KR102386788B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102386788B1
KR102386788B1 KR1020207001504A KR20207001504A KR102386788B1 KR 102386788 B1 KR102386788 B1 KR 102386788B1 KR 1020207001504 A KR1020207001504 A KR 1020207001504A KR 20207001504 A KR20207001504 A KR 20207001504A KR 102386788 B1 KR102386788 B1 KR 102386788B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
rolling
steel sheet
ferrite
hot
Prior art date
Application number
KR1020207001504A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20200019966A (ko
Inventor
다케시 도요다
데츠야 히라시마
리키 오카모토
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20200019966A publication Critical patent/KR20200019966A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102386788B1 publication Critical patent/KR102386788B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

소정의 조성을 갖고, 면적 분율로 마르텐사이트상의 조직 분율 10 내지 40％, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직을 포함하고, 페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과의 열연 강판이 제공된다. 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 80％ 이상이고, 또한 그것들의 압연 온도의 평균값이 800 내지 950℃인 공정 및 강판을 강제 냉각하고 이어서 권취하는 공정이며, 강제 냉각이 압연 종료 후 1.5초 이내로 개시되어, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600 내지 750℃까지 냉각하고, 3초 이상 10초 이하 자연 방랭하고, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 것을 포함하는 공정을 포함하는 열연 강판의 제조 방법이 또한 제공된다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근년, 자동차의 연비 및 충돌 안전성의 향상을 목적으로, 고강도 강판의 적용에 의한 차체 경량화가 한창 몰두되고 있다. 고강도 강판의 적용 시에는 프레스 성형성을 확보하는 것이 중요해진다. 복합 조직(Dual Phase) 강판(이하 DP 강판)은, 연질의 페라이트상과 경질의 마르텐사이트상의 복합 조직으로 구성되어 있고, 양호한 프레스 성형성을 갖는 것이 일반적으로 알려져 있다. 그러나, DP 강판은, 현저하게 경도가 상이한 양쪽 상의 계면으로부터 보이드가 발생하여 균열을 일으키는 경우가 있기 때문에, 구멍 확장성이 떨어진다는 문제가 있고, 서스펜션 부품 등의 높은 구멍 확장성이 요구되는 용도에는 부적합하였다.
특허문헌 1에서는, 페라이트와 그 이외에 마르텐사이트나 베이나이트 등을 포함할 수 있는 열연 강판이며, 한계 구멍 확장률에 의해 평가되는 신장 플랜지 가공성이 개선된 열연 강판이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 2에서는, 신율과 구멍 확장성을 양립하기 위해서, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률 그리고 페라이트 입자의 애스펙트비 및 평균 입경을 제어한 고강도 열연 강판이 제안되어 있다.
일본 특허 제3945367호 공보 일본 특허 공개 제2015-86415호 공보
근년, 자동차의 새로운 경량화 지향, 부품의 복잡화 등을 배경으로 더 높은 구멍 확장성과 인성을 갖는 고강도 열연 강판이 요구되고 있다.
특허문헌 1에서는, Ar3점 내지 「Ar3점+100℃」의 온도 영역의 온도에서 마무리 압연을 행하고, 당해 마무리 압연을 종료한 후 0.5초 이내에 냉각을 개시하여, 마무리 온도로부터 「Ar3점-100℃」까지를 400℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 1에서는, 이렇게 마무리 압연을 종료한 후, 공랭의 시간을 거의 부여하는 일없이 강 냉각을 행함으로써, 페라이트 입자가 극히 세립화함과 함께, 원하는 집합 조직이 형성되고, 면 내 이방성이 작고 가공성이 우수한 열연 강판이 얻어지는 것이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 1에서는, 인성의 향상, 특히 인성 및 구멍 확장성의 향상이라고 하는 관점에서는 반드시 충분한 검토가 이루어지고 있지 않고, 그러므로 당해 특허문헌 1에 기재된 열연 강판에서는, 그 재료 특성에 대하여 여전히 개선의 여지가 있었다.
특허문헌 2에서는, 마무리 압연에 있어서의 최종단의 1개 전의 압연 스탠드에서 오스테나이트 조직을 재결정시키고, 그 후 경 압하에 의한 미량의 변형을 오스테나이트의 입계에 도입하는 것 등에 의해, 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자의 평균 입경과 애스펙트비를 제어하는 것이 기재되고, 최종적으로 신율과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판이 얻어지는 것이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에서는, 인성의 향상, 특히 인성 및 구멍 확장성의 향상이라고 하는 관점에서는 반드시 충분한 검토가 이루어지고 있지 않고, 그러므로 당해 특허문헌 2에 기재된 고강도 열연 강판에서는, 그 재료 특성에 대하여 여전히 개선의 여지가 있었다.
본 발명은 상기의 요구에 대하여 고강도 강에 불가결한 인성을 확보하면서, 가공성을 만족시키는 것이 가능한 구멍 확장성이 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
지금까지도 DP 강판의 재질 개선을 향하여 마르텐사이트와 페라이트의 계면에 발생하는 보이드의 발생을 억제하기 위하여 여러가지 대처가 이루어지고 있다. 또한, 인성을 향상시키기 위하여 입경을 미세하게 하여 균열 전파 경로를 증가시키는 것이 일반적으로 알려져 있지만, DP 강과 같은 복합 조직에 있어서 입경의 효과나 마르텐사이트 및 페라이트의 각 조직에 관한 효과는 명확하게는 되어 있지 않다. 본 발명자들은, 열간 마무리 압연 후의 냉각 중에 생성되는 페라이트의 핵 생성 사이트나 입자 성장 거동에 착안하여, 예의 검토한 결과, 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자의 평균 입경이 재질 개선, 특히 인성과 구멍 확장성의 양쪽 특성의 개선에 중요한 것을 발견하였다. 또한, 마르텐사이트 및 페라이트의 각 조직에 관한 효과로서, 마르텐사이트 입자를 피복함으로써 구멍 확장성을 향상시키고, 또한 그 피복하는 페라이트 입자의 평균 입경을 미세하게 함으로써 인성의 향상에 필요한 균열 전파의 억제를 달성할 수 있는 것을 알 수 있었다. 그러나, 특허문헌 2에 있어서 기재되는 것과 같은 방법, 즉 오스테나이트 조직을 재결정시키고, 그 후 경 압하에 의한 미량의 변형을 오스테나이트의 입계에 도입하는 방법으로는, 페라이트의 형상이나 피복률을 제어할 수 있어도 오스테나이트 입자가 조대하기 때문에, 페라이트 입자도 조대해지는 경향이 있고, 결과적으로 페라이트 입자의 평균 입경을 미세한 레벨까지 저감하는 것이 곤란한 경우가 있었다. 그래서, 본 발명자들은 더 검토하고, 열간 압연으로 오스테나이트의 동적 재결정을 발현시킴으로써, 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하고 또한 오스테나이트 입계에 높은 전위 밀도를 도입할 수 있는 것을 발견하였다. 구체적으로는, 오스테나이트의 동적 재결정을 발현시키기 위해서는 큰 변형을 가할 필요가 있다. 그래서, 마무리 압연 시의 압연 스탠드에 의한 압연에 있어서 오스테나이트의 동적 재결정을 확실하게 발현시키기 위해서, 최종의 복수의 연속하는 압연 스탠드의 각각의 압연 하중을 그것보다 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중 80％ 이상으로 보유 지지하는 것이 중요해진다. 그렇게 함으로써 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하고 또한 오스테나이트 입계에 높은 전위 밀도를 도입할 수 있기 때문에, 이후의 냉각 시에 오스테나이트 입계로부터 핵 생성하는 페라이트의 생성 빈도를 높여서 미세한 페라이트 입자의 생성을 증가시킬 수 있고, 한편으로, 당해 냉각 시에 오스테나이트 입자로부터 변태한 마르텐사이트 입자도 미세화할 수 있다. 또한, 이러한 미세한 마르텐사이트 입자가 마찬가지로 냉각 시에 생성된 상기의 많은 미세 페라이트 입자에 의해 피복되는 것이기 때문에, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률도 현저하게 높이는 것이 가능하게 된다. 이에 의해, 특허문헌 1 및 2에 있어서 반드시 충분한 검토가 되어 있지는 않았던 인성의 열화를 확실하게 방지할 수 있을 뿐 아니라, 인성과 구멍 확장성을 높은 레벨에서 양립시키는 것도 가능하게 된다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이고, 그 요지로 하는 바는 이하와 같다.
