KR102541274B1 - 열연 강판 - Google Patents

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트가 면적％로 3.0％ 이상이며, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂와 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇의 비인 L₅₂/L₇이 0.18 초과이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고, 인장 강도가 1180MPa 이상이다.

Description

열연 강판

본 발명은 열연 강판에 관한 것이다. 구체적으로는, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형하여 이용되는 열연 강판, 특히, 고강도이며, 또한 연성 및 전단 가공성이 우수한 열연 강판에 관한 것이다.

본원은, 2019년 3월 6일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2019-040472호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그의 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량의 삭감이 이루어지고 있다. 자동차 메이커에 있어서도 저연비화를 목적으로 한 차체 경량화의 기술 개발이 활발히 행해지고 있다. 그러나, 탑승자의 안전 확보를 위해 내충돌 특성의 향상에도 역점을 두므로, 차체 경량화는 용이하지 않다.

그래서, 차체 경량화와 내충돌 특성을 양립시키기 위해, 고강도 강판을 사용하여 부재를 박육화하는 것이 검토되고 있다. 이 때문에, 높은 강도와 우수한 성형성을 겸비하는 강판이 강하게 요망되고 있어, 이러한 요구에 따르기 위해, 몇가지의 기술이 종래부터 제안되어 있다. 그 중에서도, 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판은, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 우수한 연성을 나타내기 때문에, 지금까지도 많은 검토가 이루어져 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트 중에 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 분산시킨, 내충돌 안전성 및 성형성이 우수한 자동차용 고강도 강판이 개시되어 있다. 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판에서는, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트 변태하여, 변태 유기 소성에 의해 큰 신율을 나타내지만, 경질인 마르텐사이트의 생성에 의해 구멍 확장성이 손상된다. 특허문헌 1에는, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 미세화함으로써, 연성뿐만 아니라 구멍 확장성도 향상된다고 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 결정립 내에 잔류 오스테나이트 및/또는 마르텐사이트로부터 결정되는 제2 상을 미세하게 분산시킨, 신율 및 신율 플랜지성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3 및 4에는, 연성 및 신율 플랜지성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 3에는, 열간 압연 완료 후 1초간 이내에 720℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하고, 500℃ 초과 720℃ 이하의 온도 영역에 1 내지 20초간의 체재 시간에서 체재시킨 후, 350 내지 500℃의 온도 영역에서 권취하는, 연성 및 신율 플랜지성이 양호한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는, 베이나이트를 주체로 하고, 적량의 폴리고날 페라이트와 잔류 오스테나이트를 가짐과 함께, 잔류 오스테나이트를 제외한 강 조직에 있어서 15°이상의 결정 방위차를 갖는 입계로 둘러싸이는 입자의 평균 입경이 15㎛ 이하인, 연성 및 신율 플랜지성이 양호한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평 11-61326호 공보 일본 특허 제4109619호 공보 일본 특허 제5655712호 공보 일본 특허 제6241273호 공보

자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있으므로, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 다르지만, 그 중에서도 연성은 성형성의 중요한 지표로서 위치 부여되어 있다. 또한, 자동차 부품은 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많다. 특히 1180MPa 이상의 고강도 강판에서는, 전단 가공 후의 코이닝 등의 후처리에 필요한 하중이 커지기 때문에, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이를 특히 높은 정밀도로 제어할 것이 요망되어 왔다.

특허문헌 1 내지 4에 개시된 기술은, 모두 연성 및 신율 구멍 확장성의 프레스 성형성을 향상시키는 기술이지만, 전단 가공성을 향상시키는 기술에 대해서는 언급이 없으며, 부품을 프레스 성형하는 단계에서 후처리가 필요하게 되어, 제조 비용이 상승한다고 추측된다.

본 발명은 종래 기술의 상기 과제를 감안하여 이루어진 것이며, 높은 강도를 가짐과 함께, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상술한 과제를 감안하여, 열연 강판의 화학 조성 및 금속 조직과 기계 특성의 관계에 대해 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견 (a) 내지 (h)를 얻어, 본 발명을 완성하였다. 또한, 우수한 전단 가공성을 갖는다는 것은, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이가 작은(버의 높이가 억제되어 있는) 것을 나타낸다. 또한, 높은 강도를 갖는, 또는 우수한 강도를 갖는다는 것은, 인장(최대)강도가 1180MPa 이상인 것을 나타낸다.

(a) 우수한 인장(최대) 강도를 얻기 위해서는, 금속 조직의 모상 조직은 경질인 것이 바람직하다. 즉, 페라이트나 베이나이트 등의 연질인 조직 분율은 가능한 한 작은 것이 바람직하다.

(b) 그러나, 경질인 조직은 연성이 부족한 조직이므로, 단순히 이것들을 주체로 하는 금속 조직으로 하는 것만으로는, 우수한 연성을 확보할 수 없다.

(c) 고강도의 열연 강판에 우수한 연성도 겸비시키기 위해서는, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 연성을 높일 수 있는 적량의 잔류 오스테나이트를 함유시키는 것이 효과적이다.

