열간 압연)

슬래브 가열 공정 후에는 특별히 대기하지 않고, 가열로로부터 추출한 슬래브를, 제1 열간 압연인 조압연 공정에 제공하여 조압연을 행하여, 조바를 얻는다. 본 발명의 국부 변형능이 우수한 고강도 강판은, 조압연 후, 즉, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은 작은 것이 바람직하고, 200㎛ 이하이면, 결정립의 미세화 및 주상의 균질화에 크게 기여한다.

마무리 압연 전에 있어서 200㎛ 이하의 오스테나이트 입경을 얻기 위해서는, 도 3에 도시한 바와 같이, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서의 조압연에 있어서, 40％ 이상의 압하율로, 적어도 1회 이상 압연할 필요가 있다.

압하율이 클수록, 또한, 큰 압하율에 의한 압하 횟수가 많을수록, 미립을 얻을 수 있다. 100㎛ 이하의 오스테나이트 입경으로 하는 것이 바람직하고, 이것을 위해서는, 40％ 이상의 압연을 2회 이상 행하는 것이 바람직하다. 단, 70％를 초과하는 압하나, 10회를 초과하는 조압연은, 온도의 저하나, 스케일의 과잉 생성의 우려가 있다.

이와 같이, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이, 이후의 마무리 압연에서의 오스테나이트의 재결정 촉진, 최종 조직의 결정립의 미세화 및 등축화의 제어를 통한 국부 변형능의 개선에 유효하다.

이것은, 마무리 압연 중의 재결정핵의 하나로서 조압연 후(즉, 마무리 압연 전)의 오스테나이트 입계가 기능하는 것에 의한다고 추측된다. 조압연 후의 오스테나이트 입경의 확인은, 마무리 압연에 들어가기 전의 강판편을 가능한 한 급냉, 예를 들면 10℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 강판편의 단면을 에칭하여 오스테나이트 입계를 뜨게 하여 광학 현미경으로 관찰하여 행한다. 이때, 50배 이상의 배율로, 20시야 이상을 관찰하고, 화상 해석이나 포인트 카운트법에 의해 확인한다.

(제2 열간 압연)

조압연 공정(제1 열간 압연)이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연 공정을 개시한다. 조압연 공정 종료부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간은 150초 이하로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 공정(제2 열간 압연)에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 개시 온도가 1000℃ 미만이면, 각 마무리 압연 패스에 있어서, 압연 대상의 조바에 부여하는 압연 온도가 저온화되어, 미재결정 온도 영역에서의 압하로 되어 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화된다.

또한, 마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 그러나, 1150℃ 이상이면, 마무리 압연 전 및 패스간에서, 강판 지철과 표면 스케일 사이에, 비늘 형상의 방추 스케일 결함의 기점으로 되는 블리스터가 발생할 우려가 있으므로, 1150℃ 미만이 바람직하다.

마무리 압연에서는, 강판의 성분 조성에 의해 결정되는 온도를 T1로 하여, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연에서는, 압하율의 합계를 50％ 이상으로 한다. 이 조건을 만족시킴으로써, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값이 4.0 미만으로 되고, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하로 된다.

여기서, T1은 하기 수학식 1에 의해 산출되는 온도이다.

C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는 각 원소의 함유량(질량％)이다.

도 4 및 도 5에, 각 온도 영역에서의 압하율과 각 방위의 극밀도의 관계를 도시한다. 도 4와 도 5에 도시한 바와 같이, T1+30℃ 이상 T1+200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 대압하와, 그 후의 T1 이상 T1+30℃ 미만에서의 경압하는, 표 2 및 표 3(실시예의 항 참조)에도 나타내어지는 바와 같이, 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값 및 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도를 제어하여, 최종 제품의 국부 변형능을 비약적으로 개선한다.

T1 자체는 경험적으로 구한 것이다. T1을 기준으로 하여, 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 것을, 본 발명자들은 경험적으로 발견하였다. 또한 양호한 국부 변형능을 얻기 위해서는, 대압하에 의한 변형을 축적하는 것이 중요하고, 압하율의 합계로서는 50％ 이상이 필수이다.

