KR101981876B1

KR101981876B1 - 열연 강판

Info

Publication number: KR101981876B1
Application number: KR1020177023370A
Authority: KR
Inventors: 나츠코 스기우라; 미츠루 요시다; 히로시 슈토; 다츠오 요코이; 마사유키 와키타
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2015-02-20
Filing date: 2015-02-20
Publication date: 2019-05-23
Also published as: EP3260566A4; US20180023162A1; BR112017016799A2; TW201638356A; TWI600774B; WO2016132545A1; JPWO2016132545A1; CN107250404B; MX2017010537A; ES2763574T3; EP3260566A1; PL3260566T3; EP3260566B1; CN107250404A; JP6358385B2; KR20170107041A

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 조직이, 면적률로, 합계로 75 내지 95％의 페라이트 및 베이나이트와, 5 내지 20％의 마르텐사이트를 포함하며; 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

Description

열연 강판

본 발명은, 가공성이 우수한 열연 강판에 관한 것이며, 특히, 신장 플랜지성이 우수한 복합 조직 열연 강판에 관한 것이다.

최근 들어, 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 각종 부재의 경량화에 대한 요구에 대하여, 부재에 사용되는 철 합금 등의 강판의 고강도화에 의한 박육화나, Al 합금 등의 경금속의 각종 부재에 대한 적용이 진행되고 있다. 그러나, 강 등의 중금속과 비교한 경우, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다는 이점이 있기는 하지만, 현저하게 고가라는 결점이 있다. 그 때문에, Al 합금 등의 경금속의 적용은 특수한 용도에 한정되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 보다 저렴하며 또한 넓은 범위에 적용하기 위해서, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 요구되고 있다.

강판을 고강도화하면, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성이 열화된다. 그 때문에, 고강도 강판의 개발에 있어서, 재료 특성을 열화시키지 않고 고강도화를 도모하는 것이 중요한 과제이다. 특히, 내판 부재, 구조 부재, 섀시 부재 등의 자동차 부재로서 사용되는 강판은, 그 용도에 따라, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성, 내충격성 및 내식성 등이 요구되고, 이들 재료 특성과 강도를 양립시키는 것이 중요하다.

예를 들어, 자동차 부재 중, 차체 중량의 약 20％를 차지하는 구조 부재나 섀시 부재 등에 사용되는 강판은, 전단이나 펀칭 가공에 의해 블랭킹이나 천공을 행한 후, 신장 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이 실시된다. 그 때문에, 이들 강판에는, 양호한 신장 플랜지성이 요구된다.

상기 과제에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1에는, 마르텐사이트의 분율, 사이즈, 개수 밀도 및 평균 마르텐사이트 간격을 규정한, 신장과 구멍 확장성이 우수한 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, 페라이트 및 제2상의 평균 입경과 제2상의 탄소 농도를 한정함으로써 얻어지는, 버링 가공성이 우수한 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 3에는, 750 내지 600℃의 온도 범위에서 2 내지 15초 유지한 후에 저온에서 권취함으로써 얻어지는, 가공성, 표면 성상 및 판 평탄도가 우수한 열연 강판이 개시되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 1에서는 열연 종료 후의 1차 냉각 속도를 50℃/s 이상 확보해야만 하여 장치에 대한 부하가 높아진다. 또한, 1차 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하는 경우, 냉각 속도의 변동에 기인한 재질 변동이 발생하는 것이 문제가 된다.

또한, 상술한 바와 같이, 최근 들어, 자동차 부재에는, 고강도 강판의 적용에 대한 요구가 높아지고 있다. 고강도 강판을 냉간으로 프레스하여 성형하는 경우, 성형 중에 신장 플랜지 성형이 되는 부위의 에지로부터의 균열이 발생하기 쉬워진다. 이것은, 블랭크 가공 시에 펀칭 단부면에 도입되는 변형에 의해 에지부만 가공 경화가 진행되어버리기 때문이라고 생각된다. 종래, 신장 플랜지성의 시험 평가 방법으로서는, 구멍 확장 시험이 사용되어 왔다. 그러나, 구멍 확장 시험에서는 주위 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이르지만, 실제의 부품 가공에서는, 변형 분포가 존재하기 때문에, 파단부 주변의 변형이나 응력의 구배에 의한 파단 한계에 대한 영향이 존재한다. 따라서, 고강도 강판의 경우에는, 구멍 확장 시험에서는 충분한 신장 플랜지성을 나타내고 있었다고 해도, 냉간 프레스를 행한 경우에는, 변형 분포에 의해 균열이 발생하는 경우가 있었다.

