KR102378147B1

KR102378147B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102378147B1
Application number: KR1020197037726A
Authority: KR
Inventors: 데츠야 히라시마; 다케시 도요다
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-08-09
Filing date: 2018-08-09
Publication date: 2022-03-24
Also published as: JP6468410B1; EP3666916B1; EP3666916A1; BR112019026926A2; TW201910534A; US11326235B2; TWI654319B; CN110832095A; WO2019031583A1; EP3666916A4; JPWO2019031583A1; CN110832095B; US20200224294A1; MX2019015358A; KR20200011458A

Abstract

본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치에 있어서의 금속 조직이, 90체적％ 이상의 마르텐사이트와, 0체적％ 이상 10체적％ 이하의 잔부 조직으로 이루어지고, 상기 잔부 조직이 베이나이트 또는 페라이트 중 한쪽 또는 양쪽이고, L 방향의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, C 방향의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 또한 상기 L 방향의 결정립의 평균 길이인 L 방향 입자 길이와 상기 C 방향의 결정립의 평균 길이인 C 방향 입자 길이의 비가 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0이고, 인장 강도가 1180㎫ 이상이다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 자동차의 구조 부품이나 골격, 트럭 프레임의 소재로서 적합한, 강도와 인성이 우수하고, 인성의 등방성도 우수한 열연 강판, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2017년 8월 9일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2017-154294호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

지구 환경 보호의 관점에서, 자동차 배출 가스 규제가 강화되고 있어, 자동차의 연비 향상이 과제로 여겨지고 있다. 이러한 상황하에서, 자동차용 강판의 고강도화 및 박육화가 요구되고 있어, 자동차용 부품의 소재로서, 특히 고강도 열연 강판이 적극적으로 적용되고 있다. 특히, 인장 강도 1180㎫ 이상을 갖는 고강도 열연 강판은, 자동차의 연비를 비약적으로 향상시킬 수 있는 소재로서 주목받고 있다.

그러나 일반적으로는, 강판의 고강도화에 수반하여, 인성은 저하된다. 그 때문에, 자동차용 부품으로서 요구되는 인성을 부여하기 위해, 다양한 검토가 이루어지고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.05∼0.20％, Si: 0.60％ 이하, Mn: 0.10∼2.50％, sol.Al: 0.004∼0.10％, Ti: 0.04∼0.30％, B: 0.0005∼0.0015％를 함유하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을, 적어도 1100℃로부터 TiC의 용체화 온도 이상 1400℃ 이하의 가열 온도까지의 온도 영역을 150℃/h 이상의 승온 속도로 가열하고, 가열 온도에서의 유지 시간을 5분 이상 30분 이하로 하고, 그 후 열간 압연하는, 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 1에는, 미량의 Ti를 석출 강화 원소로서, 또한 미량의 고용 B를 냉각 시의 변태 온도를 저하시키는 오스테나이트의 안정화 원소로서 이용함으로써 페라이트 조직을 미세화하고, 인장 강도 1020㎫ 정도의 고강도와, 파면 천이 온도-70℃ 정도의 고인성을 갖는 고강도 열연 강판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.05∼0.18％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.0∼3.5％, P: 0.04％ 이하, S: 0.006％ 이하, Al: 0.10％ 이하, N: 0.008％ 이하, Ti: 0.05∼0.20％, V: 0.1 초과∼0.3％를 함유하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 1200℃ 이상으로 가열하고, 조압연과, 1000℃ 이하에서의 누적 압하율을 50％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 820℃ 이상, 930℃ 이하로 하는 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 실시한 후, 4.0초 이내에 냉각을 개시하고, 평균 냉각 속도 20℃/s 이상으로 냉각하고, 300℃ 이상, 450℃ 이하에서 권취함으로써, 베이나이트를 주체로 하고, 베이나이트의 라스의 평균 라스 간격이 400㎚ 이하, 그리고 라스의 평균 장축 길이가 5.0㎛ 이하인 금속 조직을 갖는, 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.08∼0.25％, Si: 0.01∼1.0％, Mn: 0.8∼1.5％, P: 0.025％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005∼0.10％, Nb: 0.001∼0.05％, Ti: 0.001∼0.05％, Mo: 0.1∼1.0％, Cr: 0.1∼1.0％, B: 0.0005∼0.0050％를 함유하고, 잔부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을, 1100∼1250℃로 가열하고, 마무리 압연 입구측 온도를 900∼1100℃의 범위로 하고, 마무리 압연 출구측 온도를 800∼900℃의 범위로 하고, 재결정 오스테나이트 영역에서의 누적 압하율을 60∼90％로 하는 마무리 압연을 실시한 후, 즉시 냉각을 개시하고, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로, 냉각 개시로부터 30초 이내에 (Ms점+50℃) 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 이어서 (냉각 정지 온도±100℃)의 온도 범위에서 10∼60초 유지한 후, 권취함으로써, 마르텐사이트, 또는 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하고, 압연 방향 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비가 3∼18인 금속 조직을 갖는, 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평5-345917호 공보 일본 특허 공개 제2014-205889호 공보 일본 특허 공개 제2011-52321호 공보

그러나 특허문헌 1 및 2에 기재된 기술에서는, 금속 조직이 페라이트나 베이나이트 주체이며, 고강도와 고인성을 겸비한 열연 강판을 제조하는 것이 곤란한 경우가 있다.

또한, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, Nb, Ti, Mo 및 Cr의 첨가가 필수이며, 경제성의 관점에서 바람직하지 않고, 또한 강판의 압연 방향에 평행한 방향(L 방향) 및 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)의 양쪽에 있어서 인성이 우수하지 않고, 인성의 이방성이 큰 경우가 있다.

본 발명은, 상기한 종래 기술의 과제를 해결하여, 강도 및 인성이 우수하고, 인성의 등방성도 우수한 비교적 저합금의 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 고강도 열연 강판의 인성에 미치는 각종 요인에 대해, 예의 연구하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 특허문헌 3과 같은 종래의 화상 해석에 의한 입경 측정에서는, 금속 조직이 마르텐사이트를 포함하는 복잡한 조직인 경우, 입경의 애스펙트비와 인성의 이방성의 상관을 취할 수 없음을 알게 되었다. 그래서 본 발명자들은, 시료 단면에 대해 1차원의 결정립 길이를 측정하는 절편법에 착안하여, 압연 방향에 평행한 방향(L 방향)의 결정립의 평균 길이와, 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)의 결정립의 평균 길이를 산출하고, 그것들의 비와 인성의 이방성을 조사한 바, 그것들이 강한 상관을 나타냄을 알게 되었다. 구체적으로는, 본 발명자들은, 인접하는 결정립의 방위 차가 5°이상인 것을 하나의 결정립이라고 정의하고, 절편법으로 산출한 경우의, 압연 방향에 평행한 방향(L 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 또한 L 방향의 결정립의 평균 길이(L 방향 입자 길이)와 C 방향의 결정립의 평균 길이(C 방향 입자 길이)의 비가, 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0이 되는, 마르텐사이트가 주상의 금속 조직을 가짐으로써, 인장 강도 1180㎫ 이상의 강도를 갖고, 또한 인성 및 인성의 등방성이 우수한 열연 강판이 얻어짐을 알게 되었다.