(d) 잔류 오스테나이트를 실온에서 안정화시키기 위해서는, 권취 중에 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트로부터 확산한 C를, 오스테나이트 중에 농축시키는 것이 효과적이다. 그로 인해, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 변태가 정류된 후에, 최저한의 유지 시간을 확보하는 것이 효과적이다. 단, 장시간 너무 유 지하면 오스테나이트가 분해되어, 잔류 오스테나이트양은 감소하므로, 적절한 유지 시간으로 하는 것이 효과적이다.

(e) 경질인 조직은 일반적으로 600℃ 이하의 상(相) 변태에 있어서 형성되지만, 이 온도 영역에 있어서는 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계 및 결정 방위차가 7°인 입계가 다량으로 형성된다.

(f) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 생성 시에 있어서는, 전위가 조직 내부에 현저하게 축적함과 함께, 탄성 변형이 높아진다. 따라서, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 밀도가 높고, 또한 균일하게 분산되어 있는, 즉 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 합계 길이가 큰 금속 조직에서는, 재료의 강도가 높아짐과 함께, 전단 가공에 있어서의 소성 변형이 억제되고, 전단 가공 후의 버가 억제된다.

(g) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계 및 결정 방위차가 7°인 입계를 균일하게 분산시키기 위해서는, Mn 농도의 표준 편차를 일정값 이하로할 필요가 있다. Mn 농도의 표준 편차를 일정값 이하로 하기 위해서는, 슬래브 가열 시에 700℃ 내지 850℃의 온도 영역에서 900초 이상 체류시키고, 1100℃ 이상에서 6000초 이상 유지하며, 또한 850℃ 내지 1100℃의 온도 영역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되도록 열간 압연을 행하는 것이 효과적이다. 700℃ 내지 850℃의 온도 영역에서의 체류 시간 및 850℃ 내지 1100℃의 온도 영역에서의 판 두께 감소를 바람직하게 제어함으로써, Mn의 마이크로 편석이 작아지기 때문에, Mn 농도의 표준 편차를 일정값 이하로 할 수 있다. 그 결과, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 7°인 입계 및 결정 방위차가 52°인 입계를 균일하게 분포시킬 수 있고, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버가 억제된다.

(h) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 길이를 증대시키고, 결정 방위차가 7°인 입계의 길이를 감소시키기 위해서는, 권취 온도를 소정 온도 미만으로 하는 것이 효과적이다.

상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.100 내지 0.250％,

Si: 0.05 내지 3.00％,

Mn: 1.00 내지 4.00％,

sol. Al: 0.001 내지 2.000％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0300％ 이하,

N: 0.1000％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0 내지 0.300％,

Nb: 0 내지 0.100％,

V: 0 내지 0.500％,

Cu: 0 내지 2.00％,

Cr: 0 내지 2.00％,

Mo: 0 내지 1.000％,

Ni: 0 내지 2.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ca: 0 내지 0.0200％,

Mg: 0 내지 0.0200％,

REM: 0 내지 0.1000％,

Bi: 0 내지 0.020％,

Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고

Sn: 0 내지 0.050％를 함유하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

압연 방향으로 평행한 단면에서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서,

잔류 오스테나이트가 면적％로 3.0％ 이상이며,

<110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂와 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇의 비인 L₅₂/L₇이 0.18 초과이며,

Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,

인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,

Ti: 0.005 내지 0.300％,

Nb: 0.005 내지 0.100％,

V: 0.005 내지 0.500％,

Cu: 0.01 내지 2.00％,

Cr: 0.01 내지 2.00％,

Mo: 0.010 내지 1.000％,

Ni: 0.02 내지 2.00％,

B: 0.0001 내지 0.0100％,

Ca: 0.0005 내지 0.0200％,

Mg: 0.0005 내지 0.0200％,

REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및

Bi: 0.0005 내지 0.020％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 상기 형태에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 또는 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 바람직하다.

도 1은 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이 측정 방법을 설명하는 도면이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판(이하, 단순히 강판이라고 기재하는 경우가 있음)의 화학 조성 및 금속 조직에 대해, 이하에 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되는 일 없이, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

이하에 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는, 「초과」로 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에서, 열연 강판의 화학 조성에 관한 ％는 특별히 지정하지 않는 한 질량％이다.

1. 화학 조성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 질량％로, C: 0.100 내지 0.250％, Si: 0.05 내지 3.00％, Mn: 1.00 내지 4.00％, sol. Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0300％ 이하, N: 0.1000％ 이하, O: 0.0100％ 이하, 그리고, 잔부: Fe 및 불순물로 이루어진다. 이하에 각 원소에 대해 상세하게 설명한다.

(1-1) C: 0.100 내지 0.250％

C는, 잔류 오스테나이트를 안정화하는 작용을 갖는다. C 함유량이 0.100％ 미만이면, 원하는 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻기가 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.100％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.120％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.150％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.250％ 초과이면, 펄라이트가 우선적으로 생성되어 잔류 오스테나이트의 생성이 불충분해져, 원하는 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.250％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.220％ 이하이다.