특허문헌 1 내지 3에 개시된 기술에서는, 어느 발명에 있어서도 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 규정함으로써, 구멍 확장성을 향상시키는 것은 개시되어 있다. 그러나, 변형 분포를 고려한 경우에도 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 있는지 여부는 불분명하다.

일본 특허 공개 2013-19048호 공보 일본 특허 공개 2001-303186호 공보 일본 특허 공개 2005-213566호 공보

본 발명은, 상술한 문제점을 감안하여 안출되었다.

본 발명은, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 있어서, 신장 플랜지성이란, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성의 지표인, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 시험을 행한 결과 얻어지는 플랜지의 한계 성형 높이 H(mm)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱으로 평가되는 값을 나타내고, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 한계 성형 높이 H(mm)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱이 19500(mmㆍMPa) 이상인 것을 나타낸다. 또한, 고강도란, 인장 강도로 590MPa 이상인 것을 나타낸다. 강도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 본 발명에서 규정하는 조직의 범위에서는 1470MPa 초과의 강도를 확보하는 것이 곤란하다.

종래의 지견에 의하면, 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 개선은, 특허문헌 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 개재물 제어, 조직 균질화, 단일 조직화 및/또는 조직간의 경도차의 저감 등에 의해 행해지고 있었다. 바꿔 말하면, 종래, 광학 현미경에 의해 관찰되는 조직을 제어함으로써, 구멍 확장성, 가공성 등의 개선이 도모되어 왔다.

그러나, 본 발명자들은, 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 제어해도 변형 분포가 존재하는 경우의 신장 플랜지성을 향상시킬 수 없음에 감안하여, 각 결정립의 입자 내의 방위차에 착안하며, 예의 검토를 진행하였다. 그 결과, 결정립 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에서 차지하는 비율을 일정한 범위로 제어함으로써, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있음을 알아내었다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 구성되어 있고, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.04 내지 0.18％, Si: 0.10 내지 1.70％, Mn: 0.50 내지 3.00％, Al: 0.010 내지 1.00％, B: 0 내지 0.005％, Cr: 0 내지 1.0％, Mo: 0 내지 1.0％, Cu: 0 내지 2.0％, Ni: 0 내지 2.0％, Mg: 0 내지 0.05％, REM: 0 내지 0.05％, Ca: 0 내지 0.05％, Zr: 0 내지 0.05％를 함유하고, P: 0.050％ 이하, S: 0.010％ 이하, N: 0.0060％ 이하로 제한되며, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 조직이, 면적률로, 합계로 75 내지 95％의 페라이트 및 베이나이트와 5 내지 20％의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 인장 강도가, 590MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상이어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로 B: 0.0001 내지 0.005％, Cr: 0.01 내지 1.0％, Mo: 0.01 내지 1.0％, Cu: 0.01 내지 2.0％, Ni: 0.01 내지 2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로 Mg: 0.0001 내지 0.05％, REM: 0.0001 내지 0.05％, Ca: 0.0001 내지 0.05％, Zr: 0.0001 내지 0.05％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다.

도 1은, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 1/4t부(판 두께 방향으로 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치)에 있어서의 EBSD에 의한 해석 결과이다.
도 2는, 새들형 신장 플랜지 시험법에 사용하는, 새들형 형상의 성형품의 형상을 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 열연 강판(이하, 본 실시 형태에 따른 열연 강판이라 하는 경우가 있음)에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.04 내지 0.18％, Si: 0.10 내지 1.70％, Mn: 0.50 내지 3.00％, Al: 0.010 내지 1.00％를 함유하고, 필요에 따라, 또한 B: 0.005％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 2.0％ 이하, Ni: 2.0％ 이하, Mg: 0.05％ 이하, REM: 0.05％ 이하, Ca: 0.05％ 이하, Zr: 0.05％ 이하 중 1종 이상을 함유하며, P: 0.050％ 이하, S: 0.010％ 이하, N: 0.0060％ 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다.