또한, 본 발명자들은, 상기한 금속 조직을 갖는 열연 강판을 제조하기 위해서는, C, Si, Mn, P, S, Al, N 및 Ti를 각각 적정 범위에서 조정한 후, 미재결정 γ 영역에서의 누적 압하율이 70％ 이상, 패스간 시간이 0.2초 이상 10.0초 이하, 그리고 각 패스에 있어서, 하기 식 (1)로 표시되는 A값이 0.05≤A≤23.0을 만족시키는 마무리 압연을 실시한 후, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 냉각 속도로 즉시 냉각을 개시하고, 권취 온도 300℃ 이하에서 권취하는 것이 중요함을 알게 되었다.

단, 상기 식 (1)에 있어서의 n은 롤 회전 속도(rpm)이고, r은 압하율(％)이고, H는 압연 입구측 판 두께(㎜)임.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여, 더욱 검토를 거듭하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 화학 성분이, 질량％로,

C: 0.06％ 이상 0.20％ 이하,

Si: 1.0％ 이하,

Mn: 1.5％ 초과 3.5％ 이하,

P: 0.040％ 이하,

S: 0.004％ 이하,

Al: 0.10％ 이하,

N: 0.004％ 이하,

Ti: 0.04％ 이상 0.20％ 이하,

Nb: 0％ 이상 0.04％ 이하,

Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하,

Cu: 0％ 이상 0.5％ 이하,

Ni: 0％ 이상 0.5％ 이하,

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치에 있어서의 금속 조직이, 90체적％ 이상의 마르텐사이트와, 0체적％ 이상 10체적％ 이하의 잔부 조직으로 이루어지고, 상기 잔부 조직이 베이나이트 또는 페라이트 중 한쪽 또는 양쪽이고, 압연 방향에 대해 평행한 방향인 L 방향의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 판 폭 방향에 대해 평행한 방향인 C 방향의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 또한 상기 L 방향의 결정립의 평균 길이인 L 방향 입자 길이와 상기 C 방향의 결정립의 평균 길이인 C 방향 입자 길이의 비가 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0이고,

인장 강도가 1180㎫ 이상이다.

[2] 상기 [1]에 기재된 열연 강판은, 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, 상기 L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이를 L 방향 구 γ 입자 길이로 하고, 상기 C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이를 C 방향 구 γ 입자 길이로 하였을 때, 상기 L 방향 구 γ 입자 길이와 상기 C 방향 구 γ 입자 길이의 비가 0.03≤C 방향 구 γ 입자 길이/L 방향 구 γ 입자 길이≤0.40이어도 된다.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 성분이, 질량％로, Nb: 0.01％ 이상 0.04％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 0.5％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 0.5％ 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

[4] 본 발명의 다른 양태에 관한 열연 강판의 제조 방법은, 이하의 (a)∼(d)의 공정을 갖는다:

(a) 상기 [1]에 기재된 화학 성분으로 이루어지는 강 소재를 1200℃ 이상 1350℃ 이하로 가열하는 가열 공정;

(b) 가열 후의 상기 강 소재를 복수의 압연 스탠드에 연속하여 통과시켜 압연을 행하는 마무리 압연 공정이며, 마무리 압연 개시 온도를 800℃ 이상으로 하고, 상기한 각 압연 스탠드에 있어서 하기 식 (1)에 의해 정하는 A값이 0.05≤A≤23.0을 만족시키도록 압연함과 함께, 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간을 0.2초 이상 10.0초 이하로 하고, 또한 최종 압연 스탠드 출구측 온도를 800℃ 이상 950℃ 이하, 그리고 800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율을 70％ 이상으로 하는 마무리 압연 공정;

(c) 마무리 압연 후의 10.0초 이내에 냉각을 개시하고, 또한 하기 식 (2) 및 하기 식 (3)에 의해 정하는 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정; 및

(d) 냉각 후, 권취 온도 300℃ 이하에서 권취하는 권취 공정,

단, 상기 식 (1)에 있어서의 n은 롤 회전 속도(rpm)이고, r은 압하율(％)이고, H는 압연 입구측 판 두께(㎜)이고, 상기 식 (3)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Mo는 각 원소의 질량％이고, Ni, Mo를 함유하지 않는 경우는 Ni, Mo의 항에 0질량％를 대입함.

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 강도와 인성이 우수하고, 인성의 등방성도 우수한 비교적 저합금의 열연 강판을 얻을 수 있다. 본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 예를 들어 연성-취성 천이 온도가 압연 방향에 평행한 방향(L 방향) 및 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향) 모두 -60℃ 이하의 고인성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명의 상기 양태에 관한 열연 강판을 자동차의 구조 부품, 골격, 혹은 트럭의 프레임 등에 적용하면, 자동차의 안전성을 확보하면서 차체 중량을 경감할 수 있어, 환경 부하를 저감하는 것이 가능해진다.

또한, 본 발명에 관한 상기 다른 양태에 따르면, 인장 강도 1180㎫ 이상의 고강도를 갖고, 또한 인성 및 인성의 등방성이 우수한 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있어, 산업상 현저한 효과를 발휘할 수 있다.

이하, 본 실시 형태에 관한 열연 강판 및 그 제조 방법에 대해 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 열연 강판(이하, 단순히 강판이라고 기재하는 경우가 있음)의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 화학 성분을 나타내는 ％는, 모두 질량％를 의미한다.

C: 0.06％ 이상 0.20％ 이하

C는, 강의 ??칭성을 향상시키고, 저온 변태상인 마르텐사이트를 생성시켜 열연 강판의 강도를 얻기 위해 필요한 원소이다. 원하는 강도를 얻기 위해서는 0.06％ 이상의 C 함유량이 필요하다. 한편, C 함유량이 0.20％를 초과하면, 강판의 가공성 및 용접성을 떨어뜨린다. 따라서, C 함유량은 0.06％ 이상 0.20％ 이하이다. 바람직하게는, C 함유량은, 0.08％ 이상, 또한 0.18％ 이하이다.

Si: 1.00％ 이하

Si는, 강판의 인성을 떨어뜨리는 조대한 산화물이나 시멘타이트의 생성을 억제하고, 고용 강화에도 기여하는 원소이지만, Si 함유량이 1.00％를 초과하면 강판의 표면 성상이 현저하게 떨어져, 화성 처리성이나 내식성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 조대한 산화물이나 시멘타이트의 생성을 억제하고 고용 강화에 기여시키는 관점에서, Si 함유량은, 0.01％ 이상이 바람직하고, 0.40％ 이상이 더 바람직하다. 또한, Si 함유량은 0.80％ 이하가 바람직하다.