T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율이 50％ 미만이면, 열간 압연 중에 축적되는 압연 변형이 충분하지 않아, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되지 않는다. 그 때문에, 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화된다. 합계 압하율이 70％ 이상이면, 온도 변동 등에 기인하는 편차를 고려해도, 충분한 등방성이 얻어진다. 한편, 합계 압하율이 90％를 초과하면, 가공 발열에 의해, T1+200℃ 이하의 온도 영역으로 하는 것이 어려워지고, 또한, 압연 하중이 증가되어 압연이 곤란해질 우려가 있다.

마무리 압연에서는, 축적된 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 재촉하기 위해서, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하에서, 적어도 1회는, 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행한다.

또한, 균일한 재결정을 재촉하기 위해서는, T1+30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제하는 것이 필요하다. 그를 위해서는, T1+30℃ 미만에서의 압하율이 30％ 이하인 것이 바람직하다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는, 10％ 이하의 압하율이 바람직하다. 보다 등방성을 추구하는 경우에는, T1+30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율은 0％가 바람직하다.

마무리 압연은, T1+30℃ 이상에서 종료하는 것이 바람직하다. T1+30℃ 미만에서의 열간 압연에서는, 일단 재결정한 정립(整粒)된 오스테나이트립이 신전되어 등방성이 저하될 우려가 있다.

즉, 본 발명의 제조 방법은, 마무리 압연에 있어서, 오스테나이트를 균일ㆍ미세하게 재결정시킴으로써 제품의 집합 조직을 제어하여, 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 국부 변형능을 개선한다.

압연율은, 압연 하중, 판 두께 측정 등으로부터 실적(實績) 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 온도는, 스탠드간 온도계에 의해 실측 가능하고, 또한, 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션에 의해 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명에서 규정한 압연이 행해지고 있는지 여부는 용이하게 확인할 수 있다.

열간 압연을 Ar₃ 이하에서 종료하면, 오스테나이트와 페라이트로 2상 영역 압연으로 되어 버려, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군에의 집적이 강해진다. 그 결과, 국부 변형능이 현저하게 열화된다.

결정립을 미세화하고, 신전립을 억제하기 위해서는, T1+30℃ 이상 T1+200℃ 이하에서의 압하 시의 최대 가공 발열량, 즉, 압하에 의한 온도 상승값을 18℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 이 달성을 위해서, 스탠드간 냉각 등을 적용하는 것이 바람직하다.

(1차 냉각)

마무리 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족시키도록, 1차 냉각을 개시한다.

여기서, t1은 하기 수학식 3에 의해 구해진다.

또한, "압하율이 30％ 이상인 최종 압하"란, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연 중 마지막으로 행해진 압연을 가리킨다. 예를 들면, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단에서 행해진 압연의 압하율이 30％ 이상인 경우는, 그 최종단에서 행해진 압연이, "압하율이 30％ 이상인 최종 압하"이다. 또한, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단보다도 전에 행해진 압연의 압하율이 30％ 이상이고, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30％ 이상인 압연)이 행해진 후는, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연이 행해지지 않은 경우이면, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30％ 이상의 압연)이,"압하율이 30％ 이상인 최종 압하"이다.

마무리 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 1차 냉각이 개시될 때까지의 대기 시간 t초는, 오스테나이트 입경에 큰 영향을 준다. 즉, 강판의 등축립 분율, 조립 면적률에 큰 영향을 준다.

대기 시간 t가, t1×2.5를 초과하면, 재결정은 이미 거의 완료되어 있는 반면, 결정립이 현저하게 성장하여 조립화가 진행됨으로써, r값 및 연신이 저하된다.

대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2a를 만족시킴으로써, 결정립의 성장을 우선적으로 억제할 수 있다. 그 결과, 재결정이 충분히 진행되지 않아도 강판의 연신을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에, 피로 특성을 향상시킬 수 있다.