(1-2) Si: 0.05 내지 3.00％

Si는, 시멘타이트의 석출을 지연시키는 작용을 갖는다. 이 작용에 의해, 오스테나이트가 미변태로 잔류하는 양, 즉 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 높일 수 있고, 또한 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높일 수 있다. 또한, Si는 탈산에 의해 강을 건전화하는(강에 블로우홀 등의 결함이 생기는 것을 억제하는) 작용을 갖는다. Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상, 1.00％ 이상이다. 그러나, Si 함유량이 3.00％ 이상이면, 강판의 표면 성상 및 화성 처리성, 나아가 연성 및 용접성이 현저하게 열화됨과 함께, A₃ 변태점이 현저하게 상승한다. 이에 의해, 안정적으로 열간 압연을 행하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하, 2.50％ 이하이다.

(1-3) Mn: 1.00 내지 4.00％

Mn은, 페라이트 변태를 억제하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 1180MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.80％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 4.00％ 초과이면, 베이나이트 변태가 지연됨으로써, 오스테나이트로의 탄소 농화가 촉진되지 않고, 잔류 오스테나이트의 생성이 불충분해지고, 원하는 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도를 높이는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.70％ 이하, 3.50％ 이하이다.

(1-4) sol. Al: 0.001 내지 2.000％

Al은, Si와 마찬가지로, 강을 탈산하여 강판을 건전화하는 작용을 가짐과 함께, 오스테나이트로부터의 시멘타이트의 석출을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용을 갖는다. sol. Al 함유량이 0.001％ 미만이면 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, sol. Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. sol. Al 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, sol. Al 함유량이 2.000％ 초과이면, 상기 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, sol. Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. sol. Al 함유량은, 바람직하게는 1.500％ 이하, 1.300％ 이하이다.

(1-5) P: 0.100％ 이하

P는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이지만, 고용 강화에 의해 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 따라서, P를 적극적으로 함유시켜도 되지만, P는 편석하기 쉬운 원소이며, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 기인하는 성형성 및 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은, 0.100％ 이하로 제한한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-6) S: 0.0300％ 이하

S는, 불순물로서 함유되는 원소이며, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여 열연 강판의 성형성을 저하시킨다. S 함유량이 0.0300％를 초과하면, 강판의 성형성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0300％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. S 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-7) N: 0.1000％ 이하

N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 강판의 성형성을 저하시키는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.1000％ 초과이면, 강판의 성형성이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0800％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0700％ 이하이다. N 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 후술하는 바와 같이 Ti, Nb 및 V의 1종 또는 2종 이상을 함유시키고 금속 조직의 미세화를 도모하는 경우에는, 탄질화물의 석출을 촉진시키기 위해 N 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0020％ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.

(1-8) O: 0.0100％ 이하

O는, 강 중에 많이 포함되면 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물을 형성하여, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 야기한다. 그 때문에, O 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. O 함유량은, 0.0080％ 이하, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 용강의 탈산시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위해, O 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것으로서, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상기 원소 이외에도, Ti, Nb, V, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W 및 Sn을 임의 원소로서 함유해도 된다. 상기 임의 원소를 함유시키지 않는 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 상기 임의 원소에 대해 상세하게 설명한다.

(1-9) Ti: 0.005 내지 0.300％, Nb: 0.005 내지 0.100％ 및 V: 0.005 내지 0.500％

Ti, Nb 및 V는, 모두, 강 중에 탄화물 또는 질화물로서 석출되어, 핀 고정 효과에 의해 금속 조직을 미세화하는 작용을 갖기 때문에, 이들 원소 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 하거나, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하거나, 혹은 V 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과가 포화하여 경제적으로 바람직하지 않다. 그래서, Ti 함유량은 0.300％ 이하로 하고, Nb 함유량은 0.100％ 이하로 하고, V 함유량은 0.500％ 이하로 한다.

(1-10) Cu: 0.01 내지 2.00％, Cr: 0.01 내지 2.00％, Mo: 0.010 내지 1.000％, Ni: 0.02 내지 2.00％ 및 B: 0.0001 내지 0.0100％

Cu, Cr, Mo, Ni 및 B는, 모두, 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cr 및 Ni는 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 작용을 갖고, Cu 및 Mo는 강 중에 탄화물을 석출하여 강도를 높이는 작용을 갖는다. 또한, Ni는, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 따라서, 이들의 원소 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.