Mn: 1.5％ 초과 3.5％ 이하

Mn은, 강 중에 고용되어 강의 강도 향상에 기여함과 함께, ??칭성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 1.5％ 초과로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 3.5％를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 응고 편석에 의한 밴드상 조직을 형성하여 강판의 가공성 및 내지연 파괴 특성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량을 1.5％ 초과 3.5％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 1.8％ 이상, 2.0％ 이상이 바람직하고, 또한 3.0％ 이하가 바람직하다.

P: 0.040％ 이하

P는, 강 중에 고용되어 강의 강도 향상에 기여하는 원소이지만, 입계, 특히 구 오스테나이트 입계에 편석되어, 강판의 저온 인성이나 가공성의 저하를 야기하는 원소이기도 하다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 0％로 하는 것이 바람직하지만, 0.040％까지의 P 함유량은 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.040％ 이하로 한다. 그러나 P 함유량을 과도하게 저감해도 정련 비용의 증대에 상응하는 효과가 얻어지지 않으므로, P 함유량은, 0.003％ 이상, 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, P 함유량은, 0.030％ 이하, 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.004％ 이하

S는, 강 중의 Ti나 Mn과 결합하여 조대한 황화물을 형성하여, 열연 강판의 가공성을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 0％로 하는 것이 바람직하지만, 0.004％까지의 S 함유량은 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량은 0.004％ 이하로 한다. 그러나 S 함유량을 과도하게 저감해도 정련 비용의 증대에 상응하는 효과가 얻어지지 않으므로, S 함유량은, 0.0003％ 이상, 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, S 함유량은, 0.003％ 이하, 0.002％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.10％ 이하

Al은, 제강 단계에서 탈산제로서 작용하여, 강의 청정도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 그러나 Al을 과잉으로 함유시키면 산화물계 개재물의 증가를 야기하여, 열연 강판의 인성을 저하시킴과 함께, 흠집 발생의 원인이 된다. 따라서, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. Al 함유량은, 0.005％ 이상, 0.01％ 이상이 바람직하고, 또한 0.08％ 이하가 바람직하다.

N: 0.004％ 이하

N은, 질화물 형성 원소와 결합됨으로써 질화물로서 강 중에 석출되어, 결정립의 미세화에 기여하는 원소이므로, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 N은, 고온에서 Ti와 결합되어 조대한 질화물로서 석출되기 쉽고, 조대한 질화물은 열연 강판의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, N 함유량을 0.004％ 이하로 한다. N 함유량은, 0.001％ 이상이 보다 바람직하고, 또한 0.003％ 이하가 바람직하다.

Ti: 0.04％ 이상 0.20％ 이하

Ti는, 강 중에 미세한 탄질화물을 형성하여 결정립을 미세화함으로써, 열연 강판의 강도 및 인성을 향상시킨다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Ti 함유량을 0.04％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.20％를 초과하면, 상기 효과가 포화되는 데다가, 조대한 석출물이 강 중에 많이 석출됨으로써, 열연 강판의 인성이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.04％ 이상 0.20％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 0.05％ 이상, 0.05％ 초과가 바람직하고, 또한 0.10％ 이하가 바람직하다.

이상이 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 기본 성분이지만, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 예를 들어 더한층의 인성 향상이나 고강도화를 목적으로 하여, 필요에 따라서 Nb, Mo, Cu 및 Ni 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다. 이 원소들을 함유하지 않는 경우, 이 원소들의 하한은 0％이다.

Nb: 0％ 이상 0.04％ 이하

Nb는, 탄질화물을 형성함으로써 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Nb 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.04％를 초과하면, 변형 저항이 증가하므로, 제조 시의 열간 압연의 압연 하중이 증가하여, 압연기에 대한 부담이 지나치게 커져 압연 조업 자체가 곤란해지는 경우가 있다. 또한, Nb 함유량이 0.04％를 초과하면, 강 중에 조대한 석출물을 형성하여 열연 강판의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.01％ 이상 0.04％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 더 바람직하게는, 0.02％ 이상, 또한 0.03％ 이하이다.

Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하

Mo는, 강의 ??칭성을 높여, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Mo는, 합금 비용이 높기 때문에, Mo를 많이 함유시키면 비용의 증가를 야기하고, 또한 Mo 함유량이 1.0％를 초과하면 강판의 용접성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량은 0.01％ 이상 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 더 바람직하게는, 0.02％ 이상, 또한 0.4％ 이하이다.

Cu: 0％ 이상 0.5％ 이하

Cu는, 강 중에 고용되어 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는, ??칭성을 향상시키는 원소이기도 하다. 이 효과들을 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Cu 함유량이 0.5％를 초과하면 열연 강판의 표면 성상이 저하되어, 화성 처리성이나 내식성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 0.01％ 이상 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 더 바람직하게는, 0.05％ 이상, 또한 0.3％ 이하이다.

Ni: 0％ 이상 0.5％ 이하

Ni는, 강 중에 고용되어 강의 강도 증가에 기여하고, 또한 ??칭성을 향상시킨다. 이 효과들을 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Ni는, 합금 비용이 높기 때문에, Ni를 많이 함유시키면 비용의 증가를 야기하고, 또한 Ni 함유량이 0.5％를 초과하면 강판의 용접성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Ni 함유량은 0.01％ 이상 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 더 바람직하게는, 0.02％ 이상, 또한 0.3％ 이하이다.

상술한 원소 이외의 원소에 대해서는, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위에서 강판 중에 포함되어 있어도 된다. 즉, 잔부가 실질적으로 철이면 된다. 본 실시 형태에 관한 강판에는, 예를 들어 내지연 파괴 특성의 향상을 목적으로 하여, Ca, REM 등을 각각 0.005％ 이하 함유시켜도 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판에는, 열간 가공성을 향상시키는 미량 원소 등을 함유시킬 수도 있다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 금속 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 금속 조직은, 마르텐사이트를 주상으로서 포함하는 것이며, 더 바람직하게는 마르텐사이트의 단상으로 이루어진다. 인접하는 결정립의 방위 차가 5° 이상인 것을 하나의 결정립이라고 정의한 경우에, 절편법으로 산출한 압연 방향에 평행한 방향(L 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, L 방향의 결정립의 평균 길이(L 방향 입자 길이)와 C 방향의 결정립의 평균 길이(C 방향 입자 길이)의 비가 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0인 금속 조직을 갖는다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서, 금속 조직 중에 마르텐사이트를 주상으로서 포함하는 경우에는, 잔부 조직을 추가로 포함한다. 또한, 금속 조직이 마르텐사이트의 단상인 경우는, 잔부 조직은 포함하지 않는다.

또한, 「90체적％ 이상의 마르텐사이트」란, 90체적％ 이상의 마르텐사이트만이 포함되어도 되고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 양쪽이 합계로 90체적％ 이상 포함되어도 된다. 본 실시 형태에서는 어느 양태여도, 우수한 강도 및 인성의 등방성을 확보할 수 있으므로, 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별할 필요는 없다.