한편, 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2b를 만족시킴으로써, 재결정화가 충분히 진행되어 결정 방위가 랜덤화된다. 그 때문에, 강판의 연신을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에, 등방성을 크게 향상시킬 수 있다.

여기서, 도 6에 도시한 바와 같이, 연속 열간 압연 라인(1)에서는, 가열로에서 소정 온도로 가열된 강편(슬래브)이, 조압연기(2), 마무리 압연기(3)에서 순서대로 압연되어, 소정 두께의 열연 강판(4)으로 되어 런아웃 테이블(5)로 송출된다. 본 발명의 제조 방법에서는, 조압연기(2)에서 행해지는 조압연 공정(제1 열간 압연)에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 20％ 이상의 압연이 강편(슬래브)에 1회 이상 행해진다.

이렇게 하여 조압연기(2)에서 소정 두께로 압연된 조바는, 이어서, 마무리 압연기(3)의 복수의 압연 스탠드(6)에서 마무리 압연(제2 열간 압연)되어, 열연 강판(4)으로 된다. 그리고, 마무리 압연기(3)에서는, 온도 T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연이 행해진다. 또한, 마무리 압연기(3)에서는, 압하율의 합계는 50％ 이상으로 된다.

또한, 마무리 압연 공정에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b 중 어느 하나를 만족시키도록, 1차 냉각이 개시된다. 이 1차 냉각의 개시는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10), 혹은, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해진다.

예를 들면, 마무리 압연기(3)의 전단(도 6에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에 있어서만, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해지고, 마무리 압연기(3)의 후단(도 6에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서는, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연이 행해지지 않는 경우, 1차 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행한 것으로는, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b를 만족시키지 않게 되어 버리는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10)에 의해, 1차 냉각을 개시한다.

또한, 예를 들면 마무리 압연기(3)의 후단(도 6에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해지는 경우, 1차 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해도, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b를 만족시키는 것이 가능한 경우도 있다. 이러한 경우에는, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해, 1차 냉각을 개시해도 상관없다. 물론, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후이면, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6) 사이에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10)에 의해, 1차 냉각을 개시해도 된다.

그리고, 이 1차 냉각에서는, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 온도 변화(온도 강하)가 40℃ 이상 140℃ 이하로 되는 냉각을 행한다.

온도 변화가 40℃ 미만이면, 재결정한 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 40℃ 이상으로 함으로써 오스테나이트립의 조대화를 억제할 수 있다. 40℃ 미만에서는, 그 효과는 얻어지지 않는다. 한편, 140℃를 초과하면, 재결정이 불충분해져, 목적으로 하는 랜덤 집합 조직이 얻어지기 어려워진다. 또한, 연신에 유효한 페라이트상도 얻어지기 어렵고, 또한 페라이트상의 경도가 높아짐으로써, 연신, 국부 변형능도 열화된다. 또한, 온도 변화가 140℃ 초과에서는, Ar₃ 변태점 온도 이하까지, 오버슈트할 우려가 있다. 그 경우, 재결정 오스테나이트로부터의 변태라도, 베리언트 선택의 첨예화의 결과, 역시, 집합 조직이 형성되어 등방성이 저하된다.

1차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 역시, 재결정한 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 강판 형상의 관점에서, 200℃/초 이하가 타당하다고 생각된다.

또한, 입성장을 억제하여, 더욱 우수한 저온 인성을 얻기 위해서는, 패스간의 냉각 장치 등을 사용하여, 마무리 압연의 각 스탠드간의 가공 발열을 18℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

압연율(압하율)은, 압연 하중, 판 두께 측정 등으로부터, 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 압연 중의 강편의 온도는, 스탠드간에 온도계를 배치하여 실측하거나, 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려하여 시뮬레이션하거나, 또는, 그 양쪽에 의해 얻을 수 있다.