또한, 본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 조직이, 면적률로, 합계로 75 내지 95％의 페라이트 및 베이나이트와 5 내지 20％의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

먼저, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 각 성분의 함유량％는, 질량％이다.

C: 0.04 내지 0.18％

C는, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, C 함유량의 하한을 0.04％로 한다. 또한, C 함유량이 0.04％ 미만이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하된다. 이 점에서도, C 함유량의 하한을 0.04％로 한다. 바람직한 C 함유량의 하한은, 0.045％이며, 더 바람직한 C 함유량의 하한은, 0.05％이다. 한편, C 함유량이 0.18％ 초과가 되면, 신장 플랜지성이나 용접성이 열화된다. 또한, ?칭성이 과잉이 되고, 입자 내의 방위차가 14° 초과인 결정립이 증가하고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하된다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.18％로 한다. 바람직한 C 함유량의 상한은, 0.17％이며, 더 바람직한 C 함유량의 상한은, 0.16％이다.

Si: 0.10 내지 1.70％

Si는, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Si는, 용강의 탈산제로서의 역할을 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Si 함유량의 하한을 0.10％로 한다. 바람직한 Si 함유량의 하한은, 0.12％이며, 더 바람직한 Si 함유량의 하한은, 0.15％이다. 한편, Si 함유량이 1.70％를 초과하면, Ar3 변태 온도가 너무 높아지기 때문에 γ 영역에서의 열연이 곤란해지고, 가공 페라이트가 생성됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되고, 신장 플랜지성이 열화된다. 또한, 표면 흠이 발생의 원인도 된다. 그 때문에, Si 함유량의 상한을 1.70％로 한다. 바람직한 Si 함유량의 상한은, 1.60％이며, 더 바람직한 Si 함유량의 상한은, 1.50％이다.

Mn: 0.50 내지 3.00％

Mn은, 고용 강화에 의해, 및/또는 강의 ?칭성을 향상시킴으로써, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Mn 함유량의 하한을 0.50％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 하한은, 0.65％이며, 더 바람직한 Mn 함유량의 하한은, 0.70％이다. 한편, Mn 함유량이 3.00％를 초과하면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되고, 신장 플랜지성이 열화된다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 3.00％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 상한은, 2.60％이며, 더 바람직한 Mn 함유량의 상한은, 2.30％이다.

Al: 0.010 내지 1.00％

Al은, 용강의 탈산제로서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Al 함유량의 하한을 0.010％로 한다. 바람직한 Al 함유량의 하한은, 0.015％이며, 더 바람직한 Al 함유량의 하한은, 0.020％이다. 한편, Al 함유량이 1.00％를 초과하면, 용접성이나 인성 등이 열화된다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 1.00％로 한다. 바람직한 Al 함유량의 상한은, 0.90％이며, 더 바람직한 Al 함유량의 상한은, 0.80％이다.

P: 0.050％ 이하

P는 불순물이다. P는 인성, 가공성, 용접성 등을 열화시키므로, 그 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그러나, P 함유량이 0.050％를 초과한 경우에 신장 플랜지성의 열화가 현저하므로, P 함유량은 0.050％ 이하로 제한하면 된다. 보다 바람직하게는, 0.040％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 정할 필요는 없지만, 과잉의 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않으므로, P 함유량을 0.005％ 이상으로 해도 된다.

S: 0.010％ 이하

S는, 열간 압연 시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 신장 플랜지성을 열화시키는 A계 개재물을 형성하는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그러나, S 함유량이 0.010％를 초과한 경우에 신장 플랜지성의 열화가 현저하므로, S 함유량의 상한을 0.010％로 제한하면 된다. 보다 바람직하게는, 0.005％ 이하이다. S 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉의 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않으므로, S 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.