또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트가 템퍼링된 것이며, 마르텐사이트에 비해 전위 밀도가 낮은 마르텐사이트이다. 후술하는 본 실시 형태에 관한 제조 방법은, 급랭 후에 템퍼링을 목적으로 하는 가열 공정을 포함하지 않지만, ??칭이나 권취 후의 복열에 의해 템퍼링 마르텐사이트가 생성되는 경우가 있다.

본 실시 형태에 있어서 「주상」이란, 당해 상이 체적 분율로 90％ 이상인 경우를 말한다. 주상을 마르텐사이트로 함으로써, 원하는 고강도를 얻을 수 있다. 또한, 주상 이외의 잔부 조직에는, 베이나이트 및/또는 페라이트를 포함한다. 잔부 조직의 체적 분율이 높아지면, 강판의 강도가 저하되어, 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 잔부 조직은 체적 분율로 10％ 이하로 한다. 잔부 조직은, 바람직하게는 5％ 이하이고, 더 바람직하게는 1％ 이하이다.

본 실시 형태에 있어서 「단상」이란, 「주상」의 일 형태이며 당해 상의 체적 분율이 100％인 것을 의미한다. 금속 조직이 마르텐사이트의 단상인 경우의 잔부 조직의 체적 분율은 0％가 된다.

금속 조직의 측정은, 먼저, 열연 강판의 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록, 주사형 전자 현미경 관찰용의 시험편을 채취한다. 본 실시 형태에 있어서, 판 두께 1/4 깊이의 위치란, 강판 표면으로부터 판 두께 방향을 향해 판 두께의 1/4의 길이 진행한 위치이다. 관찰면을 경면 연마한 후에, 3％ 나이탈액으로 부식시키고, 주사형 전자 현미경을 사용하여, 2000배의 배율로 3 시야를 촬영한다. 각 측정 시야는 500㎛×500㎛로 한다. 그 후, 화상 처리를 행하여, 금속 조직의 종류 및 금속 조직의 면적 분율을 측정한다. 면적 분율과 체적 분율은 실질적으로 동일하므로, 얻어진 각 금속 조직의 면적 분율을, 각 금속 조직의 체적 분율로 한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치의 금속 조직에 있어서, 압연 방향에 평행한 방향(L 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 또한 L 방향의 결정립의 평균 길이(L 방향 입자 길이)와 C 방향의 결정립의 평균 길이(C 방향 입자 길이)의 비가, 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0이다. L 방향 및/또는 C 방향의 결정립의 평균 길이가 5.0㎛ 초과이면, L 방향 및/또는 C 방향의 인성이 떨어진다. 또한, L 방향의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 미만 또는 C 방향의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 미만이 되면, 결정립의 세립화에 의한 인성 개선의 효과가 포화된다. 한편, L 방향 입자 길이와 C 방향 입자 길이의 비(C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이)가 5.0을 초과하거나 0.2 미만이 되면, 인성의 이방성이 커져, L 방향 및 C 방향의 양쪽에 있어서 우수한 인성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, L 방향 입자 길이(평균 길이)를 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하, C 방향 입자 길이(평균 길이)를 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하, 또한 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0으로 한다.

절편법에 의한 결정립의 평균 길이는, 예를 들어 시료 단면을 촬영한 사진에, L 방향 및 C 방향으로 각각 전체 길이 L의 100∼150개의 선분을 긋고, 그 선분이 가로지른 결정립의 수 n을 구하여, 사진 상에 그은 각각의 선분의 L/n을 산출하고, 그것들의 평균값을, L 방향 및 C 방향 각각의 결정립의 평균 길이로 한다.

본 실시 형태에서는, 열연 강판의 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록, 후방 산란 전자 회절(EBSP)용 시험편을 채취하고, 관찰면을 연마 후, 전해 연마로 조직을 현출시키고, 후방 산란 전자 회절 장치(EBSP 장치)를 사용하여, 8000배의 배율로 3 시야 촬영한다. 각 측정 시야는 500㎛×500㎛로 한다. 그 후, EBSP 측정 데이터 해석 소프트웨어를 사용하여, 인접하는 입자의 방위 차가 5° 이상인 것을 하나의 결정립이라고 정의한다. 그리고 L 방향 및 C 방향 각각에 평행한 방향으로 전체 길이 100㎛의 선분을 화상 상에 100∼150개 긋고, 각 직선을 가로 지르는 결정립의 수로부터 L/n을 구하여, 그것들의 평균값을 L 방향 및 C 방향 각각의 결정립의 평균 길이로 한다.

본 실시 형태에 있어서, 「압연 방향에 대해 평행」이란, 압연 방향에 대해 ±5°의 범위를 포함하는 것으로 한다. 마찬가지로, 「판 폭 방향에 대해 평행」이란, 판 폭 방향에 대해 평행한 방향에 대해 ±5°의 범위를 포함하는 것으로 한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서, L 방향 및 C 방향 각각에서 결정립이 미세화되는 요인은 확실하지는 않지만, 이하와 같이 추정된다. 매우 큰 누적 압하율로 마무리 압연을 행함으로써, 구 오스테나이트 입자는 L 방향(압연 방향)으로 신장되지만, 구 오스테나이트 입자 내에 도입되는 전위 밀도가 증가하여, 마르텐사이트 변태가 일어날 때, 평행하게 나열된 라스의 집단 내에 방위가 상이한 라스가 들어가 흐트러져 생성되어 블록 사이즈가 미세화되는 경향이 높아진다. 그 결과, C 방향의 블록 사이즈뿐만 아니라, 압연에 의해 신장된 L 방향의 블록 사이즈도 미세화된다고 생각할 수 있다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자 내에 전위가 충분히 도입된 것을 나타내는 지표로서, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비(L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 L 방향 구 γ 입자 길이와, C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 C 방향 구 γ 입자 길이의 비)를 들 수 있고, 당해 애스펙트비가, 0.03≤C 방향 구 γ 입자 길이/L 방향 구 γ 입자 길이≤0.40을 만족시키는 것이 바람직하다. L 방향 구 γ 입자 길이와 C 방향 구 γ 입자 길이의 비(C 방향 구 γ 입자 길이/L 방향 구 γ 입자 길이)가 0.40 초과인 경우는, 제조 시에 있어서의 변형의 누적이 불충분하여, 제조 후의 열연 강판에 있어서 원하는 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다. L 방향 구 γ 입자 길이와 C 방향 구 γ 입자 길이의 비(C 방향 구 γ 입자 길이/L 방향 구 γ 입자 길이)가 0.03 미만인 경우, L 방향으로 크게 신장된 구 오스테나이트 입자의 구속에 의해 마르텐사이트 변태의 발생이 곤란해지고, 또한 구 오스테나이트 입자 내에 있어서 L 방향을 분단하도록 라스가 생성되어 L 방향으로 미세한 마르텐사이트가 생성되는 것이 곤란해진다. 또한, 구 오스테나이트 입계의 형상이 복잡화되므로, 제조 후의 열연 강판에 있어서 원하는 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다.

L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 L 방향 구 γ 입자 길이와, C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 C 방향 구 γ 입자 길이의 비는, 이하의 방법에 의해 측정한다.