또한, 앞에서도 설명한 바와 같이, 균일한 재결정을 재촉하기 위해서는, T1+30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량이 가능한 한 적은 것이 바람직하고, T1+30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율이 30％ 이하인 것이 바람직하다. 예를 들면, 도 6에 도시한 연속 열간 압연 라인(1)의 마무리 압연기(3)에 있어서, 전단측(도 6에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역이고, 그 후단측(도 6에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1+30℃ 미만의 온도 영역인 경우, 그 후단측(도 4에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 압하가 행해지지 않거나, 혹은, 압하가 행해져도, T1+30℃ 미만에서의 압하율이 합계 30％ 이하인 것이 바람직하다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는, T1+30℃ 미만에서의 압하율이 합계 10％ 이하인 압하율이 바람직하다. 보다 등방성을 추구하는 경우에는, T1+30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율은 0％가 바람직하다.

본 발명 제조 방법에 있어서, 압연 속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 마무리 압연의 최종 스탠드측에서의 압연 속도가 400mpm 미만이면, γ 입자가 성장하여 조대화되어, 연성을 얻기 위한 페라이트의 석출 가능한 영역이 감소하여, 연성이 열화될 우려가 있다. 압연 속도의 상한을 특별히 한정하지 않더라도, 본 발명의 효과는 얻어지지만, 설비 제약상, 1800mpm 이하가 현실적이다. 그 때문에, 마무리 압연 공정에 있어서, 압연 속도는 400mpm 이상 1800mpm 이하가 바람직하다.

(2차 냉각)

본 발명 강판에 있어서는, 필요한 강 조직을 형성하기 위해서, 상기의 1차 냉각 후의 냉각 제어도 중요해진다. 페라이트 변태를 억제하고, 금속 조직을 면적률로 95％ 이상의 베이나이트로 하기 위해서는, 페라이트 변태의 노즈 근방의 온도 영역인, Ae₃ -50℃ 이하 700℃ 이상까지의 온도 영역에서의 냉각 속도가 중요하다.

이 온도 영역의 냉각 속도가 느린 경우, 초석 페라이트의 면적률이 5％를 초과하는 경우가 있으므로, 평균 냉각 속도는 15℃/초 이상으로 하는 것이 필요하다. 초석 페라이트의 면적률을 확실하게 5％ 이하로 억제하기 위해서, 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 30℃/초 이상이다.

Ae₃[℃]는, C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr 및 Mo의 함유량[질량％]에 의해, 하기 수학식 4에 의해 계산할 수 있다. 함유하지 않는 원소는 0％로 하여 계산한다.

(권취)

본 발명에 있어서는, 권취 온도도 중요하며, 350℃ 초과, 650℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 권취 온도가 650℃를 초과하면, 페라이트 조직의 면적률이 증가하여, 베이나이트의 면적률을 95％ 이상으로 할 수 없게 된다. 베이나이트의 면적률을 확실하게 95％ 이상으로 하기 위해서는, 권취 온도를 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도가 350℃ 이하이면, 마르텐사이트가 증가하여, 구멍 확장성이 열화되므로, 하한을 350℃ 초과로 한다. 마르텐사이트의 생성을 확실하게 억제하기 위해서는, 400℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연에 있어서는, 조압연 후에 시트바를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 행해도 된다. 그때, 조바를 일단 코일 형상으로 감고, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 저장하고, 다시, 되감고 나서 접합을 행해도 된다. 열연 강판에는, 필요에 따라서 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 스킨 패스 압연에는, 가공 성형 시에 발생하는 스트레처 스트레인을 방지하는 효과나, 형상을 교정하는 효과가 있다.

본 발명 강판은, 굽힘 가공뿐만 아니라, 굽힘, 벌징, 드로잉 등, 굽힘 가공을 주체로 하는 복합 성형에도 적용할 수 있다. 본 발명 강판에 표면 처리를 실시해도, 국부 변형능의 개선 효과는 상실되지 않으므로, 전기 도금, 용해 도금, 증착 도금, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기염류/무기염류 처리, 논크롬 처리 등을 실시해도, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 또한, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다. 실시예에 사용한 각 강의 화학 성분을 표 1에 나타낸다. 표 2, 표 3에 각 제조 조건을 나타낸다. 또한, 표 2의 제조 조건에 의한 각 강종의 조직 구성과 기계적 특성을 표 4에 나타낸다. 표 3의 제조 조건에 의한 각 강종의 조직 구성과 기계적 특성을 표 5에 나타낸다. 또한, 각 표에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 외 혹은 본 발명의 바람직한 범위의 범위 외인 것을 나타낸다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 A 내지 T까지의 발명 강, 동일하게 a 내지 h의 비교 강을 사용하여 검토한 결과에 대하여 설명한다. 또한, 표 1에 있어서, 각 성분 조성의 수치는 질량％를 나타낸다.