N: 0.0060％ 이하

N은, 열연 후의 냉각 중에 AlN을 형성하고, 강판의 성형성을 저하시키는 원소이다. 특히 N 함유량이 0.0060％를 초과한 경우에, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 그 때문에, N 함유량의 상한을 0.0060％로 제한한다. 더 바람직한 N 함유량의 상한은, 0.0040％이다. N 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉의 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않으므로, N 함유량을 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

이상의 화학 원소는, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 함유되는 기본 성분이며, 이들 기본 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성이, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 기본 조성이다. 불순물이란, 예를 들어 As, Sn 등의 합금을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료로부터, 또는 제조 공정의 각종 요인에 의해 강 중에 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 특성에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

그러나, 강도나 인성을 더욱 향상시키는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라 B, Cr, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca, Zr 중 1종 이상을, 후술하는 범위에서 함유시켜도 된다. 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없기 때문에, 그 함유량의 하한은 0％이다. 상기 이외의 원소 중, Nb, Ti는 재결정을 억제하여 가공성을 열화시키기 때문에, Nb: 0.005％ 미만, Ti: 0.015％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

B: 0.0001 내지 0.0050％

B는 ?칭성을 높이는 원소이며, 강의 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻는 경우에는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0050％ 초과가 되면 가공성이 열화된다. 또한, ?칭 시에 방위 분산이 큰 베이나이트가 형성되기 쉬워지며, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하된다. 그 때문에, B를 함유시키는 경우에도, B 함유량의 상한을 0.0050％로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01 내지 1.0％

Cr은 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Cr은, 시멘타이트 억제 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 1.0％를 초과하면, 연성이 저하된다. 그 때문에, Cr을 함유시키는 경우에도, Cr 함유량의 상한을 1.0％로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01 내지 1.0％

Mo는 켄칭성을 향상시킴과 함께 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과가 되면, 연성이나 용접성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, Mo를 함유시키는 경우에도, Mo 함유량의 상한을, 1.0％로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.01 내지 2.0％

Cu는 강판 강도를 높임과 함께, 내식성이나 스케일의 박리성을 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.04％ 이상이다. 한편, Cu 함유량이 2.0％ 초과가 되면, 표면 흠이 발생하는 것이 염려된다. 그 때문에, Cr을 함유시키는 경우에도, Cr 함유량의 상한을 2.0％로 하는 것이 바람직하고, 1.0％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ni: 0.01％ 내지 2.0％

Ni는 강판 강도를 높임과 함께, 인성을 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 2.0％ 초과가 되면, 연성이 저하된다. 그 때문에, Ni를 함유시키는 경우에도, Ni 함유량의 상한을 2.0％로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0001 내지 0.05％

Mg: 0.0001 내지 0.05％

Zr: 0.0001 내지 0.05％

REM: 0.0001 내지 0.05％

Ca, Mg, Zr 및 REM은 모두, 황화물이나 산화물의 형상을 제어하여 인성을 향상시키는 원소이다. 따라서, 이 목적을 위해서는, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 각각 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 0.0005％이다. 그러나, 이들 원소 함유량이 과잉이 되면 신장 플랜지성이 열화된다. 그 때문에, 이들 원소를 함유시키는 경우에도, 함유량의 상한을 각각 0.05％로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 조직(금속 조직)에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 광학 현미경으로 관찰한 조직에 있어서, 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 합계로 75 내지 95％, 마르텐사이트를 5 내지 20％ 포함할 필요가 있다. 이러한 복합 조직으로 함으로써, 강도로 신장 플랜지성을 높은 밸런스로 향상시킬 수 있다. 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이, 75％ 미만이면, 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이, 95％ 초과이면, 강도가 저하됨과 아울러, 연성이 저하되고, 일반적으로 자동차용 부재 등에서 요구되는 특성의 확보가 곤란해진다. 페라이트 및 베이나이트 각각의 분율(면적률)은 한정할 필요는 없지만, 페라이트 분율이 90％ 초과가 되면 충분한 강도를 얻어지지 않게 되는 경우가 있으므로, 페라이트 분율은 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 70％ 이하이다. 한편, 베이나이트 분율이 60％ 초과가 되면 연성이 저하되는 것이 염려되므로, 베이나이트 분율을 60％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 50％ 미만이다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판에 있어서, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 이외의 잔부 조직은, 특별히 한정할 필요는 없고, 예를 들어 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등이면 된다. 그러나, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 이외의 조직이 합계로 5％ 초과 포함되면, 신장 플랜지성 및 연성이 저하된다. 그 때문에, 잔부의 조직 비율은, 면적률로 5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 3％ 이하인, 더욱 바람직하게는 0％이다.