(1) 질량％로,
C: 0.02％ 이상, 0.50％ 이하,
Si: 2.0％ 이하,
Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하,
P: 0.1％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
Al: 0.01％ 이상, 1.0％ 이하, 및
N: 0.01％ 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
면적 분율로, 마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상, 40％ 이하, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직을 포함하고,
페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
여기서, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이란, 전체 마르텐사이트 입계 길이를 100으로 한 때, 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분의 길이 비율을 백분율로 표시한 것이다.
(2) 또한, 질량％로,
Nb: 0.001％ 이상, 0.10％ 이하,
Ti: 0.01％ 이상, 0.20％ 이하,
Ca: 0.0005％ 이상, 0.0030％ 이하,
Mo: 0.02％ 이상, 0.5％ 이하, 및
Cr: 0.02％ 이상, 1.0％ 이하
중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 열연 강판.
(3) 상기 페라이트 입자의 평균 입경이 4.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판.
(4) 상기 피복률이 65％ 이상인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.
(5) 상기 마르텐사이트상의 조직 분율이 10％ 이상, 20％ 미만인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 슬래브를 주조하는 공정,
주조된 슬래브를 열간 압연하는 공정이며, 상기 슬래브를 적어도 4개의 연속하는 압연 스탠드를 구비한 압연기를 사용하여 마무리 압연하는 것을 포함하고, 상기 마무리 압연에 있어서의 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중의 80％ 이상이고, 또한 상기 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값이 800℃ 이상, 950℃ 이하인 공정, 및
마무리 압연된 강판을 강제 냉각하고, 이어서 권취하는 공정이며, 상기 강제 냉각이, 상기 마무리 압연 종료 후 1.5초 이내로 개시되어, 상기 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이상, 750℃ 이하까지 냉각하는 1차 냉각, 상기 1차 냉각 후의 강판을 3초 이상, 10초 이하 자연 방랭하는 중간 공랭 및 상기 중간 공랭 후의 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 2차 냉각을 포함하는 공정을
포함하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 열연 강판을 제공 할 수 있기 때문에, 높은 가공을 요하는 프레스 부품에 적합한 열연 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 열연 강판은, 980MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 높은 레벨로 우수한 것이기 때문에, 자동차 등의 차체 재료의 박육화에 의한 차체의 경량화, 부품의 일체 성형화, 가공 공정의 단축이 가능하고, 연비의 향상, 제조 비용의 저감을 도모할 수 있고, 공업적 가치가 높은 것이다.
도 1은, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률을 설명하는 이미지도이다.
<열연 강판>
본 발명은, 열간 마무리 압연 후의 냉각 중에 생성되는 페라이트의 핵 생성 사이트나 입자 성장 거동에 착안하여, 페라이트 입자의 평균 입경과 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자의 비율을 제어함으로써 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 고강도의 열연 강판을 제공하는 것이다. 본 발명의 열연 강판은, 소정의 조성을 갖고, 면적 분율로, 마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상, 40％ 이하, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직을 포함하고, 페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과인 것을 특징으로 하고 있다.
이하에 본 발명의 개개의 구성 요건에 대하여 상세하게 설명한다. 먼저, 본 발명의 성분(조성)의 한정 이유에 대하여 설명한다. 성분 함유량에 대한 ％는 질량％를 의미한다.
[C: 0.02％ 이상, 0.50％ 이하]
C는 강판의 강도를 정하는 중요한 원소이다. 목적으로 하는 강도를 얻기 위해서는 0.02％ 이상 함유할 필요가 있다. 바람직하게는 0.03％ 이상, 보다 바람직하게는 0.04％ 이상으로 한다. 그러나, 0.50％ 초과 함유하고 있으면 인성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.50％로 한다. C 함유량은 0.45％ 이하 또는 0.40％ 이하여도 된다.
[Si: 2.0％ 이하]
Si는 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하지만, 인성 열화를 야기하기 때문에, 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.5％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2％ 이하 또는 1.0％ 이하이다. Si는 함유하지 않아도 되고, 즉 Si 함유량은 0％여도 된다. 예를 들어, Si 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이상 또는 0.20％ 이상이어도 된다.
[Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하]
Mn은 ??칭성 및 고용 강화 원소로서 강도 상승에 유효하다. 목적으로 하는 강도를 얻기 위해서는 0.5％ 이상 필요하다. 바람직하게는 0.6％ 이상이다. 과도하게 첨가하면 구멍 확장성에 유해한 MnS를 생성하기 때문에, 그 상한을 3.0％ 이하로 한다. Mn 함유량은 2.5％ 이하 또는 2.0％ 이하여도 된다.
[P: 0.1％ 이하]
P는 낮을수록 바람직하고, 0.1％ 초과 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미침과 함께, 피로 특성도 저하시키므로, 0.1％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다. P 함유량은 0％여도 되지만, 과잉의 저감은 비용 상승을 초래하므로, 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다.
[S: 0.01％ 이하]
S는 낮을수록 바람직하고, 너무 많으면 인성의 등방성에 유해한 MnS 등의 개재물을 생성시키기 때문에, 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 엄격한 저온 인성이 요구되는 경우에는, 0.006％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은 0％여도 되지만, 과잉의 저감은 비용 상승을 초래하므로, 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다.