Cu는, 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 저온에서 강 중에 탄화물로서 석출되어 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 2.00％ 초과이면, 슬래브의 입계 균열이 생기는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 1.00％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Cr은, 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 2.00％ 초과이면, 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 Mo는, 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 강 중에 탄화물을 석출하여 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.010％ 이상, 0.020％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량을 1.000％ 초과로 해도 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Mo 함유량은 1.000％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.500％ 이하, 0.200％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Ni는, 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한 Ni는, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni는, 고가의 원소이므로, 다량으로 함유시키는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ni 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 B는, 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 이 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.0100％ 초과이면, 강판의 성형성이 현저하게 저하되기 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(1-11) Ca: 0.0005 내지 0.0200％, Mg: 0.0005 내지 0.0200％, REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및 Bi: 0.0005 내지 0.020％

Ca, Mg 및 REM은, 모두, 개재물의 형상을 바람직한 형상으로 조정함으로써, 강판의 성형성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Bi는, 응고 조직을 미세화함으로써, 강판의 성형성을 높이는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ca, Mg, REM 및 Bi의 어느 1종 이상을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량 또는 Mg 함유량이 0.0200％를 초과하면, 혹은 REM 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강 중에 개재물이 과잉으로 생성되고, 도리어 강판의 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, Bi 함유량을 0.020％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 버려, 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ca 함유량, Mg 함유량을 0.0200％ 이하, REM 함유량을 0.1000％ 이하, 그리고 Bi 함유량을 0.020％ 이하로 한다. Bi 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드를 포함하는 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은, 이들 원소의 함유량의 합계를 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.

(1-12) Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계 0 내지 1.00％ 및 Sn: 0 내지 0.050％

Zr, Co, Zn 및 W에 대해, 본 발명자들은, 이들 원소를 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하였다. 그 때문에, Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도 된다.

또한, 본 발명자들은, Sn을 소량 함유시켜도 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하였지만, 열간 압연 시에 흠집이 발생하는 경우가 있으므로, Sn 함유량은 0.050％ 이하로 한다.

상술한 열연 강판의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, sol. Al은, 시료를 산으로 가열 분해한 후의 여액을 사용하여 ICP-AES에 의해 측정하면 된다. C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도법을 사용하여 측정하면 된다.

2. 열연 강판의 금속 조직

다음에, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상술한 화학 조성을 갖고, 압연 방향으로 평행한 단면에서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트가 면적％로 3.0％ 이상이며, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂와, 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇의 비인 L₅₂/L₇이 0.18 초과이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 얻을 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, 압연 방향으로 평행한 단면의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직을 규정하는 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.

(2-1) 잔류 오스테나이트의 면적 분율: 3.0％ 이상

잔류 오스테나이트는 실온에서도 면심 입방 격자로서 존재하는 금속 조직이다. 잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 3.0％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없고, 강판의 연성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 3.0％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 바람직하게는 5.0％ 이상, 보다 바람직하게는 7.0％ 이상, 더욱 바람직하게는 8.0％ 이상이다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 상한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성에 있어서 확보할 수 있는 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 대략 20.0％이기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 상한을 20.0％로 해도 된다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 17.0％ 이하로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 인장 강도가 980MPa 이상이면, 잔류 오스테나이트 이외의 금속 조직은 특별히 한정되지 않는다. 잔류 오스테나이트 이외의 금속 조직으로서, 합계의 면적 분율이 80.0 내지 97.0％의 마르텐사이트, 베이나이트 및 오토템퍼마르텐사이트로 이루어지는 저온상(相)이 포함되어도 된다.

잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정 방법에는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 회절상, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) 해석, 자기 측정에 의한 방법 등이 있고, 측정 방법에 의해 측정값이 다른 경우가 있다. 본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 회절에 의해 측정한다.

본 실시 형태에서의 X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정으로는, 먼저, 강판의 판 두께 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의, 압연 방향으로 평행한 단면에 있어서, Co-Kα선을 이용하여, α(110), α(200), α(211), γ(111), γ(200), γ(220)의 합계 6 피크의 적분 강도를 구하여, 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다. 잔류 오스테나이트 이외의 금속 조직의 면적 분율은, 100.0％로부터, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 빼는 것으로 얻으면 된다.

(2-2) <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂와 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇의 비인 L₅₂/L₇:0.18 초과

1180MPa 이상의 고강도를 얻기 위해서는, 모상을 경질인 조직으로 할 필요가 있다. 경질인 조직은 일반적으로 600℃ 이하의 상 변태에 있어서 형성된다. 600℃ 이하의 온도 영역에 있어서는, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계 및 결정 방위차가 7°인 입계가 다량으로 형성된다. <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 생성 시에 있어서는, 전위가 조직 내부에 현저하게 축적함과 함께, 탄성 변형이 커진다. 그 때문에, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 밀도가 높고, 또한 균일하게 분산되어 있는, 즉 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 합계 길이가 큰 금속 조직에서는, 재료의 강도가 높아짐과 함께, 전단 가공에 있어서의 소성 변형이 억제되고, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이가 억제된다.

한편, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 7°인 입계에 있어서는, 조직 내부의 전위 밀도가 낮고, 탄성 변형도 작아지기 때문에, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버가 현저하게 높아진다. 따라서, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이를 L₅₂로 하고, 결정 방위차가 7°인 입계의 길이를 L₇로 하였을 때, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이는 L₅₂/L₇에 의해 지배된다. L₅₂/L₇이 0.18 이하인 경우에는, 모재의 강도를 1180MPa 이상으로 할 수 없을뿐만 아니라, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버가 높아진다. 따라서, L₅₂/L₇을 0.18 초과로 할 필요가 있다. L₅₂/L₇의 상한은, 버 생성의 억제 관점에서, 그 값은 클수록 바람직하지만, 실질적인 상한은 0.5이다.