조직 분율(면적률)은 이하의 방법에 의해 얻을 수 있다. 먼저, 열연 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭한다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻는다. 계속해서, 레페라 부식된 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 산출한다.

또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.

이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 광학 현미경으로 관찰되는 조직을 상술한 범위로 제어한 후에, 추가로 결정 방위 해석에 많이 사용되는 EBSD법(전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석법)을 사용하여 얻어지는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 제어할 필요가 있다. 구체적으로는, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 이 입계에 의해 둘러싸이며, 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 모든 결정립 중, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을, 면적률로, 10 내지 60％로 할 필요가 있다.

이러한 입자 내 방위차를 갖는 결정립은, 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 위해 유효하므로, 그의 비율을 제어함으로써, 원하는 강판 강도를 유지하면서, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 10％ 미만이면 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 60％ 초과이면, 연성이 저하된다.

여기서, 입자 내의 결정 방위차란, 그 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로 입자 내의 전위 밀도의 증가는 강도의 향상을 가져오는 한편, 가공성을 저하시킨다. 그러나, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°로 제어된 결정립이면 가공성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에서는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 10 내지 60％로 제어한다. 입자 내의 방위차가 5° 미만인 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하고, 입자 내의 방위차가 14° 초과인 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다.

먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해서, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대하여, 방위차 15° 이상이면서 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하고, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하여, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구한다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」를 사용하여 산출할 수 있다.

본 발명 있어서의 「입자 내 방위차」란, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Orientation Spread(GOS)」를 나타내고, 그 값은 「EBSD법 및 X선 회절법에 의한 스테인리스강의 소성 변형에 있어서의 미스 오리엔테이션의 해석」, 기무라 히데히코 등, 일본 기계학회 논문집(A편), 71권, 712호, 2005년, p.1722-1728에 기재되어 있는 바와 같이, 동일 결정립 내에 있어서 기준이 되는 결정 방위와 모든 측정점간의 미스오리엔테이션의 평균값으로서 구해진다. 본 실시 형태에 있어서, 기준이 되는 결정 방위는 동일 결정립 내의 모든 측정점을 평균화한 방위이며, GOS의 값은 EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표) Version 7.0.1」을 사용하여 산출할 수 있다.

도 1은, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의, 1/4t부에 있어서의, 압연 방향 수직 단면의 100㎛×100㎛ 영역의 EBSD 해석 결과의 일례이다. 도 1에 있어서는, 방위차가 15° 이상인 경계가 결정립계로서 표시되며 5 내지 14°인 영역이 회색으로 표시되어 있다. 도면 중에 검게 표시되어 있는 것은 마르텐사이트이다.

본 실시 형태에 있어서, 신장 플랜지성은 새들형 성형품을 사용한, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 평가한다. 구체적으로는, 도 2에 도시한 바와 같은 직선부와 원호부로 이루어지는 신장 플랜지 형상을 모의한 새들형 형상의 성형품을 프레스 가공하고, 그 때의 한계 성형 높이를 사용하여 신장 플랜지성을 평가한다. 본 실시 형태의 새들형 신장 플랜지 시험에서는, 코너의 곡률 반경 R을 50 내지 60mm, 개방각 θ를 120°로 한 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 했을 때의 한계 성형 높이 H(mm)를 측정한다. 여기서, 클리어런스란, 펀칭 다이스와 펀치 간극과 시험편 두께의 비를 나타낸다. 클리어런스는 실제로는 펀칭 공구와 판 두께의 조합에 의해 결정되므로, 11％는, 10.5 내지 11.5％의 범위를 만족시키는 것을 의미한다. 한계 성형 높이의 판정은, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