[Al: 0.01％ 이상, 1.0％ 이하]
Al은 탈산에 필요한 원소이고, 통상 0.01％ 이상 첨가된다. 예를 들어, Al 함유량은 0.02％ 이상 또는 0.03％ 이상이어도 된다. 그러나, 과잉으로 첨가하면, 클러스터상에 석출한 알루미나를 생성하고, 인성을 열화시키기 때문에, 그 상한은 1.0％로 한다. 예를 들어, Al 함유량은 0.8％ 이하 또는 0.6％ 이하여도 된다.
[N: 0.01％ 이하]
N은 고온에서 조대한 Ti 질화물을 형성하고, 인성을 열화시킨다. 따라서 0.01％ 이하로 한다. 예를 들어, N 함유량은 0.008％ 이하 또는 0.005％ 이하여도 된다. N 함유량은 0％여도 되지만, 과잉의 저감은 비용 상승을 초래하므로, 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 한다.
요구 특성을 만족시키기 위해 필수는 아니지만, 제조 변동을 저감시키거나, 강도를 보다 향상시키기 위해서, 나아가 인성 및/또는 구멍 확장성을 보다 향상시키기 위하여 하기의 원소 중 1종 이상을 첨가해도 된다.
[Nb: 0.001％ 이상, 0.10％ 이하]
Nb는 열연 강판의 결정 입경을 작게 하는 것과, NbC에 의해 강도를 높일 수 있다. Nb의 함유량이 0.001％ 이상에서 그 효과가 얻어진다. 예를 들어, Nb 함유량은 0.01％ 이상 또는 0.02％ 이상이어도 된다. 한편, 0.10％ 초과이면 그 효과는 포화하기 때문에, 그 상한을 0.10％로 한다. 예를 들어, Nb 함유량은 0.08％ 이하 또는 0.06％ 이하여도 된다.
[Ti: 0.01％ 이상, 0.20％ 이하]
Ti는 페라이트를 석출 강화시킴과 함께, 변태 속도를 지연시켜, 제어성이 높아지기 때문에, 목적으로 하는 페라이트 분율을 얻는데 유효한 원소이다. 우수한 인성과 구멍 확장성의 밸런스를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.20％ 초과 첨가하면 TiN을 기인으로 한 개재물이 생성되고, 구멍 확장성이 열화되기 때문에, Ti의 함유량은 0.01％ 이상, 0.20％ 이하로 한다. 예를 들어, Ti 함유량은 0.02％ 이상 또는 0.03％ 이상이어도 되고, 0.15％ 이하 또는 0.10％ 이하여도 된다.
[Ca: 0.0005％ 이상, 0.0030％ 이하]
Ca는 용강의 탈산에 있어서 미세한 산화물을 다수 분산시켜, 조직을 미세화하기에 적합한 원소임과 함께, 용강의 탈황에 있어서 강 중의 S를 구형의 CaS로서 고정하고, MnS 등의 연신 개재물의 생성을 억제하여 구멍 확장성을 향상시키는 원소이다. 이들 효과는 첨가량이 0.0005％로부터 얻어지지만, 0.0030％에서 포화하기 위해서, Ca의 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0030％ 이하로 한다. 예를 들어, Ca 함유량은 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 되고, 0.0025％ 이하이어도 된다.
[Mo: 0.02％ 이상, 0.5％ 이하]
Mo는 페라이트의 석출 강화로서 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02％ 이상의 첨가가 바람직하다. 예를 들어, Mo 함유량은 0.05％ 이상 또는 0.10％ 이상이어도 된다. 단, 다량의 첨가는 슬래브의 균열 감수성이 높아지고 슬래브의 취급이 곤란해지기 때문에, 그 상한을 0.5％로 한다. 예를 들어, Mo 함유량은 0.4％ 이하 또는 0.3％ 이하여도 된다.
[Cr: 0.02％ 이상, 1.0％ 이하]
Cr은 강판 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.02％ 이상의 첨가가 필요하다. 예를 들어, Cr 함유량은 0.05％ 이상 또는 0.10％ 이상이어도 된다. 단, 다량의 첨가는 연성이 저하되기 때문에 상한을 1.0％로 한다. 예를 들어, Cr 함유량은 0.8％ 이하 또는 0.5％ 이하여도 된다.
본 발명의 열연 강판에 있어서, 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 여기서, 불순물이란, 열연 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명의 열연 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 포함하는 것이다. 또한, 불순물이란, 위에서 설명한 성분 이외의 원소이며, 당해 원소 특유의 작용 효과가 본 발명에 관한 열연 강판의 특성에 영향을 미치지 않는 레벨에서 당해 열연 강판 중에 포함되는 원소도 포함하는 것이다.
이어서, 본 발명의 열연 강판의 결정 조직에 대하여 설명한다.
[마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상, 40％ 이하, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직]
본 발명의 열연 강판은, 마르텐사이트상과 페라이트상의 2상 조직을 포함한다. 여기서, 본 발명에 있어서 「2상 조직」이란, 마르텐사이트상과 페라이트상의 합계가 면적률로 90％ 이상인 조직을 말하는 것이다. 잔부에 대해서는, 펄라이트나 베이나이트를 함유하고 있어도 된다.
상기의 2상 조직을 포함하는 강판에서는, 연질로 신율이 우수한 페라이트 중에 마르텐사이트의 경질 조직이 분산되어 있고, 그것에 의하여 고강도이면서 높은 신율을 실현하고 있다. 그러나, 이러한 강판에서는, 경질 조직 근방에 높은 변형이 집중되고, 균열 전파 속도가 빨라지기 때문에 구멍 확장성이 낮아진다고 하는 결점이 있다. 그 때문에, 페라이트와 마르텐사이트의 상 분율이나 마르텐사이트 입자의 사이즈에 관한 검토는 많이 되고 있지만, 페라이트 입자의 사이즈나 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자의 배열을 적극적으로 제어하여 강판의 재질 개선의 가능성을 검토한 예는 거의 없다. 본 발명은, 마르텐사이트상과 페라이트상으로 이루어지는 2상 조직에 있어서 페라이트 입자의 평균 입경과 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자의 배열을 적절하게 제어함으로써, 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 고강도의 열연 강판을 제공하는 것이다. 본 발명에 따르면, 당해 열연 강판은, 강판 조직의 면적 분율로 마르텐사이트상을 10％ 이상, 40％ 이하 함유하고, 페라이트상을 60％ 이상 함유할 필요가 있다. 예를 들어, 마르텐사이트상은, 면적 분율로 12％ 이상 또는 14％ 이상이어도 되고, 35％ 이하 또는 30％ 이하여도 된다. 또한, 페라이트상은, 면적 분율로 70％ 이상 또는 80％ 초과여도 되고, 그 상한은 90％ 이하이고, 또는 85％ 이하여도 된다. 특히 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 마르텐사이트상의 분율은 10％ 이상, 20％ 미만 또는 18％ 이하이다. 마르텐사이트상의 분율이 10％ 미만이 되면, 페라이트 입자의 평균 입경이 필연적으로 커지고, 인성이 저하된다. 마르텐사이트상의 분율이 40％ 초과로 되면 연성이 모자란 마르텐사이트상이 주체로 되기 때문에 구멍 확장성이 저하된다. 페라이트상의 분율이 60％ 미만이면 페라이트 입자에 의한 변형의 완화가 충분하지 않고, 또한 가공성을 확보할 수 없기 때문에, 인성과 구멍 확장성을 높은 레벨에서 양립시킬 수 없게 된다.