이들 강을, 주조 후, 그대로, 또는, 일단 실온까지 냉각한 후에 재가열하여, 1000 내지 1300℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 후, 표 2, 표 3에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여, 2 내지 5㎜ 두께의 열연 강판으로 하고, 계속해서, 런아웃 테이블에서 냉각하여, 권취하고, 산세정하여, 재질 평가에 제공하였다. 또한, 표 2, 표 3에 있어서, 강종에 붙여져 있는 A부터 T까지의 영문자와 a부터 i까지의 영문자는, 표 1의 각 강 A 내지 T 및 a 내지 i의 성분인 것을 나타낸다.

열간 압연에서는, 우선, 제1 열간 압연인 조압연에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서, 40％ 이상의 압하율로 1회 이상 압연하였다. 단, 표 2의 강종 E2, H3, J2 및 표 3의 강종 E2', H3', J2'에 대해서는, 조압연에 있어서, 1패스에서 압하율이 40％ 이상인 압연은 행해지지 않았다. 조압연에 있어서의, 압하 횟수, 각 압하율(％), 조압연 후(마무리 압연 전)의 오스테나이트 입경(㎛)을 표 2, 표 3에 나타낸다.

조압연이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연에서는, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하고, T1+30℃ 미만의 온도 범위에 있어서는, 합계의 압하율을 30％ 이하로 하였다. 또한, 마무리 압연에서는, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서, 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하였다.

단, 표 2의 강종 G2, H4, M3 및 표 3의 강종 G2', H4', M3'에 대해서는, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서, 압하율 30％ 이상의 압연은 행해지지 않았다. 또한, 표 2의 강종 C2, F3, H6 및 표 3의 강종 C2', F3', H6'는, T1+30℃ 미만의 온도 범위에서의 합계의 압하율이 30％ 초과이었다.

또한, 마무리 압연에서는, 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하였다. 단, 표 2의 강종 G2, H4, M3 및 표 3의 강종 G2', H4', M3'는 합계의 압하율이 50％ 미만이었다.

마무리 압연에 있어서의, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스의 압하율(％), 최종 패스보다도 1단 전의 패스의 압하율(최종 전 패스의 압하율)(％)을 표 2, 표 3에 나타낸다. 또한, 마무리 압연에 있어서의, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계의 압하율(％), T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서의 압하 후의 온도 Tf를 표 2, 표 3에 나타낸다. 또한, 마무리 압연에 있어서의, T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스의 압하율(％)은 특히 중요하기 때문에, P1로서 표 2, 표 3에 나타낸다.

마무리 압연에 있어서 압하율이 30％ 이상의 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 2.5×t1을 경과하기 전에, 1차 냉각을 개시하였다. 1차 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하였다. 또한, 1차 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)는, 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하였다.

표 2에 나타낸 제조 조건에서는, 마무리 압연에 있어서 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 t1을 경과하기 전(t<t1)에, 1차 냉각을 개시하였다. 한편, 표 3에 나타낸 제조 조건에서는, 마무리 압연에 있어서 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 t1 이상, 2.5×t1를 경과하기 전(t1≤t≤t1×2.5)에, 1차 냉각을 개시하였다. 또한, 대기 시간 t초의 범위를 구별하기 위해서, 표 3에 나타낸 제조 조건에 따르는 강종에 대해서는, 부호에 「'」(대시)를 붙였다.