또한, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 X°인 입계란, 어떤 입계에서 인접하는 2개의 결정립 A와 결정립 B를 특정하였을 때, 한쪽 결정립 B를 <110>축으로 X°회전시킴으로써, 결정립 A 및 결정립 B의 결정 방위가 일치하는 결정학적 관계를 갖는 입계를 의미한다. 단, 결정 방위의 측정 방법의 측정 정밀도를 고려하면, 일치하는 방위 관계로부터 ±4°의 방위차를 허용한다.

본 실시 형태에서는, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇ 및 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂를 EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법을 사용하여 측정한다. EBSP-OIM법에서는, 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사로 한 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 촬영 사진을 컴퓨터로 화상 처리함으로써, 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정할 수 있다. EBSP-OIM법은, 주사형 전자 현미경과 EBSP 해석 장치를 조합한 장치 및 AMETEK사제의 OIM Analysis(등록 상표)를 사용하여 행한다. EBSP-OIM법에서는, 시료 표면의 미세 구조 그리고 결정 방위를 해석할 수 있기 때문에, 특정의 결정 방위차를 갖는 입계의 길이를 정량적으로 구할 수 있다. 또한, EBSP-OIM법의 분석 가능 에어리어는, SEM으로 관찰할 수 있는 영역이다. SEM의 분해능에 따라 다르지만, EBSP-OIM법에 의하면, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다.

압연 방향으로 평행한 단면에 있어서의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직의 특정 입계의 길이 측정 시에는, 1200배의 배율, 40㎛×30㎛의 영역에서, 적어도 5 시야에 있어서 해석을 행하고, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 평균값을 산출함으로써, L₅₂를 얻는다. 마찬가지로 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 평균값을 산출함으로써, L₇을 얻는다. 또한, 상술한 바와 같이, ± 4°의 방위차를 허용한다.

또한, 잔류 오스테나이트는 600℃ 이하의 상 변태로 생성된 조직이 아니고, 전위 축적의 효과를 갖지 않으므로, 본 측정 방법에서는, 잔류 오스테나이트는 해석의 대상으로 하지 않는다. EBSP-OIM법에서는, 잔류 오스테나이트를 해석 대상으로부터 제외할 수 있다.

(2-3) Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 7°인 입계 및 결정 방위차가 52°인 입계를 균일하게 분산시킬 수 있다. 그 결과, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이를 억제할 수 있다. Mn 농도의 표준 편차 하한은, 버 생성의 억제 관점에서, 그 값은 작을수록 바람직하지만, 제조 공정의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다.

Mn 농도의 표준 편차는, 열연 강판의 L 단면을 경면 연마한 후에, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치를 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)로 Mn 농도를 측정하고, 표준 편차를 산출함으로써 얻는다. 측정 조건은 가속 전압을 15kV로 하고, 배율을 5000배로 하여 시료 압연 방향으로 20㎛ 및 시료판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포상(像)을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000개소 이상의 Mn 농도를 측정한다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻는다.

3. 인장 강도 특성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 인장(최대)강도가 1180MPa 이상이다. 인장 강도가 1180MPa 미만이면, 적용 부품이 한정되고, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1780MPa, 1500MPa, 1350MPa로 해도 된다.

인장 강도는, JIS Z 2241:2011의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241:2011에 준거하여 측정한다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향으로 직각인 방향을 길이 방향으로 하면 된다.

4. 판 두께

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지는 않지만, 0.5 내지 8.0㎜로 해도 된다. 열연 강판의 판 두께를 0.5㎜ 이상으로 함으로써 압연 완료 온도의 확보가 용이해짐과 함께, 압연 하중이 과대해지는 것을 억제할 수 있어, 열간 압연을 용이하게 행할 수 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께는 0.5㎜ 이상으로 해도 된다. 바람직하게는 1.2㎜ 이상, 1.4㎜ 이상이다. 또한, 판 두께를 8.0㎜ 이하로 함으로써, 금속 조직의 미세화가 용이하게 되어, 상술한 금속 조직을 용이하게 확보할 수 있다. 따라서, 판 두께는 8.0㎜ 이하로 해도 된다. 바람직하게는 6.0㎜ 이하이다.

5. 기타

(5-1) 도금층

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 구비시켜 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금, 전기 Zn-Ni 합금 도금 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다. 도금 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래와 마찬가지로 해도 된다. 또한, 도금 후에 적당한 화성 처리(예를 들어, 실리케이트계의 무크롬 화성 처리액의 도포와 건조)를 실시하여, 내식성을 더 높이는 것도 가능하다.