본 발명에 있어서, 페라이트상 및 마르텐사이트상의 조직 분율은 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 열연 강판의 압연 방향으로 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 당해 관찰면을 연마하여 나이탈 및 레페라 등의 시약으로 부식 후, 전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM) 등의 광학 현미경을 사용하여 화상 해석하고, 보다 구체적으로는 판 두께의 1/4 위치의 조직을 1000배의 배율로 광학 현미경으로 관찰하고, 그것을 100×100㎛의 시야에서 화상 해석한다. 10시야 이상에 있어서의 이들의 측정값의 평균이 각각 페라이트상 및 마르텐사이트상의 조직 분율로서 결정된다.
[페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과]
본 발명에 있어서, 가장 중요한 특징의 하나가 페라이트 입자의 배열이다. 본 발명에 있어서 페라이트 입자는 마르텐사이트 입자를 둘러싸는 형태로 배열한다. 도 1은, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률을 설명하는 이미지도이다. 도 1에 도시한 바와 같이, 마르텐사이트 입계 중, 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 부분의 전체 마르텐사이트 입계 길이에 대한 비율을 피복률이라고 정의한다. 본 발명에 있어서, 전체 마르텐사이트 입계 길이와 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 부분의 길이는 광학 현미경을 사용하여 결정되고, 예를 들어 후방 산란 전자 회절상 해석(Electro BackScattering Diffraction: EBSD)을 사용하여 정량적으로 구할 수 있다. 본 발명에 있어서, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률은, 판 두께의 1/4 위치의 조직에 대하여 랜덤하게 100×100㎛의 시야를 선택하고, 10시야 이상에 있어서의 500개 이상의 마르텐사이트 입자에 대하여 EBSD 등의 광학 현미경을 사용하여 전체 마르텐사이트 입계 길이(「페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분에 대응하는 당해 페라이트 입자의 외주 길이의 합계」와 「페라이트 입자에 의해 점유되어 있지 않은 마르텐사이트 입계 부분의 길이」의 합계)와 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 부분의 길이(「페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분에 대응하는 당해 페라이트 입자의 외주 길이의 합계」)를 구함으로써 산출된다. 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％를 초과하면 페라이트의 연결성이 높아지고, 가공 시에 발생하는 보이드의 발생을 억제할 수 있고, 인성과 구멍 확장성이 향상된다. 피복률이 낮으면, 페라이트의 연결성이 낮아지고, 즉 마르텐사이트 입자를 피복하는 페라이트 입자 간에서의 간극이 많아지고, 가공 시에 이러한 간극에 응력이 집중하여 균열을 일으키는 경우가 있기 때문에, 당해 피복률은 보다 높은 값인 것이 바람직하고, 예를 들어 65％ 이상, 68％ 이상, 또는 70％ 이상이어도 된다. 보다 엄격한 가공을 받는 성형에 있어서는 70％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 당해 피복률은 100％여도 되고, 예를 들어 98％ 이하 또는 95％ 이하여도 된다.
[페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하]
한편으로, 피복률을 높게 하기 위하여 페라이트상의 분율을 증가시킬 때, 페라이트 입자의 평균 입경이 커지면 인성이 열위로 된다. 그 때문에, 페라이트 입자의 평균 입경은 5.0㎛ 이하로 할 필요가 있다. 예를 들어, 페라이트 입자의 평균 입경은, 0.5㎛ 이상 또는 1.0㎛ 이상이어도 되고, 및/또는 4.5㎛ 이하, 4.0㎛ 이하, 3.5㎛ 이하 또는 3.0㎛ 이하여도 되고, 바람직하게는 0.5㎛ 이상, 3.0㎛ 이하이다. 따라서, 페라이트 변태의 핵 생성 사이트를 증가시키는 것에 의한 페라이트 입자의 미세화가 중요해진다. 또한, 본 발명에 있어서, 페라이트 입자의 평균 입경은 EBSD를 사용하여 이하와 같이 하여 측정된다. EBSD로서는, 예를 들어 FE-SEM과 EBSD 검출기로 구성된 장치를 사용하여, 판 두께의 1/4 위치의 조직을 1000배의 배율로 관찰하고, 그것을 100×100㎛의 시야에서 화상 해석한다. 이어서, 결정립계의 각도 차가 5° 이상으로 되는 경계를 입계로 하고, 이 입계에 의해 둘러싸인 영역을 결정립으로 하여 페라이트 입자의 입경을 상당하는 원 직경으로 측정하고, 10시야 이상에 있어서의 이들의 측정값의 평균을 페라이트 입자의 평균 입경으로 한다.
본 발명의 열연 강판에 있어서는, 상기한 바와 같이, 페라이트 입자뿐만 아니라 마르텐사이트 입자도 미세화할 수 있다. 마르텐사이트 입자의 평균 입경은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 1.0㎛ 이상, 3.0㎛ 이상 또는 6.0㎛ 이상이어도 되고, 및/또는 20.0㎛ 이하, 18.0㎛ 이하, 15.0㎛ 이하 또는 10.0㎛ 이하여도 된다. 도 1에서는, 마르텐사이트 입자가 페라이트 입자보다도 큰 양태에 대하여 예시되어 있지만, 본 발명의 열연 강판은, 이러한 양태에는 한정되지 않고, 페라이트 입자의 평균 입경이 마르텐사이트 입자의 평균 입경보다도 큰 경우도 포함하는 것이다.
<열연 강판의 제조 방법>
이어서, 본 발명의 열연 강판 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 열연 강판은, 당해 열연 강판과 동일한 조성을 갖는 슬래브를 주조하는 공정, 주조된 슬래브를 열간 압연하는 공정이며, 상기 슬래브를 적어도 4개의 연속하는 압연 스탠드를 구비한 압연기를 사용하여 마무리 압연하는 것을 포함하고, 상기 마무리 압연에 있어서의 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중의 80％ 이상이고, 또한 상기 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값이 800℃ 이상, 950℃ 이하인 공정, 그리고 마무리 압연된 강판을 강제 냉각하고, 이어서 권취하는 공정이며, 상기 강제 냉각이, 상기 마무리 압연 종료 후 1.5초 이내로 개시되어, 상기 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이상, 750℃ 이하까지 냉각하는 1차 냉각, 상기 1차 냉각 후의 강판을 3초 이상, 10초 이하 자연 방랭하는 중간 공랭 및 상기 중간 공랭 후의 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 2차 냉각을 포함하는 공정을 포함하는 방법에 의해 제조할 수 있다.