종래 신장 플랜지 성형성에 대응한 시험법으로서 사용되고 있는 구멍 확장 시험은, 주위 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이르기 때문에, 실제의 신장 플랜지 성형 시와는 파단부 주변의 변형이나 응력 구배가 상이하다. 또한 구멍 확장 시험은, 판 두께 관통의 파단이 발생한 시점에서의 평가가 되는 등, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 되지 않았다. 한편, 본 실시 형태에서 사용한 새들형 신장 플랜지 시험에서는, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성을 평가할 수 있기 때문에, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 가능하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판에 있어서, 페라이트나 베이나이트 등의 광학 현미경 조직에서 관찰되는 각 조직의 면적률과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은 직접 관계되는 것은 아니다. 바꿔 말하면, 예를 들어 동일한 페라이트 면적률 및 베이나이트 면적률을 갖는 열연 강판이 있다고 해도, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 동일하다고는 할 수 없다. 따라서, 페라이트 면적률, 베이나이트 면적률 및 마르텐사이트 면적률을 제어한 것만으로는, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다. 이것은, 후술하는 실시예에서도 나타내는 바와 같다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 예를 들어 이하와 같은 열간 압연 공정 및 냉각 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.

<열간 압연 공정>

열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브를 가열하고, 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다. 슬래브 가열 온도는, 1050℃ 이상 1260℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 가열 온도가 1050℃ 미만이면, 열간 압연 종료 온도의 확보가 곤란해지기 때문에, 바람직하지 않다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하되므로, 가열 온도는 1260℃ 이하인 것이 바람직하다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 면적률로 10 내지 60％로 하는 경우, 가열된 슬래브에 대하여 행해지는 열간 압연에 있어서, 마무리 압연의 후단 3단(최종 3 패스)의 누적 변형을 0.6초 내지 0.7로 한 후에, 후술하는 냉각을 행하는 것이 중요하다. 이것은, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은 비교적 저온에서 파라 평형 상태에서 변태시킴으로써 생성하므로, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도를 어느 범위로 한정함과 함께 그 후의 냉각 속도를 어느 범위로 한정함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 생성을 제어할 수 있기 때문이다. 즉, 마무리 압연의 후단 3단에서의 누적 변형 및 그 후의 냉각을 제어함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 핵 생성 빈도 및 그 후의 성장 속도를 제어할 수 있으므로, 결과로서 얻어지는 면적률도 제어할 수 있다. 보다 구체적으로는, 마무리 압연에 의해 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 주로 핵 생성 빈도에 관련되고, 압연 후의 냉각 속도가 주로 성장 속도에 관련된다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.6 이하이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 또한, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.7 초과이면, 열간 압연 중의 오스테나이트의 재결정이 일어나고, 변태 시의 축적 전위 밀도가 저하되어, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되어버리기 때문에 바람직하지 않다.

본 실시 형태에서 말하는 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형(εeff.)은, 이하의 식(1)에 의해 구할 수 있다.

여기서,

이며,

εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 당해 패스에서의 냉각 직전까지의 누적 시간을 나타내고, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

열간 압연의 압연 종료 온도는, Ar3℃ 내지 Ar3+60℃로 하는 것이 바람직하다. 압연 종료 온도를 Ar3+60℃ 초과로 하면, 열연판의 결정립 직경이 커져 가공성이 저하됨과 아울러, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되므로, 바람직하지 않다. 또한, 압연 종료 온도를 Ar3 미만으로 하면, 2상 영역에서의 열간 압연이 되고, 페라이트상이 가공되어, 열연 강판의 연성 및 구멍 확장성이 저하됨과 아울러, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되므로 바람직하지 않다.