단, 표 3에 나타낸 강종 H8', K2', N2'는, 마무리 압연에 있어서의 압하율이 30％ 이상인 최종 압하로부터, 대기 시간 t초가 2.5×t1를 경과한 후에, 1차 냉각을 개시하였다. 표 2의 강종 M2 및 표 3의 강종 M2'는, 1차 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)가 40℃ 미만이고, 표 2의 강종 H10 및 표 3의 강종 H10'는, 1차 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)가 140℃ 초과이었다. 표 2의 강종 H11 및 표 3의 강종 H11'는, 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이었다.

각 강종의 t1(초), 2.5×t1(초)을 표 2, 표 3에 나타낸다. 또한, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 1차 냉각을 개시할 때까지의 대기 시간 t(초), t/t1, 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도(℃/초), 온도 변화(냉각 온도량)(℃)를 표 2, 표 3에 나타낸다.

1차 냉각 후, 2차 냉각을 개시하였다. 이 2차 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 15℃/초 이상으로, Ae₃ -50℃ 이하, 700℃ 이상의 온도 영역까지 냉각하였다. 단, 표 2의 강종 A2, G3, H2, I2, L2 및 표 3의 강종 A2', G3', H2', I2', L2'는, 2차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 15℃/초 미만이었다. 2차 냉각에 있어서의, Ae₃ -50℃ 이하, 700℃ 이상의 온도 영역까지의, 각 강종의 평균 냉각 속도를 표 2, 표 3에 나타낸다.

그 후, 350℃ 초과, 650℃ 이하에서 권취를 행하여, 2 내지 5㎜ 두께의 열연 원판을 얻었다. 단, 표 2의 강종 B2, D2, H9 및 표 3의 강종 B2', D2', H9'는, 권취 온도가 650℃ 초과이었다. 표 3의 강종 N2'는, 권취 온도가 350℃ 이하이었다. 각 강종의 권취 온도(℃)를 표 2, 표 3에 나타낸다.

각 강종의 금속 조직에 있어서의, 베이나이트, 펄라이트, 초석 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트의 면적률(조직 분율)(％)을 표 4, 표 5에 나타낸다. 또한, 표 2의 제조 조건에 따르는 강종의 조직 구성과 기계적 특성을 표 4에 나타냈다. 또한, 표 3의 제조 조건에 따르는 강종의 조직 구성과 기계적 특성을 표 5에 나타냈다. 또한, 표 4, 표 5의 조직 분율에 있어서, B는 베이나이트, P는 펄라이트, F는 초석 페라이트, M은 마르텐사이트, rA는 잔류 오스테나이트를 의미한다. 각 강종의 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도, 결정립의 체적 평균 직경(입자 단위의 크기)(㎛), dL/dt가 3.0 이하인 결정립의 비율(등축립률)(％)을 표 4, 표 5에 나타낸다. 또한, 각 강종의 인장 강도 TS(㎫), 연신율 El(％), 국부 변형능의 지표로서의 구멍 확장율 λ(％) 및 60° V자 굽힘에 의한 한계 굽힘 반경(판 두께/최소 굽힘 반경)을 표 4, 표 5에 나타낸다. 굽힘 시험은 C 방향 굽힘(C 굽힘)으로 하였다. 또한, 인장 시험 및 굽힘 시험은, JIS Z 2241 및 Z 2248(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하였다. 구멍 확장 시험은, 철강 연맹 규격 JFS T1001에 준거하였다. 각 결정 방위의 극밀도는, 전술한 EBSP를 사용하여, 압연 방향에 평행인 단면의 판 두께의 3/8 내지 5/8의 영역을 0.5㎛ 피치로 측정하였다.

국부 변형능의 바람직한 지표로서, TS≥440㎫, El≥15％, λ≥90％, 판 두께/굽힘 반경>2.3을 만족시키는 것으로 하였다. 본 발명의 규정을 만족시키는 것만이, 도 7, 도 8에 도시한 바와 같이 우수한 구멍 확장성과, 굽힘성을 겸비할 수 있는 것을 알 수 있다.

도 7에, 발명 강과 비교 강에 있어서의 강도와 구멍 확장성의 관계를 도시하고, 도 8에, 발명 강과 비교 강에 있어서의 강도와 굽힘성의 관계를 도시한다.