6. 제조 조건

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 바람직한 제조 방법은, 이하와 같다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판을 얻기 위해서는, 소정의 조건에서 슬래브의 가열을 행한 후에 열간 압연을 행하고, 소정의 온도 영역까지 가속 냉각하여, 권취한 후의 냉각 이력을 제어하는 것이 효과적이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 바람직한 제조 방법에서는, 이하의 공정 (1) 내지 (7)을 순차적으로 행한다. 또한, 본 실시 형태에서의 슬래브의 온도 및 강판의 온도는, 슬래브의 표면 온도 및 강판의 표면 온도를 말한다.

(1) 슬래브를 700℃ 내지 850℃의 온도 영역에서 900초 이상 체류시키고, 그 후 가열하고, 1100℃ 이상에서 6000초 이상 유지한다.

(2) 850 내지 1100℃의 온도 영역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되는 열간 압연을 행한다.

(3) 하기 식 <1>에 의해 표시되는 온도 T1(℃) 이상에서 열간 압연을 완료한다.

(4) 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 하기 식 <2>에 의해 표시되는 온도 T2(℃) 이하까지 가속 냉각한다.

(5) 가속 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

(6) 350℃ 이상, 또한 하기 식<3>에 의해 표시되는 온도 T3(℃) 미만에서 권취한다.

(7) 권취 후의 냉각에 있어서, 열연 강판의 판 폭 방향 최단부 및 판 폭 방향 중앙부의 소정의 온도 영역에서, 체류 시간의 하한이 조건 I(450℃ 이상에서 80초 이상, 400℃ 이상에서 200초 이상 또는 350℃ 이상에서 1000초 이상의 어느 하나 이상)을 충족하고, 체류 시간의 상한이 조건 II(450℃ 이상에서 2000초 이내 또한 400℃ 이상에서 8000초 이내 또한 350℃ 이상에서 30000초 이내의 모두)를 충족시키도록 냉각한다.

단, 각 식 중의 [원소 기호]는 각 원소의 강 중의 함유량(질량％)을 나타낸다. 원소를 함유하지 않는 경우는 0을 대입한다.

(6-1) 슬래브, 열간 압연에 제공할 때의 슬래브 온도, 체류 및 유지 시간

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조에 의해 얻어진 슬래브나 주조ㆍ분괴에 의해 얻어진 슬래브 등을 사용할 수 있고, 필요에 따라서는 그들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 부가한 것을 사용할 수 있다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 가열 시의 700℃ 내지 850℃의 온도 영역에서 900초 이상 체류시키고, 그 후 더 가열하고, 1100℃ 이상에서 6000초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 700℃ 내지 850℃의 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트간에서 분배하고, 그 변태 시간을 길게 함으로써, Mn이 페라이트 영역 내를 확산할 수 있다. 이에 의해, 슬래브에 편재되는 Mn 마이크로 편석을 해소하여, Mn 농도의 표준 편차를 현저하게 감소할 수 있다. 그 결과, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이를 억제할 수 있다. 또한, 슬래브 가열 시의 오스테나이트 입자를 균일하게 하기 위해서는, 1100℃ 이상에서 6000초 이상 가열하는 것이 바람직하다.

또한, 700℃ 내지 850℃의 온도 영역에서 900초 이상 체류시키기 위해서는, 예를 들어 가열로의 내부에 있어서, 슬래브 온도가 700℃ 내지 850℃가 되는 가열 영역의 온도 구배를 작게 하는 방법을 들 수 있다.

열간 압연은, 다패스 압연으로서 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다. 특히 공업적 생산성의 관점에서, 적어도 최종의 수단은 탠덤 밀을 사용한 열간 압연으로 하는 것이 더 바람직하다.

(6-2) 열간 압연의 압하율: 850 내지 1100℃의 온도 영역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소

850 내지 1100℃의 온도 영역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되는 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 주로 재결정 오스테나이트 입자의 미세화가 도모됨과 함께, 미재결정 오스테나이트 입자 내로의 변형 에너지의 축적이 촉진되어, 오스테나이트의 재결정이 촉진됨과 함께 Mn의 원자 확산이 촉진된다. 그 결과, Mn 농도의 표준 편차를 작게 할 수 있고, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이를 억제할 수 있다.

또한, 850 내지 1100℃의 온도 영역의 판 두께 감소란, 이 온도 영역의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께 t₀으로 하고, 이 온도 영역의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께를 t₁로 하였을 때, (t₀-t₁)/t₀×100(％)로 나타낼 수 있다.

(6-3) 열간 압연 완료 온도: T1(℃) 이상

열간 압연의 완료 온도는 T1(℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 완료 온도를 T1(℃) 이상으로 함으로써 오스테나이트 중의 페라이트 핵 생성 사이트수의 과잉의 증대를 억제할 수 있어, 최종 조직(제조 후의 열연 강판 금속 조직)에 있어서의 페라이트의 생성을 억제할 수 있어, 고강도의 열연 강판을 얻을 수 있다.

(6-4) 열간 압연 완료 후의 가속 냉각: 1.5초 이내에 냉각을 개시하고, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각

열간 압연에 의해 세립화한 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해, 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다.