열연 강판의 판 두께의 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 판 폭 방향에 수직인 단면(L 단면), 및 압연 방향에 수직인 단면(C 단면) 각각이 관찰면이 되도록, 광학 현미경 시험편을 2개 채취한다. L 단면 관찰용의 시료 및 C 단면 관찰용의 시료의 양쪽에 대해, 경면 연마한 후에, 관찰면을 나이탈액으로 부식시키고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께 방향으로 500㎛, 판 두께 방향과 수직인 방향으로 2000㎛의 시야를 촬영한다. L 단면 관찰용의 시료의 촬영 사진으로부터, L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이(L 방향 구 γ 입자 길이)를 측정하고, C 단면 관찰용의 시료의 촬영 사진으로부터, C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이(C 방향 구 γ 입자 길이)를 측정한다. 단, 각 촬영 사진에 있어서 각 100개의 결정립으로 측정하고, 평균함으로써, L 방향 구 γ 입자 길이 및 C 방향 구 γ 입자 길이를 측정한다. 또한, 결정립을 관찰하기 쉽게 하기 위해, 각 단면에 있어서 측정은 인접하는 500㎛×500㎛의 시야를 4 시야 측정하고, 그것들을 연결시킴으로써, 500㎛×2000㎛의 시야를 관찰하면 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상기한 화학 성분 및 금속 조직을 갖는다. 인장 강도가 1180㎫ 이상이면, 본 실시 형태에 관한 열연 강판을 자동차의 구조 부품, 골격, 트럭 프레임 등에 적용한 경우에, 요망되는 강도를 확보한 채 판 두께를 얇게 할 수 있어, 자동차의 연비 향상에 공헌할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 자동차의 구조용 강판으로서, 1.0㎜ 이상 3.6㎜ 이하로 해도 된다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법은, 상술한 화학 성분을 갖는 강 소재를 가열하는 가열 공정(a)과, 가열 후의 강 소재를 마무리 압연하는 마무리 압연 공정(b)과, 마무리 압연 후에 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정(c)과, 냉각 후, 권취 온도 300℃ 이하에서 권취하는 권취 공정(d)을 갖고 있다. 또한, 가열 공정(a)과 마무리 압연 공정(b) 사이에 조압연 공정을 가져도 된다. 이하, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다.

(a) 가열 공정

가열 공정에서는, 상기한 화학 성분으로 이루어지는 강 소재를 1200℃ 이상 1350℃ 이하로 가열한다. 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 화학 성분을 갖는 용강을, 전로 등에서 용제하고, 연속 주조 등의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용의 방법을 적용할 수 있다. 또한, 조괴-분괴 방법을 사용해도 된다.

슬래브 등의 강 소재 중에서는, Ti 등의 탄질화물 형성 원소의 대부분이, 강 소재 중에 불균일한 분포로, 조대한 탄질화물로서 존재하고 있다. 불균일한 분포로 존재하는 조대한 석출물(탄질화물)은, 열연 강판의 여러 특성(예를 들어, 인장 강도, 인성, 구멍 확장 가공성 등)을 떨어뜨린다. 그 때문에, 열간 압연 전의 강 소재를 가열하여, 조대한 석출물을 고용시킨다. 이 조대한 석출물을 열간 압연 전에 충분히 고용시키기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 단, 강 소재의 가열 온도가 지나치게 높아지면, 표면 흠집의 발생이나, 스케일 오프에 의한 수율 저하를 야기하므로, 강 소재의 가열 온도는 1350℃ 이하로 한다.

강 소재를 1200℃ 이상의 가열 온도로 가열하여 소정 시간 유지하지만, 유지 시간이 4800초를 초과하면, 스케일 발생량이 증대되는 결과, 계속되는 마무리 압연 공정에 있어서 스케일 물림 등이 발생하기 쉬워져, 열연 강판의 표면 품질이 떨어지는 경우가 있다. 따라서, 1200℃ 이상의 온도 영역에 있어서의 강 소재의 유지 시간은, 4800초 이하로 하는 것이 바람직하다.

조압연 공정

가열 공정과 마무리 압연 공정 사이에서, 강 소재에 대해 조압연을 행해도 된다. 조압연은, 원하는 시트바 치수를 얻을 수 있으면 되며, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.

(b) 마무리 압연 공정

가열 공정에 있어서 가열한 강 소재 또는 조압연을 행한 후의 강 소재에 대해 마무리 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연 전, 혹은 마무리 압연의 압연 스탠드 사이의 압연 도중에, 디스케일링을 행하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 공정에서는, 가열 후 또는 조압연 후의 강 소재를 복수의 압연 스탠드에 연속하여 통과시켜 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연 공정에서는, 800℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 누적 압하율 70％ 이상으로 압연을 행한다. 최종 압연 스탠드 출구측 온도는 800℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 또한, 각 압연 스탠드에 있어서는, 하기 식 (1)에 의해 정하는 A값이 0.05≤A≤23.0을 만족시키도록 압연한다. 또한, 각 압연 스탠드 사이의 패스 시간은 0.2초 이상 10.0초 이하로 한다. 하기 식 (1)에 있어서의 n은 각 압연 스탠드에 있어서의 롤 회전 속도(rpm)이고, r은 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율(％)이고, H는 각 압연 스탠드에 있어서의 압연 입구측 판 두께(㎜)이다. 이하, 마무리 압연 공정의 한정 이유를 설명한다.

(마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상)

마무리 압연에서는, 가열 후의 강 소재를 복수의 압연 스탠드에 연속하여 통과시켜 압연을 행하지만, 마무리 압연의 개시 온도는 800℃ 이상으로 한다. 마무리 압연 개시 온도가 800℃ 미만이면, 복수의 압연 스탠드의 일부(특히 전반의 압연 스탠드)에 있어서의 압연이 페라이트+오스테나이트의 2상 영역 온도에서 행해지고, 마무리 압연 후에 가공 조직이 잔존하여 열연 강판의 강도 및 인성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연 개시 온도는 800℃ 이상으로 한다. 마무리 압연 개시 온도는, 강판이 최초에 통과하는 압연 스탠드의 입구측 온도이고, 또한 강판의 표면 온도이다. 또한, 마무리 압연 개시 온도를 800℃ 이상으로 함과 함께, 다음으로 설명하는 바와 같이 최종 압연 스탠드 출구측 온도를 800℃ 이상 950℃ 이하로 규정함으로써, 모든 압연 스탠드에 있어서 800℃ 이상의 온도 영역에서 압연이 행해지게 된다. 또한, 마무리 압연 개시 온도의 상한은, 오스테나이트의 조대화를 억제하기 위해, 1100℃로 하면 된다.