이러한 제조 방법은, 당업자에게 공지된 여러가지 압연 기술을 사용하여 실시할 수 있고, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 주조로부터 압연까지가 연결되는 엔드리스 압연 등에 의해 실시하는 것이 바람직하다. 엔드리스 압연을 행함으로써 마무리 압연에 있어서 이하에 기술하는 고부하의 압연이 가능하게 된다.
[슬래브의 주조]
슬래브의 주조는, 특정한 방법으로는 한정되지 않는다. 본 발명의 열연 강판에 대하여 위에서 설명한 것과 동일한 조성을 갖는 슬래브가 얻어지도록, 고로나 전로 등에 의한 용제에 계속하여, 각종 2차 정련을 행하고, 화학 조성을 조정하고, 이어서 통상의 연속 주조나 잉곳법에 의해 주조하면 된다. 또한, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조해도 된다. 또한, 주조 슬래브의 원료로서 스크랩을 사용해도 되지만, 화학 조성의 조정이 필요하다.
[열간 압연]
본 발명에 따르면, 주조된 슬래브는 다음에 열간 압연을 실시하고, 당해 열간 압연은, 주조된 슬래브를 적어도 4개의 연속하는 압연 스탠드를 구비한 탠덤 압연기 등의 압연기를 사용하여, 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중의 80％ 이상으로 되도록 마무리 압연하는 것을 포함한다. 슬래브에 대하여, 마무리 압연에 있어서 최종의 3개의 압연 스탠드에서 연속하여 고부하를 가함으로써, 강판 중에 오스테나이트의 동적 재결정을 발현시킬 수 있다. 오스테나이트의 동적 재결정을 발현시킴으로써, 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하고 또한 오스테나이트 입계에 높은 전위 밀도를 도입할 수 있다. 그 결과로서, 이후의 강제 냉각 시에 오스테나이트 입계로부터 핵 생성하는 페라이트의 생성 빈도를 높여서 미세한 페라이트 입자의 생성을 증가시킬 수 있고, 한편으로, 당해 강제 냉각 시에 오스테나이트 입자로부터 변태한 마르텐사이트 입자도 미세화할 수 있다. 또한, 이러한 마르텐사이트 입자가 마찬가지로 강제 냉각 시에 생성된 상기의 많은 미세 페라이트 입자로 피복되기 때문에, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률도 현저하게 높이는 것이 가능하게 된다.
최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중에 대하여 80％ 미만인 경우에는, 압연 스탠드의 압연 패스 간에서 정적 재결정이나 회복이 촉진되어, 동적 재결정에 필요한 변형을 축적할 수 없다. 보다 자세하게 설명하면, 예를 들어 각 압연 스탠드에 있어서 보다 높은 압하율로 열간 압연을 실시했다고 해도, 각 압연 패스 간의 시간이 길어지면, 각 압연 패스에 있어서 도입한 변형이 다음의 압연 패스까지 사이에 회복해 버린다. 그 결과로서, 동적 재결정에 필요한 변형을 축적할 수 없게 된다. 따라서, 열간 압연을 압하율로 제어하는 경우에는, 패스 간 시간을 특정한 짧은 시간으로 엄격하게 제어하는 것이 필요해진다. 또한, 가령 패스 간 시간을 특정한 짧은 시간으로 엄격하게 제어했다고 해도, 최종의 3개의 압연 스탠드 중 어느 1개의 압하율이 낮은 경우에는, 당연히 80％ 이상의 압연 하중을 충족할 수는 없기 때문에, 마찬가지로 동적 재결정에 필요한 변형을 축적할 수 없게 된다. 이것과는 대조적으로, 본 발명의 열연 강판 제조 방법에서는, 열간 압연을 압하율이 아닌 압연 하중으로 제어함으로써, 변형을 확실하게 축적시키는 것이 가능하게 된다. 보다 상세하게는, 변형의 축적에 수반하여, 압연에 요하는 하중은 높아진다. 따라서, 열간 압연을 특정한 압연하중의 범위 내로 제어함으로써, 동적 재결정에 필요한 변형을 확실하게 축적시키고, 또한 그 축적량을 제어하는 것이 가능하게 된다. 압연 하중의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중에 대하여 120％를 초과하면 판 형상의 만들어 넣기가 곤란해지는 것, 압연 패스 간에서의 판 파단이 증가하는 것 등, 제조상의 과제가 많아진다. 따라서, 압연 하중은 80％ 이상, 바람직하게는 85％ 이상이고, 및/또는 120％ 이하, 바람직하게는 100％ 이하이다. 일반적으로는, 보다 후단의 압연 스탠드일수록, 변형의 축적에 미치는 영향이 크다. 따라서, 최종의 3개의 압연 스탠드 중 보다 후단의 압연 스탠드에 있어서 80％ 이상의 압연 하중을 달성할 수 없는 경우에, 페라이트 입자의 평균 입경이 보다 커지고, 당해 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 보다 작아지는 경향이 있다. 또한, 압하율의 관점에서 말하면, 특별히 한정되지 않지만, 본 발명의 방법에 관한 열간 압연은, 최종의 압연 스탠드에 의한 압하율이 일반적으로는 25％ 이상, 바람직하게는 25 내지 40％의 범위 내가 되도록 실시된다.
첨가하여, 마무리 압연 시의 온도(마무리 압연 온도)도 본 발명의 방법에 있어서 중요하고, 구체적으로는 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값이 낮을수록, 상기 강제 냉각 시에 마르텐사이트 입경을 보다 미세하게 하고 또한 입계에 의해 높은 전위 밀도를 도입할 수 있다. 그러나, 이들의 마무리 압연 온도의 평균값이 너무 낮으면 페라이트 변태가 급속하게 진행되고, 마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상을 확보할 수 없게 된다. 한편으로, 이 평균값이 높으면, 오스테나이트 입계의 전위 밀도가 감소하고, 피복률이 저하된다. 이상으로부터, 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값은 800℃ 이상, 950℃ 이하로 한다. 본 발명에 있어서의 최종의 3개의 압연 스탠드에 의한 열간 압연에서는, 압연 하중이 높기 때문에 가공 발열 등에 의해 온도가 상승하는 경우가 있고, 이러한 높은 온도는 동적 재결정의 발현에 있어서는 유리하다. 한편으로, 후단에서 고온이 되면 변형 누적에는 불리해지기 때문에, 최종의 압연 스탠드에 의한 압연 후의 온도(마무리 압연 종료 온도)는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 850℃ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 마무리 압연 종료 온도는, 예를 들어 1000℃ 이하여도 된다.