열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제할 수 있다. 이에 의해, 열연 강판의 강도가 향상된다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각 개시 시(냉각 설비로의 강판의 도입 시)로부터 가속 냉각 완료 시(냉각 설비로부터 강판의 도출 시)까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각 개시 시로부터 가속 냉각 완료 시까지의 소요 시간으로 제산한 값을 말한다. 열간 압연 완료 후의 가속 냉각에 있어서, 냉각 개시까지의 시간을 1.5초 이내로 하고, 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하고, 냉각 정지 온도를 T2(℃) 이하로 함으로써, 강판 내부에서의 페라이트 변태 및/또는 펄라이트 변태를 억제할 수 있고, TS≥1180MPa를 얻을 수 있다. 따라서, 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 냉각 속도의 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 냉각 속도를 빠르게 하면 냉각 설비가 대규모가 되어, 설비 비용이 높아진다. 이 때문에, 설비 비용을 생각하면, 300℃/초 이하가 바람직하다. 또한, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 350℃ 이상 T3(℃) 미만으로 하면 된다.

(6-5) 가속 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도: 10℃/초 이상

펄라이트의 면적 분율을 억제하고, TS≥1180MPa의 강도를 얻기 위해, 가속 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해 모상 조직을 경질로 할 수 있다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각의 정지 시로부터 권취까지의 소요 시간으로 제산한 값을 말한다. 상기 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 함으로써 펄라이트의 면적 분율을 작게 할 수 있어, 강도 및 연성을 확보할 수 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 한다.

(6-6) 권취 온도: 350℃ 이상 T3(℃) 미만

권취 온도는 350℃ 이상 T3(℃) 미만으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도를 T3(℃) 미만으로 함으로써, 오스테나이트로부터 bcc로의 변태 구동력이 커지기 때문에, 또한, 오스테나이트의 변형 강도가 커진다. 그 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트로 변태할 때 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇이 감소되고, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂가 증대되고, L₅₂/L₇이 0.18 초과로 할 수 있다. 그 결과, 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이를 억제할 수 있다. 또한, 권취 온도를 350℃ 이상으로 함으로써 잔류 오스테나이트의 생성이 용이해져, 원하는 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 따라서, 권취 온도는 350℃ 이상 T3(℃) 미만으로 하는 것이 바람직하다.

(6-7) 권취 후의 냉각: 열연 강판의 소정의 온도 영역에서, 체류 시간의 하한이 하기 조건 I를 충족하고, 체류 시간의 상한이 하기 조건 II를 충족하도록 냉각

조건 I: 450℃ 이상에서 80초 이상, 400℃ 이상에서 200초 이상 또는 350℃ 이상에서 1000초 이상의 어느 하나

조건 II: 450℃ 이상에서 2000초 이내 또한 400℃ 이상에서 8000초 이내 또한 350℃ 이상에서 30000초 이내의 모두

권취 후의 냉각에 있어서, 소정의 온도 영역에 있어서의 체류 시간의 하한이 조건 I를 충족하도록 냉각함으로써, 즉 450℃ 이상에서 80초 이상, 400℃ 이상에서 200초 이상 또는 350℃ 이상에서 1000초 이상의 어느 하나의 체류 시간을 확보함으로써, 모상으로부터 오스테나이트로의 탄소의 확산을 촉진하고, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 높이고, 또한 잔류 오스테나이트의 분해를 억제하기 쉬워진다. 그 결과, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 3.0％ 이상으로 할 수 있어, 열연 강판의 연성을 향상시킬 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서 열연 강판의 온도는, 판 폭 방향 최단부라면 접촉식 또는 비접촉식 온도계로 측정한다. 열연 강판의 판 폭 방향 최단부 이외라면, 열전대에 의해 측정하거나, 전열 해석에 의해 계산한다.

한편, 권취 후의 냉각에 있어서, 열연 강판의 소정의 온도 영역에 있어서의 체류 시간의 상한이 조건 II를 충족하도록 냉각함으로써, 즉 체류 시간이 450℃ 이상에서 2000초 이내, 400℃ 이상에서 8000초 이내, 혹은 350℃ 이상에서 30000초 이내의 모두를 충족하도록 냉각하면, 오스테나이트가 철계 탄화물과 템퍼링 마르텐사이트로 분해하는 것을 억제할 수 있고, 열연 강판의 연성을 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 체류 시간의 상한이 조건 II를 충족하도록, 즉 450℃ 이상에서 2000초 이내 또한 400℃ 이상에서 8000초 이내 또한 350℃ 이상에서 30000초 이내의 모두를 충족하도록 냉각한다. 권취 후의 열연 강판의 냉각 속도는, 보온 커버나 에지 마스크, 미스트 냉각 등에 의해 제어하면 된다.

실시예

다음에, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 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.

표 1 및 표 2의 강 No.A 내지 V에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300㎜인 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 3 및 표 4에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 5에 나타내는 열연 강판을 얻었다. 또한, 슬래브를 850 내지 1100℃의 온도 영역에 있어서 표 3에 나타내는 체류 시간으로 체류시키고, 그 후 표 3에 나타내는 가열 온도까지 가열하여 유지하였다.