(최종 압연 스탠드 출구측 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하)

마무리 압연 종료 온도인 최종 압연 스탠드의 출구측 온도가 800℃ 미만이면, 압연이 페라이트+오스테나이트의 2상 영역 온도에서 행해지므로, 압연 후에 가공 조직이 잔존하여 열연 강판의 강도 및 인성이 저하된다. 한편, 본 실시 형태에 관한 화학 성분을 갖는 강 소재에 있어서는, 미재결정 오스테나이트 영역은 대략 950℃ 이하의 온도 영역이다. 따라서, 최종 압연 스탠드의 출구측 온도가 950℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 성장하여, 냉각 후에 얻어지는 열연 강판의 마르텐사이트 입자 길이가 커진다. 그 결과, 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해져, 열연 강판의 강도 및 인성이 저하된다. 따라서, 최종 압연 스탠드 출구측 온도는 800℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 또한, 여기서 말하는 온도란, 강판의 표면 온도를 나타내는 것으로 한다.

(800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율: 70％ 이상)

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 화학 성분을 갖는 강 소재에서는, 미재결정 오스테나이트 영역은 대략 950℃ 이하의 온도 영역이므로, 최종 압연 스탠드의 출구측 온도를 950℃ 이하로 한다. 마무리 압연 개시 온도로부터 최종 압연 스탠드의 출구측 온도의 온도 영역(800℃ 이상 950℃ 이하)에 있어서의 마무리 압연의 누적 압하율이 70％ 미만인 경우, 미재결정 오스테나이트 중에 도입되는 전위 밀도가 작아진다. 미재결정 오스테나이트 중에 도입되는 전위 밀도가 작아지면, 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해져, 열연 강판의 강도 및 인성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연에 있어서의 복수의 압연 스탠드에 의한 800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율을 70％ 이상으로 한다. 그러나 800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 97％를 초과하면, 강판의 형상이 열화되는 경우가 있으므로, 상기 온도 영역에 있어서의 누적 압하율은 97％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 800℃ 이상 950℃ 이하에 있어서의 누적 압하율이란, 이 온도 영역에서의 합계 압하량(이 온도 영역의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께와 이 온도 영역의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다.

(각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간: 0.2초 이상 10.0초 이하)

마무리 압연 공정에서는, 가열 후의 강 소재를 복수의 압연 스탠드에 연속하여 통과시킴으로써 압연을 행한다. 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간이 10.0초를 초과하면, 패스간의 회복 및 재결정이 진행되고, 변형의 누적이 곤란해져, 원하는 조직을 얻을 수 없다. 패스간 시간은 짧은 것이 바람직하지만, 패스간 시간의 단축에는, 압연 스탠드의 설치 공간이나 압연 속도의 점에서 제약이 있으므로, 0.2초 이상으로 한다.

(각 압연 스탠드에 있어서의 A값: 0.05≤A≤23.0)

상기 식 (1)에서 정하는 A값은, 압연 조건에 기초하여 산출되는 값이며, 이에 의해 전위 밀도의 대소 관계를 나타낼 수 있다. A값이 높아질수록 오스테나이트 중에 도입되는 전위 밀도도 커지지만, A값이 23.0을 초과하면, 가공 발열량이 현저해짐으로써 강편의 온도가 높아져, 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간이 0.2초 이상 10.0초 이하여도 변형의 누적이 곤란해진다. 한편, A값이 0.05 미만이 되면, 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간이 0.2초 이상 10.0초 이하여도, 오스테나이트 중에 도입되는 전위 밀도가 작아진다. 그 결과, 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해져, 열연 강판의 강도 및 인성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연의 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간을 0.2초 이상 10.0초 이하로 하고, 또한 각 압연 스탠드에 있어서 0.05≤A≤23.0이 되도록 압연하는 것이 바람직하다. A값의 더 바람직한 범위는, 0.20 이상, 20.0 이하이다. 또한, 최종 스탠드에 있어서의 A값을 10.0 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(c) 냉각 공정

냉각 공정에서는, 마무리 압연 완료로부터 10.0초 이내에 냉각을 개시하고, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

본 실시 형태에서는, 마무리 압연 설비의 후단에 냉각 설비를 설치하고, 이 냉각 설비에 대해 마무리 압연 후의 강판을 통과시키면서 냉각을 행한다. 냉각 설비는, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 강판을 냉각 가능한 설비가 바람직하다. 그러한 냉각 설비로서 예를 들어, 냉각 매체로서 물을 사용한 수랭 설비를 예시할 수 있다.

냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 강판의 온도 강하 폭을, 냉각 개시 시부터 냉각 종료 시까지의 소요 시간으로 나눈 값으로 한다. 냉각 개시 시란, 냉각 설비에 대한 강판의 도입 시로 하고, 냉각 종료 시란, 냉각 설비로부터의 강판의 도출 시로 한다.

또한, 냉각 설비에는, 도중에 공랭 구간이 없는 설비나, 도중에 하나 이상의 공랭 구간을 갖는 설비가 있다. 본 실시 형태에서는, 어느 냉각 설비를 사용해도 된다. 공랭 구간을 갖는 냉각 설비를 사용하는 경우라도, 냉각 개시로부터 냉각 종료까지의 평균 냉각 속도가 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상이면 된다.

이하, 냉각 조건의 한정 이유를 설명한다. 또한, 냉각 정지 온도는 300℃ 이하이고, 이 조건에 대해서는 권취 공정에서 설명한다.

(냉각 개시 시간: 마무리 압연 후 10.0초 이내)

마무리 압연 후, 즉시 냉각을 개시한다. 더 구체적으로는, 마무리 압연 후 10.0초 이내, 보다 바람직하게는 5.0초 이내, 더욱 바람직하게는 1.0초 이내에 냉각을 개시한다. 냉각 개시 시간이 지연되면, 재결정이 진행되고, 변형이 해방된 상태에서 냉각이 행해져, 원하는 조직을 얻을 수 없다.

(평균 냉각 속도: 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상)

평균 냉각 속도는, 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상으로 한다. 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 미만의 평균 냉각 속도로 냉각을 행하면, 베이나이트나 페라이트가 형성되기 쉬워져, 마르텐사이트의 체적 분율이 작아진다. 본 실시 형태에 있어서의 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s)는, 냉각 후의 금속 조직의 마르텐사이트 분율이 90％ 이상이 되는 최소의 냉각 속도이다. 구체적으로는, 본 실시 형태에 있어서의 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s)는, 하기 식 (2) 및 (3)에 의해 산출된다. 단, 하기 식 (3)에 있어서의 원소 기호는, 당해 원소의 함유량(질량％)이다. 또한, Ni, Mo를 함유하지 않는 경우는 Ni, Mo의 항에 0질량％를 대입한다. 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 냉각은, 냉각 정지 온도가 될 때까지 행하는 것이 좋다.

(d) 권취 공정

상기 냉각 공정에 있어서 냉각 정지 온도까지 냉각된 강판은, 300℃ 이하에서 권취한다. 냉각 후에 즉시 강판의 권취가 행해지므로, 권취 온도는 냉각 정지 온도와 거의 동등하다. 권취 온도가 300℃를 초과하면, 폴리고날 페라이트 혹은 베이나이트가 생성되므로 강도가 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도가 되는 권취 온도는 300℃ 이하로 한다.