도 7 및 도 8에 도시한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 범위를 만족시키는 것만이, 우수한 구멍 확장성과, 굽힘성을 겸비하는 것을 알 수 있다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 강판의 집합 조직과 강 조직을 제어함으로써, 굽힘, 연신 플랜지, 버링 가공 등에 필요한 국부 변형능이 우수하여, 자동차 부품 등의 제조에 적합한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은 철강 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

1 : 연속 열간 압연 라인
2 : 조압연기
3 : 마무리 압연기
4 : 열연 강판
5 : 런아웃 테이블
6 : 압연 스탠드
10 : 스탠드간 냉각 노즐
11 : 냉각 노즐

Claims

질량％로,
C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하,
Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하,
Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하,
P : 0.001％ 이상, 0.15％ 이하,
S : 0.0005％ 이상, 0.03％ 이하,
Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하,
O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하를 함유하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
금속 조직에 있어서의 베이나이트의 면적률이 95％ 이상이고,
강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110>의 각 결정 방위로 나타내어지는 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 극밀도의 평균값이 4.0 이하, 또한, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이고,
상기 금속 조직의 결정립의 체적 평균 직경이 10㎛ 이하인, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 베이나이트의 결정립 중, 압연 방향의 길이 dL과 판 두께 방향의 길이 dt의 비 : dL/dt가 3.0 이하인 결정립의 비율이 50％ 이상인, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
Ti : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,
Nb : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,
V : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,
W : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
B : 0.0001％ 이상, 0.0050％ 이하,
Mo : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,
Cr : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Cu : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Ni : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Co : 0.0001％ 이상, 1.0％ 이하,
Sn : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,
Zr : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,
As : 0.0001％ 이상, 0.50％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
Mg : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하,
REM : 0.0001％ 이상, 0.1％ 이하,
Ca : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판.
질량％로,
C : 0.07％ 이상, 0.20％ 이하,
Si : 0.001％ 이상, 2.5％ 이하,
Mn : 0.01％ 이상, 4.0％ 이하,
P : 0.001％ 이상, 0.15％ 이하,
S : 0.0005％ 이상, 0.03％ 이하,
Al : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
N : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하,
O : 0.0005％ 이상, 0.01％ 이하를 함유하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 수학식 1에 의해 정해지는 온도 T1+30℃ 이상, T1+200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족시키도록, 1차 냉각을 개시하고,
상기 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하고, 또한, 상기 1차 냉각을 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하인 범위에서 행하고,
상기 1차 냉각의 종료 후, 2차 냉각을 개시하고,
상기 2차 냉각에서, 평균 냉각 속도를 15℃/초 이상으로, 하기 수학식 3에 의해 정해지는 Ae₃-50℃ 이하, 700℃ 이상의 온도 영역까지 냉각하고,
350℃ 초과, 650℃ 이하에서 권취하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

단, 함유하지 않은 원소는 O%로 하여 계산한다.
여기서, t1은 하기 수학식 4에 의해 구해진다.

여기서, 상기 수학식 4에 있어서, Tf는 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다.
제6항에 있어서,
T1+30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 압하율의 합계가 30％ 이하인, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2a를 만족시키는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2b를 만족시키는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 1차 냉각을, 압연 스탠드간에서 개시하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 강편은, 질량％로,
Ti : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,
Nb : 0.001％ 이상, 0.20％ 이하,
V : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,
W : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,
B : 0.0001％ 이상, 0.0050％ 이하,
Mo : 0.001％ 이상, 1.0％ 이하,
Cr : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Cu : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Ni : 0.001％ 이상, 2.0％ 이하,
Co : 0.0001％ 이상, 1.0％ 이하,
Sn : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,
Zr : 0.0001％ 이상, 0.2％ 이하,
As : 0.0001％ 이상, 0.50％ 이하,
Mg : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하,
REM : 0.0001％ 이상, 0.1％ 이하,
Ca : 0.0001％ 이상, 0.010％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.