얻어진 열연 강판에 대해, 상술한 방법에 의해, 잔류 오스테나이트의 면적 분율, L₅₂/L₇ 및 Mn 농도의 표준 편차를 구하였다. 얻어진 측정 결과를 표 5에 나타낸다.

열연 강판의 특성 평가 방법

(1) 인장 강도 특성 및 전체 신율

얻어진 열연 강판의 기계적 성질 중 인장 강도 특성 및 전체 신율은, JIS Z 2241:2011에 준거하여 평가하였다. 시험편은 JIS Z 2241:2011의 5호 시험편으로 하였다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향으로 직각인 방향을 길이 방향으로 하였다.

인장 강도 TS≥1180MPa 또한 인장 강도 TS×전체 신율 El≥14000(MPaㆍ％)을 충족한 경우, 강도 및 연성이 우수한 열연 강판이라 하여 합격으로 판정하였다.

(2) 전단 가공성

열연 강판의 전단 가공성은, 펀칭 시험에 의해 측정하였다. 구멍 직경 10㎜, 클리어런스 10％, 펀칭 속도 3m/s로 5개의 펀칭 구멍을 제작하였다. 다음에, 펀칭 구멍의 압연 방향으로 평행한 단면을 수지에 매립하고, 주사형 전자 현미경으로 단면상을 촬영하였다. 얻어진 관찰 사진에서는, 도 1에 도시한 바와 같은 가공 단면을 관찰할 수 있었다. 관찰 사진에 있어서, 열연 강판의 하면으로부터 연장한 직선(도 1의 직선 1)과, 열연 강판의 상면 및 하면에 평행 또한 버의 정점 A(버 부분의 열연 강판 하면과 판 두께 방향으로 가장 먼 점)을 통과하는 직선(도 1의 직선 2)을 빼고, 이 직선 2와 직선 1과의 거리(도 1의 d)를 전단 가공 후의 단면에 있어서의 버의 높이로 정의하였다. 5개의 펀칭 구멍으로부터 얻어진 10개의 단면에 대해 버의 높이를 측정하고, 버의 높이 평균값이 15㎛ 이하이면 전단 가공성이 우수한 열연 강판이라고 해서, 합격으로 판정하였다. 한편, 버의 높이 평균값이 15㎛ 초과이면 전단 가공성이 떨어지는 열연 강판이라고 해서, 불합격으로 판정하였다.

얻어진 측정 결과를 표 5에 나타낸다.

표 5로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예인 제조 No.1, 3, 15 내지 17, 20 및 22 내지 30에 있어서, 우수한 강도, 연성, 전단 가공성을 갖는 열연 강판이 얻어졌다.

한편, 화학 조성, 금속 조직이 본 발명에서 규정하는 범위 내가 아닌 제조 No.2, 4 내지 14, 18, 19, 21 및 31 내지 35는, 특성(인장 강도 TS, 전체 신율 EL, 전단 가공성) 중 어느 하나 이상이 떨어졌다.

본 발명에 따른 상기 양태에 의하면, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다.

본 발명의 상기 형태에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 또는 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 바람직하다.

Claims (2)

1. 화학 조성이, 질량％로,
   C: 0.100 내지 0.250％,
   Si: 0.05 내지 3.00％,
   Mn: 1.00 내지 4.00％,
   sol. Al: 0.001 내지 2.000％,
   P: 0.100％ 이하,
   S: 0.0300％ 이하,
   N: 0.1000％ 이하,
   O: 0.0100％ 이하,
   Ti: 0 내지 0.300％,
   Nb: 0 내지 0.100％,
   V: 0 내지 0.500％,
   Cu: 0 내지 2.00％,
   Cr: 0 내지 2.00％,
   Mo: 0 내지 1.000％,
   Ni: 0 내지 2.00％,
   B: 0 내지 0.0100％,
   Ca: 0 내지 0.0200％,
   Mg: 0 내지 0.0200％,
   REM: 0 내지 0.1000％,
   Bi: 0 내지 0.020％,
   Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고
   Sn: 0 내지 0.050％를 함유하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
   압연 방향으로 평행한 단면에서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서,
   잔류 오스테나이트가 면적％로 3.0％ 이상이며,
   <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위차가 52°인 입계의 길이 L₅₂와 결정 방위차가 7°인 입계의 길이 L₇의 비인 L₅₂/L₇이 0.18 초과이며,
   Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,
   인장 강도가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
   Ti: 0.005 내지 0.300％,
   Nb: 0.005 내지 0.100％,
   V: 0.005 내지 0.500％,
   Cu: 0.01 내지 2.00％,
   Cr: 0.01 내지 2.00％,
   Mo: 0.010 내지 1.000％,
   Ni: 0.02 내지 2.00％,
   B: 0.0001 내지 0.0100％,
   Ca: 0.0005 내지 0.0200％,
   Mg: 0.0005 내지 0.0200％,
   REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및
   Bi: 0.0005 내지 0.020％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.

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