또한, 권취 후, 열연 강판에는 통상법에 따라서, 조질 압연을 실시해도 되고, 또한 산세를 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 된다. 혹은 추가로, 용융 아연 도금, 전기 아연 도금 등의 도금 처리나, 화성 처리를 실시해도 된다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 성분의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 하였다. 또한, 표 1, 표 2A, 표 2B 중의 「임계 냉각 속도(℃/s)」는 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s)이며, 하기 식 (2) 및 (3)에 의해 산출된다. 단, 하기 식 (3)에 있어서의 원소 기호는, 당해 원소의 함유량(질량％)이다. Ni, Mo를 함유하지 않는 경우는 Ni, Mo의 항에 0질량％를 대입하였다.

이어서, 이들 강 소재를, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 조건에서 가열하고, 조압연을 행한 후, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 조건에서 마무리 압연(총 7 패스, 압연 스탠드 F1∼F7)을 행하였다. 마무리 압연 개시 온도는 모든 강 소재에 있어서 800℃ 이상으로 하였다. 마무리 압연 종료 후, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 조건에서 냉각하고, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 권취 온도까지 냉각하여 권취하여, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 판 두께의 열연 강판을 얻었다.

표 2A 및 표 2B 중의 누적 압하율이란, 마무리 압연의 압연 스탠드 F1∼F7에 있어서의 800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율을 나타낸다. 또한, 「A」란 상기 식 (1)에 의해 계산된 각 패스에 있어서의 A값이고, 「P/s」는 패스간 시간(초)이다. 예를 들어, F1의 란에 기재된 「P/s」는, 압연 스탠드 F1과 압연 스탠드 F2 사이의 패스간 시간을 나타낸다.

마무리 압연 후의 냉각은 수랭에 의한 것으로 하고, 도중에 공랭 구간을 갖지 않는 수랭 설비에 강판을 통과시킴으로써 행하였다. 표 2A 및 표 2B 중의 냉각 속도는, 수랭 설비 도입 시로부터 수랭 설비 도출 시에 이르기까지의 강판의 온도 강하 폭을, 수랭 설비에 대한 강판의 소요 통과 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 각 시험의 결과는 표 2C 및 표 2D 중에 나타냈다. 또한, 표 2C 및 표 2D 중의 금속 조직란의 M상이란 마르텐사이트의 체적 분율을, 잔부 조직이란 베이나이트, 또는 페라이트, 혹은 그 양쪽의 체적 분율을 나타낸다. 또한, 조직 관찰 방법 및 각종 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

조직 관찰: 금속 조직의 체적 분율

열연 강판의 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록, 주사형 전자 현미경 시험편을 채취하였다. 관찰면을 경면 연마하여, 3％ 나이탈액으로 부식시키고, 주사형 전자 현미경을 사용하여, 2000배의 배율로 3 시야 촬영하였다. 측정 시야는 500㎛×500㎛로 하였다. 그 후, 화상 처리를 행하여, 금속 조직의 종류, 각 상 및 금속 조직의 면적 분율을 측정하였다. 얻어진 각 금속 조직의 면적 분율을, 각 조직의 체적 분율로 하였다.

조직 관찰: 결정립의 평균 길이(L 방향 입자 길이 및 C 방향 입자 길이)

열연 강판의 판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 압연 방향 및 판 폭 방향에 평행한 단면이 관찰면이 되도록, 후방 산란 전자 회절(EBSP)용 시험편을 채취하였다. 관찰면을 연마 후, 전해 연마로 조직을 현출시키고, 후방 산란 전자 회절 장치(EBSP 장치)를 사용하여, 8000배의 배율로 3 시야 촬영하였다. 측정 시야는 500㎛×500㎛로 하였다. 그 후, EBSP 측정 데이터 해석 소프트웨어를 사용하여, 인접하는 입자의 방위 차가 5° 이상인 것을 하나의 결정립이라고 정의하고, 절편법에 의해 입자 길이를 구하였다.

절편법에서는, L 방향 및 C 방향 각각에 평행한 방향으로, 전체 길이 100㎛의 선분을 화상 상에 133개 긋고, 각 직선을 가로지르는 결정립의 수로부터 L/n을 구하여, 그것들의 평균값을 L 방향 및 C 방향 각각의 결정립의 평균 입자 길이로 하였다.

L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 L 방향 구 γ 입자 길이와, C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이인 C 방향 구 γ 입자 길이의 비는, 이하의 방법에 의해 측정하였다.

먼저, 열연 강판의 판 두께의 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치로부터, 판 폭 방향에 수직인 단면(L 단면), 및 압연 방향에 수직인 단면(C 단면) 각각이 관찰면이 되도록, 광학 현미경 시험편을 2개 채취하였다. L 단면 관찰용의 시료 및 C 단면 관찰용의 시료의 양쪽에 대해, 경면 연마한 후에, 관찰면을 나이탈액으로 부식시키고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께 방향으로 500㎛, 판 두께 방향과 수직인 방향으로 2000㎛의 시야를 촬영하였다. L 단면 관찰용의 시료의 촬영 사진으로부터, L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이(L 방향 구 γ 입자 길이)를 측정하고, C 단면 관찰용의 시료의 촬영 사진으로부터, C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이(C 방향 구 γ 입자 길이)를 측정하였다. 단, 각 촬영 사진에 있어서 각 100개의 결정립으로 측정하고, 평균함으로써, L 방향 구 γ 입자 길이 및 C 방향 구 γ 입자 길이를 측정하였다. 또한, 관찰 사진은, 각 단면에 있어서, 인접하는 500㎛×500㎛의 시야를 4 시야 측정하고, 그것들을 연결시킴으로써, 500㎛×2000㎛의 시야를 관찰하였다.

인장 시험

열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 평행한 방향이 되도록 JIS 5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011의 규정에 준거하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS)를 구하였다.

인장 강도가 1180㎫ 이상인 경우를, 본 발명에서 요망되는 강도를 갖는다고 하여 합격이라고 판정하였다. 인장 강도가 1180㎫ 미만인 경우를, 본 발명에서 요망되는 강도를 갖지 않는다고 하여 불합격이라고 판정하였다.

샤르피 충격 시험

열연 강판으로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향과 평행한 방향(L 방향) 및 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)이 되도록, 두께 2.5㎜의 서브 사이즈 시험편(V 노치)을 각각 채취하고, JIS Z 2242:2005의 규정에 준거하여, 실온으로부터 -198℃에서 샤르피 충격 시험을 행하고, L 방향 및 C 방향 각각의 연성-취성 천이 온도(DBTT: ductile-brittle transition temperature)를 구하였다. 여기서, 시험편의 판 두께는, 열연 강판을 양면 연삭으로 판 두께를 2.5㎜로 하여 시험편을 제작하였다. 표 2C 및 표 2D 중에는, L 방향 및 C 방향의 연성-취성 천이 온도를 각각 「천이 온도(L)」 및 「천이 온도(C)」로 나타낸다.

L 방향 및 C 방향의 연성-취성 천이 온도가 -60℃ 이하인 경우를, 인성 및 인성의 등방성이 우수하다고 판정하였다.