(조압연)
본 발명의 방법에서는, 예를 들어 판 두께 조정 등을 위해서, 주조된 슬래브에 대하여, 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이러한 조압연은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 주조된 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 필요에 따라 균질화나 Ti 탄질화물 등의 용해를 위하여 재가열하여 실시할 수 있다. 재가열을 행하는 경우, 그 온도가 1200℃ 미만이면 균질화, 용해 모두 불충분해지고, 강도의 저하나 가공성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 한편으로, 재가열의 온도가 1350℃를 초과하면, 제조 비용, 생산성이 저하되는 것, 또한, 초기의 오스테나이트 입경이 커짐으로써 최종적으로 혼립이 되기 쉬워진다. 그래서, 균질화 및/또는 Ti 탄질화물 등의 용해를 위한 재가열 온도는 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1350℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
[강제 냉각·권취]
마무리 압연 종료 후는 빠르게 강제 냉각을 행한 쪽이 좋다. 마무리 압연 종료로부터 강제 냉각 개시까지의 사이는 변형이 회복되고, 입자 성장이 일어남으로써 그 후의 강제 냉각 시의 변태에 의해 생성되는 페라이트 입자, 오스테나이트 입자 모두 조대해지기 쉽다. 또한, 마무리 압연 시의 동적 재결정에 의해 도입한 오스테나이트 입계의 전위 밀도가 감소하기 때문에, 그 후의 강제 냉각 시에 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 저하되는 경우가 있다. 강제 냉각 개시까지의 변형의 회복량은 압연 온도나 압연율에 따라 변화할 수 있지만, 마무리 압연 종료로부터 강제 냉각 개시까지의 시간이 1.5초 이내라면 완전히 회복하는 것을 방지할 수 있다. 압연에 의한 변형을 효율적으로 이용하기 위해서는 1초 이내인 것이 바람직하다. 마무리 압연 종료 후, 1차 냉각으로서 평균 냉각 속도 30℃/초 이상에서 600℃ 이상, 750℃ 이하로 냉각하고, 3초 이상, 10초 이하의 자연 방랭(이하 「중간 공랭」이라고 함)을 행한다. 이 사이에 페라이트 생성이 일어나고, C의 확산에 의해, 오스테나이트로의 C 농화가 일어난다. 이 페라이트의 생성에 의해 연성이 향상되는 데다, 오스테나이트에 농화한 C는 그 후의 강제 냉각에 의해 마르텐사이트의 강도에 기여하기 때문에 중요하다. 평균 냉각 속도가 30℃/초 미만이면, 오스테나이트 입자의 조대화를 야기하고, 중간 공랭 시의 페라이트 변태가 지연되어, 목적으로 하는 페라이트상의 조직 분율이 얻어지지 않게 된다. 중간 공랭 개시 온도가 750℃를 초과하면, 페라이트상의 조직 분율을 충분히 취할 수 없게 되는 데다, 입자가 너무 커져, 최종적인 마르텐사이트 입자도 커지기 쉽다. 중간 공랭 개시 온도가 600℃ 미만 또는 중간 공랭 시간이 3초 미만이면, 소정의 페라이트상의 조직 분율이 얻어지지 않고, 마르텐사이트상의 조직 분율도 높아진다. 한편으로 중간 공랭 시간이 10초를 초과하면 마르텐사이트상의 조직 분율이 낮아진다. 마르텐사이트상의 조직 분율을 확보하는 관점에서는 8초 이하로 하는 것이 바람직하다.
C의 농화한 오스테나이트를 마르텐사이트 변태시키기 위해서는, 중간 공랭 후에 이차 냉각으로서 200℃ 이하까지 냉각한 후, 권취하는 것이 중요하다. 이때의 평균 냉각 속도는 30℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 권취 온도가 200℃를 초과하면, 권취 중에 베이나이트상 및/또는 펄라이트상이 생성되어 신율이 저하됨과 함께, 페라이트상과 마르텐사이트상의 2상 조직이 얻어지지 않게 되는 경우가 있다. 평균 냉각 속도가 30℃/초 미만일 때는 냉각 중에 베이나이트상 및/또는 펄라이트상이 생성되고, 페라이트상과 마르텐사이트상의 2상 조직이 얻어지지 않게 된다.
본 발명의 열연 강판에 대하여 설명한 것과 동일한 조성을 갖는 슬래브를 주조한 후, 필요에 따라 조압연을 실시하고, 이어서 위에서 설명한 바와 같이 마무리 압연, 그 후의 강제 냉각 및 권취 조작을 실시함으로써, 면적 분율로, 마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상, 40％ 이하, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직을 포함하고, 페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과인 열연 강판을 확실하게 제조할 수 있다. 그 때문에, 상기의 제조 방법에 의하면, 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도의 열연 강판을 제공하는 것이 가능하다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 전혀 한정되는 것은 아니다.
[실시예]
표 1에 나타내는 성분 조성을 함유하는 강을 주조로부터 압연까지 연속하고 있는 설비를 사용하여, 슬래브를 주조 후, 조압연 및 마무리 압연을 행하고, 이어서 1차 냉각, 중간 공랭 및 2차 냉각한 후에 권취를 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 제조한 열연 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 성분 조성은, 표 1에 나타내는 강의 성분 조성과 동등하였다.
Figure 112020005030127-pct00001
Figure 112020005030127-pct00002
표 2에는, 사용한 강종 기호와 마무리 압연 조건, 강판의 판 두께를 나타낸다. 표 2에 있어서, 「F3 부하율」, 「F4 부하율」 및 「F5 부하율」은, 5개의 연속하는 마무리 압연 스탠드를 구비한 압연기에 있어서의 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중의, 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중에 대한 비율을 의미하고, 각각 3번째, 4번째 및 최후의 압연 스탠드에 관한 값을 나타내고 있다. 또한, 표 2에 있어서, 「평균 마무리 압연 온도」는 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값, 「냉각 개시」는 마무리 압연을 종료하고 나서 1차 냉각 개시까지의 시간, 「1차 냉각」은 마무리 압연을 종료하고 나서 중간 공랭 개시 온도까지의 평균 냉각 속도, 「중간 온도」는 1차 냉각 후의 중간 공랭 개시 온도, 「중간 시간」은 1차 냉각 후의 중간 공랭 시간, 「2차 냉각」은 중간 공랭 후로부터 권취를 개시할 때까지의 평균 냉각 속도, 「권취 온도」는 2차 냉각 종료 후의 온도이다. 표 2 중에는 나타내고 있지 않지만, 본 발명에 관한 모든 실시예(비교예를 제외함)에 있어서 마무리 압연 종료 온도는 850℃ 이상이었다. 또한, 본 발명에 관한 모든 실시예(비교예를 제외함)에 있어서 최종의 압연 스탠드에 의한 압하율은 25％ 이상이었다.
이와 같이 하여 얻어진 열연 강판에 대하여 광학 현미경을 사용하여 페라이트상 및 마르텐사이트상의 조직 분율, 페라이트 입자의 평균 입경, 그리고 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률을 조사하였다.