또한, 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연을 포함하지만, 마무리 압연은 복수의 압연기를 직선적으로 배치하여 한 방향으로 연속 압연하여 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 탠덤 압연기를 사용하여 마무리 압연을 행하는 경우, 압연기와 압연기 사이에서 냉각(스탠드간 냉각)을 행하여, 마무리 압연 중의 강판의 최고 온도가 Ar3+60℃ 이상 Ar3+150℃ 이하의 범위로 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar3+150℃를 초과하면, 입경이 너무 커져서 인성이 열화됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되는 것이 염려된다. 한편, 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar3+60℃ 미만이면, 마무리 압연의 압연 종료 온도를 확보할 수 없게 되는 것이 염려된다.

상기와 같은 조건의 열간 압연을 행하면, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도 범위를 한정할 수 있고, 그 결과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립을 원하는 비율로 얻을 수 있다.

Ar3은 압하에 의한 변태점에 대한 영향을 고려한 하기 식(2)으로 산출한다.

여기서, [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], [Ni]은, 각각, C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni의 질량％에서의 함유량을 나타낸다. 함유되지 않은 원소에 대해서는, 0％로 하여 계산한다.

<냉각 공정>

상술한 바와 같이 제어된 열간 압연을 실시된 열연 강판에 대하여, 냉각을 행한다. 냉각 공정에서는 열간 압연이 완료된 열연 강판에 대하여, 10℃/s 이상의 냉각 속도로, 650 내지 750℃의 온도 영역까지 냉각시키고(제1 냉각), 이 온도 영역에서, 3 내지 10초간 유지하고, 그 후, 100℃ 이하까지 30℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시킨다(제2 냉각).

제1 냉각의 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 650℃ 미만이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃ 초과이면, 마르텐사이트 분율이 너무 낮아져서 강도가 저하됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 60％를 초과하게 되기 때문에 바람직하지 않다. 650 내지 750℃에서의 유지 시간이 3초 미만이면, 마르텐사이트 분율이 너무 높아져서 연성이 저하됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되기 때문에 바람직하지 않다. 650 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 마르텐사이트의 분율이 저하되고, 강도가 저하됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 제2 냉각의 냉각 속도가 30℃/s 미만이면, 마르텐사이트의 분율이 저하되어 강도가 저하됨과 함께, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 60％를 초과하게 되기 때문에 바람직하지 않다. 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 100℃ 초과이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 60％를 초과하게 되기 때문에 바람직하지 않다.

제1 냉각, 제2 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 냉각 설비의 설비 능력을 고려하여 200℃/s 이하로 해도 된다.

상술한 제조 방법에 의하면, 면적률로, 합하여 75 내지 95％의 페라이트 및 베이나이트와, 5 내지 20％의 마르텐사이트를 포함하고, 추가로 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 입계에 의해 둘러싸이며 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％인 조직을 얻을 수 있다.

상술한 제조 방법에서는, 열간 압연 조건을 제어함으로써 오스테나이트에 가공 전위를 도입한 후에, 냉각 조건을 제어함으로써 도입된 가공 전위를 적절하게 남기는 것이 중요하다. 즉, 열간 압연 조건과 냉각 조건은 각각 영향을 미치기 때문에, 이러한 조건을 동시에 제어하는 것이 중요하다. 상기 이외의 조건에 대해서는 공지된 방법을 사용하면 되고, 특별히 한정할 필요는 없다.

실시예

이하, 본 발명의 열연 강판 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 그러나, 본 발명은, 하기 실시예에 한정되는 것은 아니며, 전술, 후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

먼저, 하기 표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 용제시켜, 연속 주조를 행함으로써, 강편을 제조하였다. 그리고, 이 강편을 표 2에 나타내는 온도로 가열하고, 조압연을 행하였다. 조압연 후, 표 2에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하고, 판 두께가 2.2 내지 3.4mm인 열연 강판을 얻었다. 표 2에 기재된, Ar3(℃)은 표 1에 나타낸 화학 성분으로부터 다음 식(2)을 사용하여 구하였다.

여기서, [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], [Ni]은, 각각, C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni의 질량％에서의 함유량이며, 함유되지 않은 경우에는, 0으로 한다.