[표 1]

[표 2A]

[표 2B]

[표 2C]

[표 2D]

표 2C 및 표 2D에 나타내는 실시예에서는, 모두 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하였으므로, 마르텐사이트를 체적％로 90％ 이상 포함하고 있다. 잔부는, 베이나이트 또는 페라이트 중 한쪽 또는 양쪽이다. 단, No.27에 대해서는 후술하는 바와 같이, 마르텐사이트가 충분히 생성되지 않고, 베이나이트가 많이 생성되어 있다.

또한, 표 2C 및 표 2D에 나타내는 바와 같이, 실시예의 열연 강판은, 원하는 인장 강도(1180㎫ 이상)와, 우수한 인성(L 방향, C 방향 모두 연성-취성 천이 온도-60℃ 이하)을 겸비한 열연 강판으로 되어 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예의 열연 강판은, 소정의 인장 강도가 확보되어 있지 않거나, 충분한 인성이 확보되어 있지 않다.

No.6은, 최종 압연 스탠드 출구측 온도가 980℃로 되어 있으므로, 변형의 누적이 발생하지 않고, 오스테나이트의 조대화가 발생하였으므로, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인장 강도 및 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.13은, 압연 스탠드 F1과 압연 스탠드 F2 사이의 패스간 시간이 길기 때문에, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인장 강도 및 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.16은, 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 70％ 미만으로 되어 있어, 충분한 변형의 누적을 할 수 없으므로, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인장 강도 및 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.18은, 1 패스째의 압연(F1)에 있어서, A값이 0.05 미만이었으므로, 압연 시, 오스테나이트 중에 도입되는 전위 밀도가 저하되어, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.20은, 마무리 압연 후, 냉각 개시까지의 시간이 길기 때문에, 오스테나이트에 도입된 변형이 해방되어, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.23은, 압연 스탠드 F1과 압연 스탠드 F2 사이의 패스간 시간이 길었기 때문에, 오스테나이트에 도입된 변형이 해방되어, 충분히 미세화된 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없어, 인성이 부족한 예로 되어 있다.

No.27은, 마르텐사이트 임계 속도 V(℃/s) 이상의 냉각 속도로 냉각하였지만, 냉각 정지 온도인 권취 온도가 300℃를 초과하였으므로, 마르텐사이트가 충분히 생성되지 않아, 인장 강도가 부족한 예로 되어 있다.

No.31은, 7 패스째의 압연(F7)에 있어서 A값이 23.0을 초과하고 있고, 큰 가공 발열이 발생함으로써 최종 압연 스탠드 출구측 온도가 높아져, 냉각 개시까지 일부의 변형이 해방되었으므로, 인장 강도가 부족한 예로 되어 있다.

No.35는, 강 중의 C 함유량이 소정의 성분 범위보다 낮으므로, 인장 강도가 부족한 예로 되어 있다.

No.36은, 강 중의 Ti 함유량이 소정의 성분 범위보다 높아, 조대한 TiC나 TiN과 같은 석출물이 발생하였으므로, 인성이 부족한 예로 되어 있다.

Claims

화학 성분이, 질량％로,
C: 0.06％ 이상 0.20％ 이하,
Si: 1.0％ 이하,
Mn: 1.5％ 초과 3.5％ 이하,
P: 0.040％ 이하,
S: 0.004％ 이하,
Al: 0.10％ 이하,
N: 0.004％ 이하,
Ti: 0.04％ 이상 0.20％ 이하,
Nb: 0％ 이상 0.04％ 이하,
Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하,
Cu: 0％ 이상 0.5％ 이하,
Ni: 0％ 이상 0.5％ 이하,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치에 있어서의 금속 조직이, 90체적％ 이상의 마르텐사이트와, 0체적％ 이상 10체적％ 이하의 잔부 조직으로 이루어지고, 상기 잔부 조직이 베이나이트 또는 페라이트 중 한쪽 또는 양쪽이고, 압연 방향에 대해 평행한 방향인 L 방향의 결정립의 평균 길이가 0.2㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 판 폭 방향에 대해 평행한 방향인 C 방향의 결정립의 평균 길이가 0.1㎛ 이상 5.0㎛ 이하이고, 또한 상기 L 방향의 결정립의 평균 길이인 L 방향 입자 길이와 상기 C 방향의 결정립의 평균 길이인 C 방향 입자 길이의 비가 0.2≤C 방향 입자 길이/L 방향 입자 길이≤5.0이고,
인장 강도가 1180㎫ 이상인, 열연 강판.
제1항에 있어서,
판 두께 1/4 깊이의 위치 또한 판 폭 중앙 위치에 있어서의 상기 금속 조직에 있어서, 상기 L 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이를 L 방향 구 γ 입자 길이로 하고, 상기 C 방향의 구 오스테나이트 입자의 평균 길이를 C 방향 구 γ 입자 길이로 하였을 때, 상기 L 방향 구 γ 입자 길이와 상기 C 방향 구 γ 입자 길이의 비가 0.03≤C 방향 구 γ 입자 길이/L 방향 구 γ 입자 길이≤0.40인, 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
Nb: 0.01％ 이상 0.04％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상 1.0％ 이하,
Cu: 0.01％ 이상 0.5％ 이하,
Ni: 0.01％ 이상 0.5％ 이하,
중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 열연 강판.
이하의 (a)∼(d)의 공정을 갖는, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법.
(a) 제1항에 기재된 화학 성분으로 이루어지는 강 소재를 1200℃ 이상 1350℃ 이하로 가열하는 가열 공정;
(b) 가열 후의 상기 강 소재를 복수의 압연 스탠드에 연속하여 통과시켜 압연을 행하는 마무리 압연 공정이며, 마무리 압연 개시 온도를 800℃ 이상으로 하고, 상기한 각 압연 스탠드에 있어서 하기 식 (1)에 의해 정하는 A값이 0.05≤A≤23.0을 만족시키도록 압연함과 함께, 각 압연 스탠드 사이의 패스간 시간을 0.2초 이상 10.0초 이하로 하고, 또한 최종 압연 스탠드 출구측 온도를 800℃ 이상 950℃ 이하, 그리고 800℃ 이상 950℃ 이하에서의 누적 압하율을 70％ 이상으로 하는 마무리 압연 공정;
(c) 마무리 압연 후의 10.0초 이내에 냉각을 개시하고, 또한 하기 식 (2) 및 하기 식 (3)에 의해 정하는 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 V(℃/s) 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정; 및
(d) 냉각 후, 권취 온도 300℃ 이하에서 권취하는 권취 공정,
[수학식 1]

단, 상기 식 (1)에 있어서의 n은 rpm에 의한 롤 회전 속도이고, r은 ％에 의한 압하율이고, H는 ㎜에 의한 압연 입구측 판 두께이고, 상기 식 (3)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Mo는 각 원소의 질량％에 의한 함유량이고, Ni, Mo를 함유하지 않는 경우는 Ni, Mo의 항에 0질량％를 대입함.