피복률은, 판 두께의 1/4 위치의 조직에 대하여 랜덤하게 100×100㎛의 시야를 선택하고, 10시야에 있어서의 500개의 마르텐사이트 입자에 대하여 EBSD를 사용하여 전체 마르텐사이트 입계 길이와 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분의 길이를 구하고, 전체 마르텐사이트 입계 길이를 100으로 한 때의 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분의 길이 비율을 산출하였다.
열연 강판의 페라이트상의 조직 분율 및 페라이트 입자의 평균 입경은, 열연 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 당해 관찰면을 연마하여 나이탈로 부식 후, FE-SEM을 사용해서 100×100㎛의 시야에서 화상 해석함으로써 구하였다. 또한, 마르텐사이트상의 조직 분율은, 마찬가지로 열연 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 당해 관찰면을 연마하여 레페라로 부식 후, FE-SEM을 사용해서 100×100㎛의 시야에서 화상 해석함으로써 구하였다. 보다 구체적으로는, 페라이트 입자의 평균 입경 및 페라이트상과 마르텐사이트상의 조직 분율은, 판 두께의 1/4 위치의 조직을 1000배의 배율로 FE-SEM으로 관찰하고, 그것을 100×100㎛의 시야에서 화상 해석하여 페라이트 입자의 평균 입경 및 페라이트상과 마르텐사이트상의 면적 분율을 측정하고, 10시야에 있어서의 이들의 측정값의 평균을 각각 페라이트 입자의 평균 입경 및 페라이트상과 마르텐사이트상의 조직 분율로 하였다. 또한, 페라이트 입자의 평균 입경은 원 상당 직경으로 산출하였다.
열연 강판의 인장 시험에 있어서, 당해 열연 강판의 압연 폭 방향(C 방향)으로 JIS5호 시험편을 채취하고, 항복 강도: YP(MPa), 인장 강도: TS(MPa) 및 신율: EL(％)을 평가하고, 인장 강도 TS가 980MPa 이상인 경우를 합격으로 하였다.
구멍 확장성은, ISO16630에서 규정하는 방법에 따라서 구멍 확장률: λ(％)를 측정함으로써 평가하였다.
인성은, JISZ2242에서 규정하는 2.5mm 서브 사이즈의 V 노치 시험편으로, 샤르피 충격 시험을 행하고, 연성 취성 천이 온도를 측정함으로써 평가하였다. 구체적으로는, 취성 파면율이 50％로 되는 온도를 연성 취성 천이 온도로 하였다. 또한, 강판의 최종 판 두께가 2.5mm 미만인 것에 대해서는 전체 두께로 측정하였다. 연성 취성 천이 온도가 낮을수록 인성이 향상되고, 본 발명에 있어서는, 연성 취성 천이 온도가 -40℃ 이하인 경우를 인성이 우수하다고 평가할 수 있다.
표 3에 얻어진 열연 강판의 조직과 재질의 평가 결과를 나타낸다. 표 3에 있어서, 「각 조직의 면적률」은 페라이트상, 마르텐사이트상 및 그 밖의 상(주로 베이나이트상)의 면적 분율(조직 분율), 「α 입경」은 페라이트 입자의 평균 입경, 「피복률」은 전체 마르텐사이트 입계 길이를 100으로 한 때, 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분의 길이 비율을 백분율로 표시한 것이다.
Figure 112020005030127-pct00003
본 발명에 있어서 인성과 구멍 확장성에는 상관이 있고, 구멍 확장률 λ가 높을수록, 연성 취성 천이 온도가 낮아지는 경향이 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 어느 쪽이라도 인장 강도 TS에 의존하기 때문에, 본 발명에 있어서는, 하기 식 1을 만족시키는 열연 강판을 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 것으로서 평가하였다.
λ×(연성 취성 천이 온도)/TS≤-3.0 (식 1)
표 3에 나타낸 바와 같이, 실시예의 열연 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, (식 1)을 만족시키고 있는 점에서, 고강도이고 또한 인성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 것을 알 수 있다.
이것과는 대조적으로, 비교예 2에서는, 마무리 압연 온도의 평균값이 낮았기 때문에, 마르텐사이트상의 조직 분율이 10％ 미만으로 되고, 이것에 관련하여 페라이트 입자의 평균 입경이 커지고, 결과적으로 인성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 또한, 비교예 2에서는, 마르텐사이트상의 조직 분율이 낮은 것 외에, 강도 상승에 유효한 C 등의 원소의 함유량이 비교적 적었기 때문에 인장 강도가 980MPa 미만이었다. 비교예 3에서는, 중간 공랭 시간이 짧았기 때문에, 페라이트상의 조직 분율이 60％ 미만 그리고 마르텐사이트상의 조직 분율이 40％ 초과로 되고, 결과적으로 구멍 확장성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가도 불량하였다. 비교예 5에서는, 마무리 압연 온도의 평균값이 높았기 때문에, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 이하로 되고, 결과적으로 (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 비교예 8에서는, 중간 공랭의 개시 온도가 높았기 때문에, 페라이트상의 조직 분율이 60％ 미만으로 되고, 결과적으로 (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 비교예 12에서는, 마무리 압연 종료로부터 강제 냉각 개시까지의 시간이 길었기 때문에, 페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 초과로 되고, 결과적으로 인성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가도 불량하였다. 비교예 14에서는, 중간 공랭 시간이 길었기 때문에, 마르텐사이트상의 조직 분율이 10％ 미만으로 되고, 이것에 관련하여 페라이트 입자의 평균 입경이 커지고, 결과적으로 인성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가도 불량하였다. 비교예 17에서는, 중간 공랭의 개시 온도가 낮았기 때문에, 페라이트상의 조직 분율이 60％ 미만 그리고 마르텐사이트상의 조직 분율이 40％ 초과로 되고, 결과적으로 구멍 확장성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가가 불량하였다.
비교예 20에서는, 마무리 압연 종료 후의 강제 냉각 평균 냉각 속도가 느렸기 때문에, 페라이트상의 조직 분율이 60％ 미만으로 되고, 결과적으로 (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 비교예 23에서는, 중간 공랭 후의 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 느렸기 때문에, 베이나이트상이 많이 생성되어 페라이트상과 마르텐사이트상의 2상 조직으로는 되지 않고, 결과적으로 (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 비교예 24, 27, 29 및 32에서는, 최종의 3개의 압연 스탠드 중 어느 1개의 압연 하중이 그것보다 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중의 80％ 미만이었기 때문에, 동적 재결정에 필요한 변형을 충분히 축적할 수 없었다. 이 때문에, 이들의 비교예에서는, 오스테나이트 결정립의 미세화, 나아가 오스테나이트 입계로부터 핵 생성하는 페라이트의 생성 빈도의 증가에 수반하는 미세 페라이트 입자의 생성을 충분히 달성할 수 없고, 결과적으로 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 저하되고, (식 1)에 의한 평가가 불량하였다. 비교예 30에서는, C 함유량이 너무 높았기 때문에, 인성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가도 불량하였다. 비교예 31에서는, Mn 함유량이 너무 높았기 때문에, 구멍 확장성이 저하되고, (식 1)에 의한 평가가 불량하였다.