또한, 표 2 중, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형은 다음 식(1)으로부터 구한 값이다.

여기서,

이며,

표 1의 공란은, 분석값이 검출 한계 미만인 것을 의미한다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 각 조직의 조직 분율(면적률), 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다.

조직 분율(면적률)은 이하의 방법에 의해 구하였다. 먼저, 열연 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭하였다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻었다. 계속해서, 레페라 부식된 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 산출하였다.

또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 하였다.

이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻었다.

또한, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정하였다. 먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해서, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻었다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시하였다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대하여, 방위차 15° 이상이면서 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의하고, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하여, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」를 사용하여 산출하였다.

이어서, 인장 시험에 있어서, 항복 강도와 인장 강도를 구하고, 새들형 신장 플랜지 시험에 의해, 한계 성형 높이를 구하였다. 또한, 인장 강도(MPa)와 한계 성형 높이(mm)의 곱을 신장 플랜지성의 지표로 하여 평가를 행하고, 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 우수하다고 판단하였다.

인장 시험은, JIS5호 인장 시험편을 압연 방향에 대하여 직각 방향으로부터 채취하고, 이 시험편을 사용하여, JISZ2241에 준해 시험을 행하였다.

또한, 새들형 신장 플랜지 시험은, 코너의 곡률 반경을 R 60mm, 개방각 θ를 120°로 한 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 하여 행하였다. 또한, 한계 성형 높이는, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 결과로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 바람직한 조건에서 열간 압연한 경우(시험 No.1 내지 17)에는, 강도가 590MPa 이상이며, 또한 신장 플랜지성의 지표가 19500mmㆍMPa 이상인 고강도 열연 강판이 얻어졌다.

한편, 제조 No.18 내지 23은, 화학 성분이 본 발명의 범위 밖이었기 때문에, 광학 현미경으로 관찰되는 조직 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율 중 어느 것, 또는 양쪽이 본 발명의 범위를 만족시키지 못하였다. 그 결과, 신장 플랜지성이 목표값을 만족시키지 못하였다. 또한, 일부의 예에서는, 인장 강도도 낮아졌다.

또한, No.24 내지 36은, 제조 조건이 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 조직 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율 중 어느 것, 또는 양쪽이 본 발명의 범위를 만족시키지 못한 예이다. 이들 예에서는, 신장 플랜지성이 목표값을 만족시키지 못하였다. 또한, 일부의 예에서는 인장 강도도 낮아졌다.

본 발명에 따르면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다. 이들 강판은, 자동차의 연비 향상 등에 기여하기 때문에, 산업상 이용 가능성이 높다.

Claims

화학 성분이, 질량％로,
C: 0.04 내지 0.18％,
Si: 0.10 내지 1.70％,
Mn: 0.50 내지 3.00％,
Al: 0.010 내지 1.00％,
B: 0 내지 0.005％,
Cr: 0 내지 1.0％,
Mo: 0 내지 1.0％,
Cu: 0 내지 2.0％,
Ni: 0 내지 2.0％,
Mg: 0 내지 0.05％,
REM: 0 내지 0.05％,
Ca: 0 내지 0.05％,
Zr: 0 내지 0.05％
를 함유하고,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
N: 0.0060％ 이하
로 제한하며,
잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고;
조직이, 면적률로, 합계로 75 내지 95％의 페라이트 및 베이나이트와, 5 내지 20％의 마르텐사이트를 포함하며;
상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％인
것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항에 있어서,
인장 강도가, 590MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로 B: 0.0001 내지 0.005％, Cr: 0.01 내지 1.0％, Mo: 0.01 내지 1.0％, Cu: 0.01 내지 2.0％, Ni: 0.01 내지 2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로 Mg: 0.0001 내지 0.05％, REM: 0.0001 내지 0.05％, Ca: 0.0001 내지 0.05％, Zr: 0.0001 내지 0.05％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
제3항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로 Mg: 0.0001 내지 0.05％, REM: 0.0001 내지 0.05％, Ca: 0.0001 내지 0.05％, Zr: 0.0001 내지 0.05％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.