Claims (6)

  1. 질량％로,
    C: 0.02％ 이상, 0.50％ 이하,
    Si: 2.0％ 이하,
    Mn: 0.5％ 이상, 3.0％ 이하,
    P: 0.1％ 이하,
    S: 0.01％ 이하,
    Al: 0.01％ 이상, 1.0％ 이하, 및
    N: 0.01％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
    면적 분율로, 마르텐사이트상의 조직 분율 10％ 이상, 40％ 이하, 페라이트상의 조직 분율 60％ 이상의 2상 조직을 포함하고,
    페라이트 입자의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고,
    페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이 60％ 초과인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
    여기서, 페라이트 입자에 의한 마르텐사이트 입자의 피복률이란, 전체 마르텐사이트 입계 길이를 100으로 한 때, 페라이트 입자에 의해 점유되어 있는 마르텐사이트 입계 부분의 길이 비율을 백분율로 표시한 것이다.
  2. 제1항에 있어서, 또한, 질량％로,
    Nb: 0.001％ 이상, 0.10％ 이하,
    Ti: 0.01％ 이상, 0.20％ 이하,
    Ca: 0.0005％ 이상, 0.0030％ 이하,
    Mo: 0.02％ 이상, 0.5％ 이하, 및
    Cr: 0.02％ 이상, 1.0％ 이하
    중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 페라이트 입자의 평균 입경이 4.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 피복률이 65％ 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 마르텐사이트상의 조직 분율이 10％ 이상, 20％ 미만인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 조성을 갖는 슬래브를 주조하는 공정,
    주조된 슬래브를 열간 압연하는 공정이며, 상기 슬래브를 적어도 4개의 연속하는 압연 스탠드를 구비한 압연기를 사용하여 마무리 압연하는 것을 포함하고, 상기 마무리 압연에 있어서의 최종의 3개의 압연 스탠드의 각각의 압연 하중이 1개 전의 압연 스탠드의 압연 하중의 80％ 이상이고, 또한 상기 최종의 3개의 압연 스탠드에 있어서의 마무리 압연 온도의 평균값이 800℃ 이상, 950℃ 이하인 공정, 및
    마무리 압연된 강판을 강제 냉각하고, 이어서 권취하는 공정이며, 상기 강제 냉각이, 상기 마무리 압연 종료 후 1.5초 이내로 개시되어, 상기 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이상, 750℃ 이하까지 냉각하는 1차 냉각, 상기 1차 냉각 후의 강판을 3초 이상, 10초 이하 자연 방랭하는 중간 공랭 및 상기 중간 공랭 후의 강판을 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 2차 냉각을 포함하는 공정을
    포함하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
KR1020207001504A 2017-10-30 2018-10-30 열연 강판 및 그 제조 방법 KR102386788B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017208948 2017-10-30
JPJP-P-2017-208948 2017-10-30
PCT/JP2018/040344 WO2019088104A1 (ja) 2017-10-30 2018-10-30 熱延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200019966A KR20200019966A (ko) 2020-02-25
KR102386788B1 true KR102386788B1 (ko) 2022-04-15

Family

ID=66333185

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020207001504A KR102386788B1 (ko) 2017-10-30 2018-10-30 열연 강판 및 그 제조 방법

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11198929B2 (ko)
EP (1) EP3705593A4 (ko)
JP (1) JP6879378B2 (ko)
KR (1) KR102386788B1 (ko)
CN (1) CN110785507B (ko)
BR (1) BR112020002263A2 (ko)
MX (1) MX2020001538A (ko)
TW (1) TWI688665B (ko)
WO (1) WO2019088104A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2022003433A (es) * 2019-10-01 2022-04-19 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
CN113106337B (zh) * 2021-03-18 2022-08-09 唐山科技职业技术学院 一种980MPa级以上高扩孔钢及其生产方法
AT525283B1 (de) * 2021-10-29 2023-02-15 Primetals Technologies Austria GmbH Verfahren zur Herstellung eines Dualphasenstahlbands in einer Gieß-Walz-Verbundanlage, ein mit dem Verfahren hergestelltes Dualphasenstahlband und eine Gieß-Walz-Verbundanlage
TWI796087B (zh) * 2022-01-12 2023-03-11 中國鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼材與其製作方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010275587A (ja) * 2009-05-28 2010-12-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
JP2015086415A (ja) 2013-10-29 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2017085841A1 (ja) * 2015-11-19 2017-05-26 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP3945367B2 (ja) 2002-10-18 2007-07-18 住友金属工業株式会社 熱延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
KR20110076431A (ko) * 2009-12-29 2011-07-06 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN104011245B (zh) * 2011-12-27 2017-03-01 杰富意钢铁株式会社 高张力热轧钢板及其制造方法
JP6260087B2 (ja) * 2013-03-11 2018-01-17 新日鐵住金株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN103451523A (zh) * 2013-09-03 2013-12-18 辽宁科技大学 一种含铌高强细晶700MPa级热轧双相钢及其生产方法
JP6354271B2 (ja) * 2014-04-08 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6191769B2 (ja) * 2014-05-28 2017-09-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010275587A (ja) * 2009-05-28 2010-12-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
JP2015086415A (ja) 2013-10-29 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2017085841A1 (ja) * 2015-11-19 2017-05-26 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110785507B (zh) 2021-07-30
TWI688665B (zh) 2020-03-21
EP3705593A4 (en) 2021-09-01
EP3705593A1 (en) 2020-09-09
WO2019088104A1 (ja) 2019-05-09
KR20200019966A (ko) 2020-02-25
BR112020002263A2 (pt) 2020-08-04
JP6879378B2 (ja) 2021-06-02
JPWO2019088104A1 (ja) 2020-04-16
TW201930610A (zh) 2019-08-01
US11198929B2 (en) 2021-12-14
US20200199719A1 (en) 2020-06-25
CN110785507A (zh) 2020-02-11
MX2020001538A (es) 2020-07-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102269845B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101492753B1 (ko) 내피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5093422B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
KR102386788B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5363922B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2000169936A (ja) 降伏比が高く成形性に優れた高強度熱延鋼板
KR20170107041A (ko) 열연 강판
JP6460258B2 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
EP3460088B1 (en) Steel sheet
JP2009299137A (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
KR102374941B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6866932B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
KR102455453B1 (ko) 우수한 연성과 구멍 확장성을 갖는 고강도 강판
JP2009024226A (ja) 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5205795B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
US11028458B2 (en) Steel sheet and plated steel sheet
TWI615484B (zh) 熔融鍍鋅鋼板
KR102387484B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2004137564A (ja) 熱延鋼材及びその製造方法
JP2019026927A (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
JP2010255050A (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
TWI564405B (zh) 高強度熱軋鋼板及其製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant