KR20130116329A - 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

신장 플랜지성의 평가를 종래의 구멍 확장성이 아니라, 실제의 현상인 사이드 벤드 연신율로 평가하여, 구멍 확장성뿐만 아니라 신장 플랜지 가공성을 겸비한 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위해, 일정 범위의 C, Si, Mn을 함유하는 강의 금속 조직에 있어서의 페라이트의 면적률이 70％ 이상, 베이나이트의 면적률이 30％ 이하, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 면적률이 2％ 이하이고, 시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격(Lθ, Li, LMA), 평균 직경(Dθ, Di, DMA) 및 개수 밀도(nθ, ni, nMA)에 관하여, 이하에 나타내는 보이드 생성 연결 지표 L(㎛-1)이 11.5(㎛-1) 이상인 것을 특징으로 하는 강판이면, 양호한 구멍 확장성과 신장 플랜지성을 갖는 것이 확인되었다.

Description

프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET EXHIBITING EXCEPTIONAL PRESS-MOLDING PROPERTIES AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은, 자동차에 적합한 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 세계적인 환경 의식의 고조로부터, 자동차 분야에 있어서는 이산화탄소 배출량의 삭감이나 연비 향상이 강하게 요구되고 있다. 이들 과제에 대해서는 차체의 경량화가 유효하여, 고강도 강판의 적용에 의한 경량화가 강하게 진행되고 있다. 현재, 자동차의 서스펜션 부품에는 인장 강도가 440㎫급인 열연 강판이 많이 사용되고 있다. 차체 경량화에 대응하기 위해, 고강도 강판의 적용이 요망되고 있지만, 인장 강도가 500㎫ 이상인 열연 강판의 적용은 일부에 그치고 있는 것이 현상이다. 이 주된 원인으로서, 고강도화에 수반되는 프레스 성형성의 열화를 들 수 있다.
자동차의 서스펜션 부재는 높은 강성을 확보하기 위해, 형상이 복잡한 것이 많다. 프레스 성형에 있어서는 버링 가공, 신장 플랜지 가공, 연신 가공과 복수 종류의 가공이 실시되므로, 소재로 되는 열연 강판에는 이들 가공에 대응한 가공성이 요구된다. 일반적으로 버링 가공성 및 신장 플랜지 가공성은, 구멍 확장 시험에서 측정되는 구멍 확장률과 상관이 있다고 여겨져, 지금까지 구멍 확장성을 높인 고강도 강판의 개발이 진행되어 왔다.
구멍 확장성을 향상시키는 방책으로서는, 열연 강판의 조직 중의 제2상이나 개재물을 배제하는 것이 유효하다고 일컬어지고 있다. 이 제2상이나 개재물의 소성 변형능은, 주상(主相)의 그것과는 크게 다르므로, 열연 강판이 가공될 때에, 주상과 제2상이나 개재물과의 계면에서 응력 집중이 발생한다. 그로 인해, 파단의 기점으로 되는 미세한 크랙이, 주상과 제2상이나 개재물과의 경계부에서 생성되기 쉽다. 따라서, 제2상이나 개재물의 양을 억제하여 크랙 발생의 기점을 최대한 적게 하는 것이, 구멍 확장성의 향상에 크게 기여하는 것이다.
이상의 점으로부터, 구멍 확장성이 우수한 열연 강판으로서는 단상 조직 강이 이상적이고, 복합 조직 강에 있어서는, 복합 조직을 구성하는 각 상간의 소성 변형능의 차가 작은 것이 바람직하다. 즉, 각 상간의 경도차가 작은 것이 바람직하다고 되어 있다. 이러한 사고 방식을 따른 구멍 확장성이 우수한 열연 강판으로서, 베이나이트 혹은 베이니틱 페라이트를 주체 조직으로 하는 것이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1).
일본 특허 출원 공개 평9-170048호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-090476호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-009322호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-080892호 공보
그러나, 구멍 확장성을 높인 열연 강판이라도, 실제의 프레스 성형시에는 신장 플랜지 성형부에 있어서 균열이 발생하는 경우가 많아, 고강도 강판의 적용을 저해하는 원인으로 되어 있다.
본 발명자들은, 종래의 열연 강판에 있어서, 구멍 확장성이 우수해도 실제의 프레스 성형시에 균열이 발생하는 원인에 대해 예의 검토를 행하였다. 이 결과, 본 발명자들은, 구멍 확장 시험에 있어서의 성형이, 실제의 신장 플랜지 가공에 있어서의 성형과 크게 달라, 구멍 확장성이 우수해도 신장 플랜지 가공성이 우수하다고는 할 수 없는 것을 발견하였다.
구멍 확장성을 나타내는 구멍 확장률은, 펀칭한 구멍을 펀치로 밀어 넓혀, 펀칭 단부면에 발생한 균열이 판 두께를 관통할 때까지의 개구율이다. 한편, 신장 플랜지 가공은, 플랜지를 세울 때에 시어 등에 의해 절단된 판 단부를 늘이는 가공이다. 이와 같이, 구멍 확장 시험에 있어서의 성형은, 실제의 신장 플랜지 가공에 있어서의 성형과 크게 다르다. 그리고, 이러한 차이가 있기 때문에, 열연 강판의 응력 상태 및 변형 상태에 차이가 발생하여, 파단에 이르는 한계 변형량이 변화되어 버린다. 한계 변형량이 변화되는 것은, 응력 상태 및 변형 상태에 따라, 파단에 크게 영향을 미치는 금속 조직이 변화되기 때문이라고 생각된다.
본 발명자들은, 이러한 이유에 의해, 구멍 확장성을 높여도, 반드시 신장 플랜지 가공성이 높은 것은 아니며, 실제의 프레스 성형에 있어서 신장 플랜지부에서 파단이 발생하는 것을 발견한 것이다. 종래, 이러한 지식은 없어, 구멍 확장 시험에서 측정되는 구멍 확장률을 높이는 것을 목적으로 한 기술은 제안되어 있어도, 신장 플랜지 가공성은 고려되어 있지 않다(예를 들어 특허문헌 2, 3). 특히, 특허문헌 3에 있는 바와 같이, 신장 플랜지 특성을 구멍 확장률로 평가하고 있어, 실제의 신장 플랜지 가공과는 괴리된 평가가 이루어진 채, 말로서의 「신장 플랜지 특성」이 사용되고 있었다.
또한, 종래부터 고강도 강판의 가공성은, 인장 강도(TS)와 파단 연신율(EL)의 곱(TS×EL)을 지표로 하는 「강도－연신 밸런스」로도 평가되고 있었다(예를 들어, 특허문헌 4). 그러나, 이것은 인장 시험에 있어서의 파단 강도와 연신율로 평가하고 있으므로, 실제의 신장 플랜지 가공과 같은 사이드 벤드 연신율과는 다르며, 신장 플랜지 가공도 포함한 가공성을 적확하게 평가하는 것은 아니다. 그로 인해, 「강도－연신 밸런스」로도 평가되는 특허문헌 4에 기재된 발명은, 베이나이트 대신에 침상 페라이트를 석출시켜 내충격성을 향상시킨 것으로, 신장 플랜지 가공성에 대해서는 반대로 크랙의 기점으로 되는 보이드가 생성되기 쉽게 되어 있다. 또한, 침상 페라이트를 석출시키기 위해 연성이 저하되는 것은 피할 수 없다.
따라서, 본 발명은 실제의 신장 플랜지 가공에도 착안하여, 신장 플랜지 성형시의 균열을 억제할 수 있고, 종래와 마찬가지로 양호한 구멍 확장성도 갖고 있었던 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 자동차의 서스펜션 부재에의 고강도 열연 강판의 적용을 촉진시키기 위해서는, 실시되는 각각의 가공에 있어서의 특성의 지배 인자를 이해하고, 열연 강판의 조직의 설계에 반영시키는 것이 중요하다고 생각하여, 예의 검토를 거듭하였다.
구멍 확장 가공 및 신장 플랜지 가공에서는 강판의 단부에 발생하는 균열이 연성 파괴에 의해 진행된다. 즉, 변형이 가해짐으로써 마르텐사이트나 경질 제2상과 연질상과의 계면에 복수의 보이드가 생성되어 성장하고, 보이드가 서로 연결됨으로써 균열이 진전된다. 따라서, 인접하는 상끼리의 강도차가 작은 상으로 이루어지는 조직으로 하는 것은, 구멍 확장성에도, 신장 플랜지 가공성의 향상에도 중요한 인자이다.
한편, 본 발명자들은, 신장 플랜지 가공을 모의한 사이드 벤드 시험에 의해 신장 플랜지 가공성에 영향을 미치는 조직 인자의 조사를 행하였다. 그 결과, 강도차가 작은 상으로 이루어지는 조직으로서 구멍 확장성을 높인 강판이라도, 사이드 벤드 연신율이 낮은 경우가 있는 것을 발견하였다. 그리고, 사이드 벤드 연신율이, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽(이하, MA라고 하는 경우가 있음), 시멘타이트의 경질 제2상 및 개재물 등의 경질 제2상 입자의 분산 상태에 따라 지배되고 있는 것도 발견하였다.
일반적으로, 구멍 확장 가공은 펀칭 구멍을 확장하는 가공이고, 신장 플랜지 가공은, 강판 단부를 굽힘 가공하여 플랜지를 형성할 때, 강판 테두리부가 연신되도록 가공하는 것이다. 어느 쪽의 가공에 있어서도, 단부로부터 피가공재의 내부를 향해 변형이 감소한다. 이때의 감소율은 변형 구배라 불린다. 그러나, 신장 플랜지 가공은 구멍 확장 가공과 비교하여 변형 구배가 작은 가공으로 되므로, 변형 구배에 착안하면, 신장 플랜지 가공은, 구멍 확장 가공보다도 펀칭 단부에 발생한 미소한 크랙이 내부까지 진전되기 쉬워진다.
이로 인해, 강판 중의 MA, 시멘타이트 및 개재물 등의 크랙의 진전에 기여하는 상 또는 입자의 존재 상태(분산 상태)에 따라서는, 구멍 확장성이 우수해도 신장 플랜지 가공시에 크랙이 진전되어 파단이 발생해 버리는 것이 판명되었다. 즉, MA, 시멘타이트 및 개재물은 보이드를 생성하는 기점으로 되므로, 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 고강도화를 위해 탄소가 첨가되어 있는 것 및 정련 기술의 한계 등의 사정으로부터 완전히 배제하는 것은 어렵다.
또한, 전술한 바와 같이 종래 기술에서는, 구멍 확장성과 신장 플랜지 가공성이 동일시되어 있고, 비교적 양호한 구멍 확장성이 얻어져 있으므로, MA, 시멘타이트 및 개재물의 배제나 그들의 존재 상황에 대한 검토는 행해지지 않았다.
따라서, 본 발명자들은, MA, 시멘타이트 및 개재물의 존재 상태(분산 상황)와 신장 플랜지 가공성을 향상시키는 기술에 대해 더욱 예의 검토를 행하였다. 그 결과, MA, 시멘타이트, 개재물의 분산 상태를 반영하는 보이드 생성 연결 지표 L(식 1)을 제안하고, 이 지표가 신장 플랜지성을 나타내는 사이드 벤드 연신율과 강한 상관을 나타내는 것을 발견하였다. 즉, 강도, 구멍 확장성을 만족시키고, 또한 보이드 생성 연결 지표 L이 높은 수치로 되도록 조직 구조를 제어함으로써, 양호한 구멍 확장성도 갖고 있었던 프레스 성형성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있는 것이다.
Figure pct00001
nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, MA의 개수 밀도(개/㎛2)
Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, MA의 평균 직경(㎛)
Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, MA의 평균 간격(㎛)
또한, 본 발명자들이 검증한 보이드 생성 연결 지표 L과 사이드 벤드 연신율의 관계로부터, 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5(㎛-1) 이상으로 되면 사이드 벤드 연신율의 기울기가 커져, 신장 플랜지 가공성에 보다 민감하게 영향을 미치는 것을 밝혀냈다. 따라서, 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5(㎛-1) 이상으로 되도록 조직을 제어함으로써, 생성된 보이드가 연결되기 어려워져, 보다 높은 신장 플랜지 가공성이 얻어지는 것을 발견하였다.
본 발명은, 이들 지식에 의해 이루어진 것이며, 그 주지로 하는 것은 이하와 같다.
(1) 질량％로,
C:0.03％∼0.10％,
Si:0.5％∼1.5％,
Mn:0.5％∼2.0％
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
불순물로서,
P:0.05％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.30％ 이하,
N:0.01％ 이하로 한정한 강판이며,
상기 강판의 금속 조직에 있어서의, 페라이트의 면적률이 70％ 이상, 베이나이트의 면적률이 30％ 이하, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 면적률이 2％ 이하이고,
시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L(단위:㎛-1)이 11.5(㎛-1) 이상인 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
Figure pct00002
nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개 재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도(개/㎛2)
Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경(㎛)
Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격(㎛)
(2) 상기 강판이, 질량％로,
Nb:0.08％ 이하,
Ti:0.2％ 이하,
V:0.2％ 이하,
W:0.5％ 이하,
Mo:0.4％ 이하,
Cu:1.2％ 이하,
Ni:0.6％ 이하,
Cr:1.0％ 이하,
B:0.005％ 이하,
Ca:0.01％ 이하, 및
REM:0.01％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
(3) 상기 강판에 있어서, 그 표면으로부터 두께 방향으로, 1/2 두께 위치, 1/4 두께 위치, 1/8 두께 위치에 있어서의 표면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 각각 1.5 이하, 1.3 이하, 1.1 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
(4) 질량％로,
C:0.03％∼0.10％,
Si:0.5％∼1.5％,
Mn:0.5％∼2.0％
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
불순물로서,
P:0.05％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.30％ 이하,
N:0.01％ 이하로 한정한 강으로 이루어지는 슬래브를 1150℃ 이상의 온도로 재가열하고, 120분간 이상 유지하여, 조압연을 행하는 공정과,
다음에, 종료 온도가 Ae3－30℃ 이상, Ae3＋30℃ 이하로 되도록 마무리 압연을 행하는 공정과,
다음에, 50℃/s 이상의 냉각 속도로 510℃∼700℃의 온도까지 1차 냉각하는 공정과,
다음에, 2초간∼5초간의 공냉을 행하는 공정과,
다음에, 30℃/s 이상의 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정과,
다음에, 500℃∼600℃의 온도에서 권취를 행하는 공정과,
다음에, 30℃/h 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 공정을 갖고 강판을 얻는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
여기서,
Figure pct00003
(식 2) 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, B는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
(5) 상기 마무리 압연에 있어서의 최종 4스탠드의 합계 패스간 시간을 3초간 이하로 하는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
(6) 상기 슬래브가, 질량％로,
Nb:0.08％ 이하,
Ti:0.2％ 이하,
V:0.2％ 이하,
W:0.5％ 이하,
Mo:0.4％ 이하,
Cu:1.2％ 이하,
Ni:0.6％ 이하,
Cr:1.0％ 이하,
B:0.005％ 이하,
Ca:0.01％ 이하, 및
REM:0.01％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
(7) 상기 강판의 금속 조직에 있어서의 시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L(단위:㎛-1)이 11.5(㎛-1) 이상으로 되는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
Figure pct00004
nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도(개/㎛2)
Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경(㎛)
Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격(㎛)
(8) 강판의 금속 조직에 있어서의 시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L(단위:㎛-1)에 의해 강판의 신장 플랜지 가공성을 평가하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 평가 방법.
Figure pct00005
nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도(개/㎛2)
Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경(㎛)
Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격(㎛)
(9) 또한, 상기 강판의 금속 조직에 있어서의 페라이트의 면적률, 베이나이트의 면적률 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 면적률로 추가하여 강판의 신장 플랜지 가공성을 평가하는 것을 특징으로 하는 (8)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 평가 방법.
(10) 상기 강판이,
질량％로,
C:0.03％∼0.10％,
Si:0.5％∼1.5％,
Mn:0.5％∼2.0％
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
불순물로서
P:0.05％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.30％ 이하,
N:0.01％ 이하로 한정한 강판인 것을 특징으로 하는 (8) 또는 (9)에 기재된 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 평가 방법.
본 발명에 따르면, 연성, 구멍 확장성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도의 열연 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 보이드 생성 연결 지표와 사이드 벤드 연신율의 관계를 나타내는 도면이다. TS(인장 강도) 540㎫ 이상, λ 110％ 이상, 파단 연신율 30％ 이상의 데이터를 플롯한 것이다.
본 발명은 실제의 신장 플랜지 가공에도 착안하여, 신장 플랜지 성형시의 균열을 억제할 수 있고, 종래와 마찬가지로 양호한 구멍 확장성도 갖고 있었던 프레스 성형성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 따라서, 신장 플랜지 가공성 이외에 대해서는, 종래재 정도의 특성을 갖는 것을 목표로 한다. 구체적인 목표로 하는 기계 특성으로서 이하에 나타내는 인장 강도 540㎫ 레벨의 종래 강과 동등한 수치를 목표로 하였다.
인장 강도 540㎫
파단 연신율 30％
구멍 확장률 110％
신장 플랜지 가공성에 대해서는 사이드 벤드 연신율로 평가한다.
이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.
[보이드 생성 연결 지표 L]
전술한 바와 같이, 결정 조직에 있어서 각 상간의 강도차가 작은 상으로 이루어지는 조직으로 하여 구멍 확장성을 높인 열연 강판이라도, 사이드 벤드 연신율이 낮은 경우가 있을 수 있다. 그 이유를 규명하는 과정에서, 사이드 벤드 연신율이, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽(이하, MA라 함), 시멘타이트 등의 경질 제2상 및 개재물 등의 경질 제2상 입자의 존재 상태(분산 상태)에 따라 지배되고 있는 것을 알 수 있었다. 본 발명자들은, 이들 제2상이나 개재물 등의 존재 상태(분산 상태)의 지표로서, 상기 (식 1)에 나타내는 보이드 생성 연결 지표 L을 발견하였다. 이하, 본 발명의 중심이 되는 보이드 생성 연결 지표 L에 대해 설명한다.
구멍 확장 가공은 펀칭 구멍을 넓히는 가공으로, 구멍 확장 가공에서는, 펀칭 단부가 심한 가공을 받는다. 신장 플랜지 가공은, 강판 단부를 굽힘 가공하여 플랜지를 형성할 때, 강판 테두리부가 연신되도록 가공하는 것이다. 신장 플랜지 가공은, 구멍 확장 가공과 비교하여 변형 구배가 작은 가공이다. 이로 인해, 신장 플랜지 가공에서는, 펀칭 단부에 발생한 미소한 크랙이 내부까지 진전되기 쉬워, 구멍 확장 가공보다도 낮은 변형량으로 파단에 이르게 되어 버린다.
균열의 진전은, MA, 시멘타이트 등의 경질 제2상 및 개재물 등의 경질 제2 입자(이하, 특별히 언급하지 않는 한 경질 제2상 및 경질 제2 입자를 아울러 「경질 제2상 등」이라 칭하는 것으로 함)를 기점으로 생성되는 보이드가 연결됨으로써 발생한다. 이로 인해, 신장 플랜지 가공에서는, 구멍 확장 가공 이상으로 이들 경질 제2상 등의 제어가 중요해진다. 따라서, 금속 조직을 상간의 강도차가 작은 상에 의해 구성되는 것으로 하여 높은 구멍 확장성을 실현해도, 그것만으로는, MA, 시멘타이트 및 개재물의 분포 여하에 따라서는 높은 신장 플랜지 가공성은 얻어지지 않는다.
따라서, 보이드의 생성 용이성, 보이드의 연결 용이성, 즉, 균열의 진전 용이성은, 이들 경질 제2상 등의 분산 상태로부터 요구되는 보이드 생성 연결 지표 L에 크게 영향을 받는 것을, 본 발명자들은 검토 결과로부터 도출하였다.
Figure pct00006
nθ, ni, nMA : 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽, 각각의 개수 밀도(개/㎛2)
Dθ, Di, DMA : 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽, 각각의 평균 직경(㎛)
Lθ, Li, LMA : 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽, 각각의 평균 간격(㎛)
(식 1)에서는, MA, 시멘타이트 및 개재물의 각각에 대해 평균 간격을 평균 직경의 제곱으로 나눈 값을 유효 간격으로 하고, 이 MA, 시멘타이트 및 개재물의 유효 간격의 가중 평균을 보이드 생성 연결 지표 L로 하고 있다. 보이드 생성 연결 지표 L은, 정성적으로 설명하면 다음과 같다. 보이드의 발생 확률은 경질 제2상의 표면적(D2)에 비례하고, 보이드의 연결 용이성은 각 상간의 거리(각 상간의 간격 L0)에 반비례한다. 따라서, 보이드가 생성되고 연결되기 쉬운 지표로서 (D2/L0)이 생각된다. 이것의 역수가, 보이드가 생성되고 연결되기 어려운 지표, 즉, 신장 플랜지 가공성이 좋아지는 지표로 된다.
여기서, 시멘타이트, 개재물, MA의 첨자를 θ, i, MA로 하고, 각 평균 간격 Lθ, Li, LMA는, 예를 들어 (식 3)으로부터 구할 수 있다. (식 3)에 있어서, fθ, fi, fMA는, 각각 시멘타이트, 개재물, MA의 면적률을 나타내고, Dθ, Di, DMA는, 각각 시멘타이트, 개재물, MA의 평균 직경(㎛)을 나타낸다. 면적률은, 조사 범위 전체에 대한 시멘타이트, 개재물, MA가 각각 차지하는 비율이다. 평균 직경은, 조사 대상으로 된 각각의 시멘타이트, 개재물, MA의 긴 직경과 짧은 직경의 평균값으로 한다. 각각의 면적률, 개수 밀도, 평균 간격의 측정 방법에 대해서는, 후술하는 실시예에 있어서 설명한다.
이 (식 3)에서는, 등방 분포를 가정한 경우의 평균 간격(㎛)이 구해진다.
Figure pct00007
경질 제2상 등의 사이즈가 동등한 경우, 이들을 기점으로 하여 생성된 보이드의 연결 용이성은 유효 간격에 의존한다. 유효 간격이 클수록 보이드가 연결되기 어려워지기 때문이다. 또한, 본 발명에서는, 평균 간격을 평균 직경의 제곱으로 나누어 얻어지는 몫을 유효 간격(단위는 ㎛-1로 됨)으로 하고 있다. 이것은, 보이드의 연결 용이성은 단순한 평균 간격으로 정해지는 것이 아니라, 경질 제2상 등의 사이즈가 작을수록, 이들을 기점으로 생성되는 보이드가 미세화되어 연결되기 어려워지는 것을 반영하였기 때문이다. 경질 제2상 등의 사이즈가 작을수록, 보이드가 연결되기 어려워지는 이유는 명확하지는 않지만, 보이드의 사이즈가 작을수록, 보이드의 단위 체적당의 표면적이 커지고, 즉, 표면 장력이 커짐으로써 보이드가 성장하기 어려워지기 때문이라고 생각된다.
또한, 경질 제2상 등이 작으면, 보이드가 성장하기 어려워질 뿐만 아니라, 연결도 일어나기 어려워진다. 따라서 파단에 이르기까지의 변형량은 경질 제2상 등이 작을수록, 보이드 생성 연결 지표 L이 클수록 증가하게 된다. 평균 직경의 제곱으로 되는 이유는, 가공에 의해 발생하는 경질 제2상 등의 주위의 응력은 사이즈에 비례하는 한편, 경질 제2상 등의 단위 표면적당 응력은 작아져 보이드가 성장하기 어려워지기 때문이라고 생각된다.
또한, 경질 제2상 등의 종류에 따라 보이드의 생성 용이성이 다르고, 개재물은 MA 및 시멘타이트와 비교하여 보이드를 생성시키기 쉬운 것이 확인되었다. 가중 평균에 있어서 개재물의 항에 계수를 곱하고 있는 것은 이 때문이다. 계수는, 개재물 1개당의 보이드 생성수와, MA 및 시멘타이트 1개당의 보이드 생성수의 비이며, 관찰 결과로부터 2.1로 하였다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 보이드의 생성 용이성을 고려한 보이드 생성 연결 지표 L과 사이드 벤드 연신율 사이에는 강한 상관 관계가 존재하는 것이 확인되었다. 또한, 보이드 생성 연결 지표가 11.5(㎛-1)를 경계로 그 이상으로 되면 사이드 벤드 연신율의 증가율이 증가하는 것을 알 수 있었다. 즉, 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5(㎛-1) 이상으로 됨으로써, 신장 플랜지 가공성을 크게 개선할 수 있는 것을 확인하였다.
보이드 생성 연결 지표가 11.5(㎛-1) 이상으로 되면 사이드 벤드 연신율이 크게 향상되는 것은, 보이드의 연결이 억제되기 때문이라고 생각되지만, 그 상세한 이유는 명확하지는 않다. 그러나, 경질 제2상 등의 사이즈가 보이드 생성에 영향을 미치고 있다고 생각된다. 즉, 경질 제2상 등의 미세화에 의해, 보이드가 연결되기 어려워질 뿐만 아니라, 보이드 자체가 생성되기 어려워지는 효과가 있기 때문일 것으로 생각된다. 그로 인해, 보이드 생성 연결 지표가 큰 영역에서는, 사이드 벤드 연신율의 향상값이 크게 되어 있는 것이라 추정된다. 또한, 파단에 이르는 변형량은 강재 조직 중에 존재하는 경질 제2상 등을 기점으로 한 보이드의 생성 및 연결에 의한 것이며, 경질 제2상 등의 종류, 양 및 사이즈에 의해 정해지는 것이다. 따라서 강재의 성분이 변화되어도 발명의 효과가 얻어지는 임계의 보이드 생성 연결 지표는 변화되지 않는다.
또한, 면적률, 평균 간격, 평균 직경을 감안해야 할 MA 및 시멘타이트는, 열연 강판의 단면에 있어서 면적이 0.1㎛2 이상인 것이다. 이보다도 작은 MA 및 시멘타이트는, 사이드 벤드 연신율에 크게 영향을 미치기 어렵기 때문이다. 또한, 면적률, 평균 간격, 평균 직경을 감안해야 할 개재물은, 열연 강판의 단면에 있어서 면적이 0.05㎛2 이상인 것이다. 이것보다도 작은 개재물은, 사이드 벤드 연신율에 크게 영향을 미치기 어렵기 때문이다.
면적률, 평균 간격, 평균 직경은 화상 해석에 의해 구해진다. MA는 레페라 에칭, 시멘타이트는 피크랄 에칭하여 계측용 샘플을 준비한다. 이들 샘플의 광학 현미경 사진을 2치화하고, 화상 해석 소프트웨어(예를 들어, Image Pro)를 사용하여 면적률과 평균 직경을 구할 수 있다. 개재물은 FE-SEM으로 입자 해석 소프트웨어(예를 들어, particle finder)를 사용하여 구할 수 있다. 이들 값으로부터, 등방 분포를 가정한 경우의 간격을 평균 간격으로서 구할 수 있다.
이상 보이드 생성 연결 지표 L에 대해 설명해 온 바와 같이, 보이드 생성 연결 지표에 의해 강판의 신장 플랜지 가공성을 평가할 수도 있다. 강판을 실제로 시험하여 신장 플랜지성을 확인하는 일 없이, 보이드 생성 연결 지표에 의해 평가할 수 있으므로, 강판의 품질 관리상의 효율을 현저하게 향상시킬 수 있다.
[강판 성분]
다음에, 본 발명에 관한 열연 강판 및 그 제조에 사용하는 강의 성분에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 각 성분의 함유량의 단위인 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
C:0.03％∼0.10％
C는 강도를 확보하기 위해 중요한 성분이다. C 함유량이 0.03％ 미만이면, 충분한 강도, 예를 들어 540㎫ 이상의 강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, C 함유량이 0.10％ 초과이면, 시멘타이트 등의 경질 제2상 등이 과잉으로 증가하여, 구멍 확장성이 떨어진다. 따라서, C 함유량은 0.03％∼0.10％로 한다. 또한, C 함유량은, 강도 확보의 관점에서 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, 또한 0.06％ 이상이면 더욱 바람직하다. 또한, 시멘타이트 등의 경질 제2상 등의 과잉의 증가를 최대한 억제하기 위해, C 함유량은 0.08％ 이하인 것이 바람직하고, 나아가서는 0.07％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Si:0.5％∼1.5％
Si는 고용(固溶) 강화에 의해 강도를 확보하기 위해 중요한 원소이다. Si 함유량이 0.5％ 미만이면, 충분한 강도, 예를 들어 540㎫ 이상의 강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, Si 함유량이 1.5％ 초과이면, 구멍 확장성이 떨어진다. Si를 다량으로 첨가하면 인성이 저하되어, 크게 변형되기 전에 취성 파괴되어 버리기 때문이다. 따라서, Si 함유량은 0.5％∼1.5％로 한다.
또한, 강도 확보의 관점에서 Si 함유량은 0.7％ 이상인 것이 바람직하고, 나아가서는 0.8％ 이상이면 보다 바람직하다. 또한, 경질 제2상 등의 과잉의 증가를 최대한 억제하는 관점에서 Si 함유량은, 1.4％ 이하인 것이 바람직하고, 나아가서는 1.3％ 이하로 하면 보다 바람직하다.
Mn:0.5％∼2.0％
Mn은 켄칭성을 담보하는 중요한 원소이다. Mn 함유량이 0.5％ 미만이면, 베이나이트를 충분히 생성시킬 수 없어, 충분한 강도, 예를 들어 540㎫ 이상의 강도를 얻는 것이 곤란하다. Mn은 오스테나이트 포머로, 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있기 때문이다. 즉, Mn이 적으면 페라이트 변태가 과잉으로 진행되어, 베이나이트를 얻을 수 없기 때문이다.
한편, Mn 함유량이 2.0％ 초과이면, 변태가 현저하게 지연되어, 페라이트를 생성시키는 것이 곤란해져 연성이 떨어진다. 오스테나이트 포머인 Mn은 Ae3점을 저하시키는 효과가 있기 때문이다. 따라서, Mn 함유량은 0.5％∼2.0％로 한다. 나아가서는, Mn 함유량은 1.0％ 이상인 것이 바람직하고, 1.6％ 이하인 것이 바람직하다.
Al:0.30％ 이하
Al은 탈산 원소로서 기능하지만, Al 함유량이 0.3％ 초과이면, 알루미나 등의 개재물이 많이 형성되어, 구멍 확장성 및 신장 플랜지 가공성이 떨어진다. 따라서, Al은 배제하고 싶은 원소이지만, 불가피적으로 함유되었다고 해도 Al 함유량은 0.3％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.15％ 이하로 하면 좋고, 나아가서는 0.10％ 이하로 한정하면 좋다. 또한, Al 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 기술적으로 0.0005％ 미만까지 저감시키는 것은 곤란하다.
P:0.05％ 이하
P는 불순물 원소로, P 함유량이 0.05％ 초과이면, 열연 강판에 용접이 실시된 경우에 용접부의 취화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 가능한 한 적은 쪽이 좋고, 0.05％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, 0.01％ 이하로 하면 좋다. 또한, P 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 탈인(P) 공정 등에서 0.0001％ 미만까지 저감하는 것은 경제적으로 불리하다.
S:0.01％ 이하
S는 불순물 원소로, S 함유량이 0.01％ 초과이면, 용접성에의 악영향이 현저해진다. 따라서, S 함유량은 가능한 한 적은 쪽이 좋고, 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, 0.005％ 이하로 하면 좋다. 또한, S가 과잉으로 함유되어 있으면, 조대한 MnS가 형성되어, 구멍 확장성 및 신장 플랜지 가공성이 떨어지기 쉽다. 또한, S 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 탈황(S) 공정 등에서 0.0001％ 미만까지 저감시키는 것은 경제적으로 불리하다.
N:0.01％ 이하
N은 불순물 원소로, N 함유량이 0.01％ 초과이면, 조대한 질화물이 형성되어, 구멍 확장성 및 신장 플랜지 가공성이 떨어진다. 따라서, N 함유량은 가능한 한 적은 쪽이 좋고, 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, 0.005％ 이하로 하면 좋다. 또한, N 함유량이 증가할수록, 용접시에 블로우 홀이 발생하기 쉬워진다. N 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.0005％ 미만까지 저감시키면, 제조 비용이 현저하게 상승한다.
본 발명에 관한 열연 강판 및 그 제조에 사용되는 강의 잔량부는 Fe이다. 단, Nb, Ti, V, W, Mo, Cu, Ni, Cr, B, Ca 및 REM(희토류 금속)으로부터 선택된 적어도 1종의 원소를 함유해도 된다.
Nb, Ti, V, W 및 Mo는 강도의 가일층의 향상에 기여하는 원소이다. 이들 원소의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 강도를 효과적으로 향상시키기 위해, Nb 함유량은 0.005％ 이상, Ti 함유량은 0.02％ 이상, V 함유량은 0.02％ 이상, W 함유량은 0.1％ 이상, Mo 함유량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 성형성의 확보를 위해, Nb 함유량은 0.08％ 이하, Ti 함유량은 0.2％ 이하, V 함유량은 0.2％ 이하, W 함유량은 0.5％ 이하, Mo 함유량은 0.4％ 이하인 것이 바람직하다.
Cu, Ni, Cr, B도 고강도화에 기여하는 원소이다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 고강도화의 효과를 얻기 위해서는 Cu:0.1％ 이상, Ni:0.01％, Cr:0.01％, B:0.0002％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면 성형성을 떨어뜨리는 경우가 있으므로, Cu:1.2％, Ni:0.6％, Cr:1.0％, B:0.005％를 상한으로 한다.
Ca 및 REM은 산화물 및 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이다. 이들 원소의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 형태의 제어를 효과적으로 행하기 위해, Ca 함유량 및 REM 함유량은, 모두 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 성형성의 확보를 위해, Ca 함유량 및 REM 함유량은, 모두 0.01％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서의 REM이라 함은, La 및 란타노이드 계열의 원소를 나타낸다. REM으로서는, 예를 들어 제강 단계에서 미슈 메탈을 첨가할 수 있다. 미슈 메탈은, La 및 Ce 등의 계열의 원소를 복합적으로 함유한다. 금속 La 및/또는 금속 Ce를 첨가해도 된다.
[강판 조직]
다음에, 본 발명에 관한 열연 강판의 조직에 대해 상세하게 설명한다.
페라이트 면적률 : 70％ 이상
페라이트는 연성을 확보하기 위해 극히 중요한 조직이다. 페라이트의 면적률이 70％ 미만이면, 충분히 높은 연성을 얻을 수 없다. 따라서, 페라이트의 면적률은 70％ 이상으로 하고, 나아가서는 75％ 이상이 바람직하고, 80％ 이상이면 보다 바람직하다. 한편, 페라이트의 면적률이 90％ 초과이면, 베이나이트가 부족하여 강도를 확보할 수 없을 가능성이 있다. 또한, 오스테나이트에의 C 농화가 진행되고, 그 결과, 베이나이트의 강도가 과잉으로 높아져 구멍 확장성이 떨어지는 경우도 있다. 따라서, 페라이트의 면적률은 90％ 이하인 것이 바람직하다. 가능하면 88％ 이하이면 보다 바람직하고, 85％ 이하이면, 구멍 확장성의 열화가 없어지므로 더욱 좋다.
베이나이트 면적률 : 30％ 이하
베이나이트는 강화에 기여하는 중요한 조직이다. 베이나이트의 면적률이 5％ 미만이면, 충분히 높은 인장 강도, 예를 들어 540㎫ 이상의 인장 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 베이나이트의 면적률은 5％ 이상인 것이 바람직하고, 7％ 이상이면 보다 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적률이 30％를 초과하면, 페라이트의 면적률이 부족하여 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 베이나이트의 면적률은 30％ 이하로 하면 좋고, 페라이트에 의한 연성 확보의 관점에서 27％ 이하가 보다 바람직하고, 25％ 이하이면 더욱 바람직하다.
MA(마르텐사이트-잔류 오스테나이트) 면적률 : 2％ 이하
MA는, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽이며, 예를 들어 레페라 시약에 의해 에칭한 샘플의 광학 현미경 이미지에 있어서 백색부로서 관찰할 수 있다. 또한, 개재물에는, MnS, Al2O3 등의 산화물, 황화물 등이 포함된다. 이들은, 예를 들어 불순물 성분이나 탈산을 위해 첨가되는 성분을 함유하고 있다.
MA는 변형에 수반하여 보이드를 형성하여, 구멍 확장성을 떨어뜨리는 조직이다. 그로 인해, MA의 면적률이 2％ 초과이면, 이러한 구멍 확장성의 열화가 현저해진다. 따라서, MA의 면적률은 2％ 이하로 한다. MA 면적률은 적은 쪽이 좋고, 가능하면 1％ 이하, 또한 0.5％ 이하이면 보다 바람직하다.
이상과 같은 조직 제어에 의해 연성, 구멍 확장성 및 사이드 벤드 연신율이 모두 높은 프레스 성형성이 우수한 열연 강판이 얻어진다. 따라서, 예를 들어 자동차용 서스펜션 부품에의 고강도 강판의 적용이 촉진되어, 연비의 향상 및 이산화탄소 배출량의 삭감에의 공헌이 극히 현저하다. 또한, 이하에 나타내는 집합 조직을 제어함으로써, 재질의 이방성이 작은 프레스 성형성이 우수한 열연 강판이 얻어진다.
즉, 소정의 성분 조성을 갖는 강에 있어서, 소정의 조직 구조이며 보이드 생성 연결 지표 L이 소정의 범위(본 발명에 있어서는 11.5 이상)로 되도록 제조함으로써, 구멍 확장성뿐만 아니라 신장 플랜지 가공성도 우수한 열연 강판을 제조할 수 있는 것이다.
집합 조직은 재질의 이방성에 관한 중요한 인자이다. 판폭 방향과 압연 방향의 사이드 벤드 연신율에 10％ 이상의 차가 존재하면, 실제 부품의 성형 방향에 따라서는 균열이 발생하거나 해 버린다. 강판의 1/2 두께 위치, 1/4 두께 위치, 1/8 두께 위치에 있어서의 강판 표면(압연면)과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비를 각각 1.5 이하, 1.3 이하, 1.1 이하로 함으로써, 사이드 벤드 연신율의 이방성이 작아져, 그 차는 10％ 이하로 할 수 있다. 여기서, 1/2 두께 위치, 1/4 두께 위치, 1/8 두께 위치는, 각각 열연 강판의 표면으로부터의 두께 방향의 거리가 당해 열연 강판의 두께의 1/2의 위치, 1/4의 위치, 1/8의 위치인 것을 의미한다. 사이드 벤드 시험에서는 발생한 균열이 판 두께 방향으로 관통할 때까지의 변형량을 측정하고 있다. 따라서 이방성을 작게 하기 위해서는 모든 판 두께 위치에 있어서의 X선 랜덤 강도비를 저하시키는 것이 유효하다.
[제조 방법]
다음에, 본 발명에 관한 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
상기한 성분의 강의 용제 및 주조를 행하여 슬래브(강편)를 얻는다. 주조로서는, 생산성의 관점에서 연속 주조를 행하는 것이 바람직하다. 이어서, 슬래브를 1150℃ 이상의 온도로 재가열하고, 120분간 이상 유지한 후, 열간 압연을 행한다. 1150℃ 이상의 온도에서 120분간 이상 가열함으로써, 슬래브 중의 MnS 등의 개재물이 용해되어, 그 후의 냉각 과정에서 개재물이 생성되어도, 당해 개재물은 미세한 것으로 되기 때문이다. 재가열 온도가 1150℃ 미만, 또는 시간이 120분간 미만이면, 슬래브 중에 존재하는 조대한 개재물이 충분히 용해되지 않고 많이 잔존하기 때문에, 높은 신장 플랜지성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 재가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 제조 비용의 관점에서 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 재가열 유지 시간의 상한도 특별히 정하지 않지만, 제조 비용의 관점에서 180분간 이하로 하는 것이 바람직하다. 단, 연속 주조에 의해 주조된 슬래브를 열간 상태에서 직송하여, 압연하는 경우는 이것에 한정되는 것은 아니다. 그 경우, 연속 주조 후의 온도도 포함하여 압연 전까지 연속해서 120분간 이상 1150℃ 이상의 온도 상태이면 된다.
열간 압연은, 조압연을 행하고, 그 후에 마무리 압연을 행한다. 이때, 마무리 압연은, 그 종료 온도(마무리 압연 온도)가 Ae3－30℃ 이상, Ae3＋30℃ 이하로 되도록 행하면 된다. 마무리 압연 온도가 Ae3＋30℃ 초과이면, 재결정 후의 오스테나이트립이 조대화되어, 페라이트 변태가 일어나기 어렵다. 한편, 마무리 압연 온도가 Ae3－30℃ 미만이면, 재결정이 현저하게 지연되어, 사이드 벤드 연신율의 이방성이 커진다. 이들의 우려를 해소하기 위해, 바람직하게는 Ae3－25℃ 이상 Ae3＋25℃ 이하, 더욱 바람직하게는 Ae3－20℃ 이상 Ae3＋20℃ 이하로 되도록 마무리 압연을 행하면 된다. 또한, Ae3은 이하의 (식 2)에 의해 구할 수 있다.
Figure pct00008
여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, B는 각 원소의 함유량(질량％)를 나타낸다.
또한, 마무리 압연에서는, 최종 4스탠드의 패스간 시간의 합계[4연 탠덤 압연기의 경우, 각 스탠드간(3구간)의 통과 시간의 합계]를 3초간 이하로 하는 것이 바람직하다. 합계 패스간 시간이 3초간 초과이면, 패스간에서 재결정이 일어나, 변형을 축적시킬 수 없으므로, 마무리 압연 후의 재결정 속도가 느려진다. 그 결과 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 높아져, 사이드 벤드 이방성이 커지는 경우가 있다.
열간 압연 후, 압연된 강판의 냉각은 2단계로 행한다. 이 2단계 냉각을, 각각 1차 냉각 및 2차 냉각이라 한다.
1차 냉각에서는, 강판의 냉각 속도는 50℃/s 이상으로 한다. 1차 냉각의 냉각 속도가 50℃/s 미만이면, 페라이트립이 크게 성장하여 시멘타이트의 핵 생성 사이트가 감소해 버리기 때문이다. 그 결과, 시멘타이트가 조대화되어, 11.5(㎛-1) 이상의 보이드 생성 연결 지표 L이 얻어지지 않게 되기 때문이다. 보다 확실하게 시멘타이트의 조대화를 억제하기 위해, 냉각 속도의 하한은 60℃/s 이상, 가능하면 70℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 1차 냉각에서의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 실용적인 범위에서 상한을 300℃/s 이하로 하면 좋다.
1차 냉각은, 열간 압연이 종료된 시점으로부터 1.0초간∼2.0초간의 사이에서 개시하는 것이 바람직하다. 1.0초간의 경과 전에 개시하면, 재결정이 충분히 진행되어 있지 않으므로 랜덤 강도비가 커져, 사이드 벤드 연신율의 이방성이 커지기 쉽다. 한편, 2.0초간 경과한 후에 냉각을 개시하면, 재결정 후의 γ립이 조대화되므로 강도를 확보하기 어렵다. 이들의 효과를 보다 확실하게 하기 위해, 열간 압연 후로부터 1차 냉각 개시까지의 경과 시간의 하한은 바람직하게는 1.2초, 보다 바람직하게는 1.3초로 하면 좋고, 경과 시간의 상한은 바람직하게는 1.9초, 보다 바람직하게는 1.8초로 하면 좋다.
1차 냉각의 정지 온도는 510℃∼700℃로 한다. 700℃ 초과의 온도에서 정지하면, 페라이트의 입성장이 진행되므로, 시멘타이트의 핵 생성 사이트가 감소한다. 그 결과, 시멘타이트가 조대화되어, 11.5(㎛-1) 이상의 보이드 생성 연결 지표 L이 얻어지지 않기 때문이다. 또한, 그로 인해 충분한 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않기 때문이다.
시멘타이트나 MA의 미세화를 위해서는, 1차 냉각 정지 온도는 가능한 한 낮은 쪽이 바람직하다. 이로 인해, 1차 냉각의 정지 온도는 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 620℃ 이하이면 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 600℃ 이하로 하면 보다 미세한 시멘타이트나 MA가 얻어진다.
한편, 510℃ 미만의 온도에서 정지하면, 페라이트 변태가 진행되지 않아 베이나이트 체적률이 증가하므로, 연성이 떨어진다. 시멘타이트나 MA의 미세화를 위해서는, 1차 냉각 정지 온도는 가능한 한 낮은 쪽이 바람직하지만, 페라이트 변태율의 관점에서는 그다지 낮게 할 수는 없다. 이로 인해, 1차 냉각의 정지 온도의 하한은, 바람직하게는 520℃, 보다 바람직하게는 530℃로 하면 좋다. 더욱 바람직하게는 1차 냉각의 정지 온도를 550℃ 이상으로 하면, 페라이트 변태도 진행되어, 그 후의 공냉의 효과를 여유를 갖고 얻을 수 있다.
1차 냉각과 2차 냉각 사이에는, 2초간∼5초간의 공냉을 행한다. 공냉 시간이 2초간 미만이면, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 충분한 연신율이 얻어지지 않는다. 한편, 공냉 시간이 5초간 초과이면, 펄라이트가 생성되고, 베이나이트가 얻어지지 않으므로 강도가 저하된다. 여기서, 공냉이라 함은 대기 중에 방치하는 것, 아른바 방냉하는 것이며, 그 냉각 속도는 4∼5℃/s 정도이다.
그 후, 2차 냉각을 행한다. 2차 냉각에서의 냉각 속도는 30℃/s 이상으로 한다. 이 냉각 속도가 30℃/s 미만이면, 시멘타이트의 성장이 촉진되어, 11.5(㎛-1) 이상의 보이드 생성 연결 지표 L이 얻어지지 않기 때문이다. 시멘타이트의 성장을 확실하게 억제하기 위해, 냉각 속도는 40℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 50℃/s 이상으로 하면 보다 바람직하다. 또한, 2차 냉각에서의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 실용적인 범위에서 상한을 300℃/s 이하로 하면 좋다.
2차 냉각 후에 강판을 권취하여 코일 형상으로 한다. 따라서, 2차 냉각의 종점 온도는, 거의 권취 개시 온도와 동일해진다. 권취 개시 온도는 500℃∼600℃로 하면 좋다. 권취 개시 온도가 600℃ 초과이면, 베이나이트가 부족하여 충분한 강도를 확보할 수 없다. 이 우려를 해소하는 관점에서 권취 개시 온도의 상한은 590℃로 하는 것이 바람직하고, 나아가서는 580℃로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 권취 개시 온도가 500℃ 미만이면 베이나이트가 과잉으로 되어, 구멍 확장성이 떨어질 뿐만 아니라 신장 플랜지 가공성도 악화된다. 또한, 권취 개시 온도가 500℃ 미만의 저온으로 되면 침상 페라이트의 생성이 촉진되기 쉬워진다. 전술한 바와 같이, 침상 페라이트는 크랙의 기점으로 되는 보이드가 생성되기 쉽고, 신장 플랜지성을 악화시켜, 연성을 저하시킨다. 이러한 우려를 해소하기 위해, 권취 개시 온도는 510℃인 것이 바람직하다. 나아가서는 520℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 530℃ 이상이면 침상 페라이트의 생성이 크게 억제된다.
권취 개시 온도로부터 200℃까지 도달할 때까지의 평균 냉각 속도는 30℃/h 이상으로 한다. 이 평균 냉각 속도가 30℃/h 미만이면, 시멘타이트가 과잉으로 성장하여, 11.5(㎛-1) 이상의 보이드 생성 연결 지표 L이 얻어지지 않는다. 따라서, 충분한 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않는다. 또한, 이 냉각 속도의 제어 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 권취에 의해 얻어진 코일을 직접 수냉하면 좋다. 또한, 코일의 질량이 커질수록 냉각 속도가 낮아지므로, 코일의 질량을 작게 함으로써 냉각 속도를 높이는 것도 가능하다.
이상, 본 발명에 대해 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 상기한 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 기술적 특징을 구비하는 형태이면, 특별히 한정되지 않는다.
또한, 제조 라인 고유의 특성도 있으므로, 제조 방법에 있어서는, 상기한 제조 방법을 중심으로 하여, 본 발명에서 제안하는 보이드 생성 연결 지표 L이 소정의 범위(본 발명에 있어서는 11.5 이상)로 되도록 제조 라인의 고유한 특성을 미세 수정해도 된다.
실시예
다음에, 본 발명자들이 행한 실시예에 대해 설명한다. 이들 실시예에 있어서의 조건 등은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 예이며, 본 발명은 이들 예에 한정되는 것은 아니다.
우선, 표 1의 화학 성분을 갖는 강을 주조하여 슬래브(강 A∼R)를 제작하였다. 이어서, 표 2(표 2는, 표 2-1과 표 2-2를 나타냄)에 나타내는 조건으로 슬래브의 열간 압연을 행하여 열연 강판(시험 No.1∼No.40)을 얻었다.
[표 1]
Figure pct00009
[표 2-1]
Figure pct00010

[표 2-2]
Figure pct00011
그리고, 각 열연 강판으로부터 시료를 채취하여, 압연 방향의 판 두께 단면을 관찰면으로서 연마하고, 각종 시약에 의해 에칭함으로써 금속 조직을 관찰하여, MA, 시멘타이트(탄화물) 및 개재물의 평가를 행하였다. 이들의 결과를 표 3(표 3은, 표 3-1과 표 3-2를 나타냄)에 나타낸다.
페라이트의 면적률 및 펄라이트의 면적률은, 나이탈 시약에 의해 에칭한 시료의 1/4 두께 위치에 있어서의 광학 현미경 사진으로부터 측정하였다. MA의 면적률(fMA), 평균 직경(DMA) 및 개수 밀도(nMA)는 레페라 시약에 의해 에칭한 시료의 1/4 두께 위치에 있어서의 500배의 광학 현미경 사진의 화상 해석에 의해 측정하였다. 이때, 측정 시야는 40000㎛2 이상으로 하고, 면적이 0.1㎛2 이상인 MA를 측정 대상으로 하였다. 베이나이트의 면적률은, 페라이트, 펄라이트 및 MA의 잔량부의 면적률로 하였다.
시멘타이트의 면적률(fθ), 평균 직경(Dθ) 및 개수 밀도(nθ)는, 피크랄 시약에 의해 에칭한 시료의 1/4 두께 위치에 있어서의 1000배의 광학 현미경 사진의 화상 해석에 의해 측정하였다. 측정 시야는 10000㎛2 이상으로 하고, 1시료에 대해 2시야 이상의 측정을 행하고, 면적이 0.1㎛2 이상인 시멘타이트를 측정 대상으로 하였다.
개재물의 면적률(fi), 평균 직경(Di) 및 개수 밀도(ni)는, 입자 해석(particle finder법)법에 의해, 압연 방향의 판 두께 단면의 1/4 두께 위치에 있어서의 1.0㎜×2.0㎜의 영역 내에서 측정하였다. 이때, 면적이 0.05㎛2 이상인 개재물을 측정 대상으로 하였다.
또한, 상술한 바와 같이, MA 및 시멘타이트의 측정 대상을 면적이 0.1㎛2 이상인 것으로 한 것은, 이보다도 작은 MA 및 시멘타이트는, 사이드 벤드 연신율에 크게 영향을 미치지 않기 때문이다. 이에 대해, 개재물의 측정 대상을 면적이 0.05㎛2 이상인 것으로 한 것은, MA 및 시멘타이트보다도 개재물의 쪽이 보이드를 생성하기 쉬워, 사이드 벤드 연신율에 영향을 미치기 때문이다.
그리고, (식 1) 및 (식 2)로부터 보이드 생성 연결 지표 L을 산출하였다.
[표 3-1]
Figure pct00012
[표 3-2]
Figure pct00013
또한, 각종 기계적 특성의 평가도 행하였다. 이들의 결과를 표 4에 나타낸다.
인장 강도 및 파단 연신율은, 판폭 방향의 중앙으로부터 압연 방향에 수직하게 채취한 JIS Z 2201의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241에 준거하여 측정하였다.
구멍 확장률은 판폭 방향의 중앙으로부터 채취한 구멍 확장 시험편을 사용하여, 일본 철강연맹 기획 JFST 1001-1996에 기재된 시험 방법에 준거하여 평가하였다.
사이드 벤드 연신율은, 일본 특허 출원 공개 제2009-145138호 공보에 기재된 방법으로 평가하였다. 이 방법에서는, 열연 강판으로부터 압연 방향 및 압연 방향에 대해 수직한 방향(판폭 방향)의 2방향으로 스트립 형상의 강편을 채취하였다. 그리고, 강편의 표면에 금긋기선을 그렸다. 이어서, 강편의 길이 방향의 중앙부에 있어서의 폭 방향의 단부를 반원 형상으로 펀칭하였다. 계속해서, 그 펀칭 단부면에 대해 인장 굽힘을 행하여, 판 두께를 관통하는 균열을 발생시켰다. 그리고, 당해 균열의 발생까지의 변형량을, 미리 그려둔 금긋기선에 기초하여 측정하였다.
[표 4]
Figure pct00014
표 3 및 표 4에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족시키고 있는 시험에서는, 인장 강도, 연신율, 구멍 확장성 및 사이드 벤드 연신율이 모두 우수하였다. 그러나, No.8, No.12, No.18의 시험에서는, 제조 조건의 약간의 차이로부터, 사이드 벤드 연신율의 이방성이 확인되었다.
한편, 시험 No.1에서는, C 함유량이 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 540㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.2에서는, C 함유량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 베이나이트의 면적률이 본 발명 범위보다 높아져, 연성 및 구멍 확장률이 낮았다.
시험 No.3에서는, Si 함유량이 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 시멘타이트가 과잉으로 생성되어 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아졌다. 이로 인해, 구멍 확장률은 높지만, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
시험 No.4에서는, Si 함유량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 110％ 이상의 구멍 확장성이 얻어지지 않았다.
시험 No.5에서는, Mn 함유량이 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 베이나이트가 거의 생성되지 않아, 540㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않았다.
시험 No.6에서는, Mn 함유량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 경질 제2상이 과잉으로 생성되어, 30％ 이상의 연신율이 얻어지지 않았다. 즉, 연성이 낮았다.
시험 No.7에서는, 슬래브의 재가열 온도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아져, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
시험 No.16에서는, 2차 냉각의 냉각 속도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 조대한 시멘타이트가 생성되고, 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아져, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
시험 No.17에서는, 슬래브의 재가열 시간이 본 발명 범위보다 짧기 때문에, 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아져, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
시험 No.19에서는, 마무리 압연의 종료 온도가 본 발명 범위보다 높기 때문에, 페라이트 변태가 크게 지연되어, 연신율이 낮았다. 즉, 연성이 낮았다.
시험 No.20, 46, 48에서는, 1차 냉각의 냉각 속도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 조대한 탄화물이 생성되고, 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아져, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
시험 No.21에서는, 1차 냉각의 정지 온도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 페라이트 변태가 진행되지 않아, 연신율이 낮았다. 즉, 연성이 악화되었다.
시험 No.22에서는, 1차 냉각의 정지 온도가 본 발명 범위보다 높기 때문에, 제2상이 조대화되어, 사이드 벤드 연신율이 저하되었다.
시험 No.23에서는, 공냉 시간이 본 발명 범위보다 짧기 때문에, 페라이트 변태가 진행되지 않아, 연신율이 낮았다. 즉, 연성이 낮았다.
시험 No.24에서는, 공냉 시간이 본 발명 범위보다 길기 때문에, 펄라이트가 생성되고, 베이나이트가 얻어지지 않았으므로, 강도가 저하되었다.
시험 No.25에서는, 권취 온도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 베이나이트가 과잉으로 되어, 연성이 낮았다. 시험 No.26에서는, 권취 온도가 본 발명 범위보다 높기 때문에, 540㎫ 이상의 강도가 얻어지지 않았다. 또한 탄화물이 조대화되고, 사이드 벤드 연신율도 낮았다.
시험 No.27, 47, 49에서는, 권취 후의 냉각 속도가 본 발명 범위보다 낮기 때문에, 시멘타이트가 조대화되고, 보이드 생성 연결 지표 L이 본 발명 범위보다 작아져, 70％ 이상의 사이드 벤드 연신율이 얻어지지 않았다.
도 1에는, 이들 시험에 의해 얻어진 측정 결과 중에서, 인장 강도가 540㎫ 이상, 또한 구멍 확장률이 110％ 이상인 것을 나타내고 있다.
이상, 본 발명에 대해 상세하게 설명하였다. 당연한 것이기는 하지만, 본 발명의 실시에 있어서는, 본 명세서 중에 기재한 형태에 한정되지 않는다.
본 발명에 의해 540㎫급 이상의 고장력강에 있어서, 구멍 확장성뿐만 아니라 신장 플랜지 가공성도 갖고, 가공성이 풍부한 프레스 성형성이 우수한 강판을 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명은 철강업에 한정되지 않고 강판을 사용하는 자동차 공업 등, 널리 산업에서 이용할 수 있다.

Claims (8)

  1. 질량％로,
    C:0.03％∼0.10％,
    Si:0.5％∼1.5％,
    Mn:0.5％∼2.0％
    를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    불순물로서
    P:0.05％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.30％ 이하,
    N:0.01％ 이하로 한정한 강판이며,
    상기 강판의 금속 조직에 있어서의, 페라이트의 면적률이 70％ 이상, 베이나이트의 면적률이 30％ 이하, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 면적률이 2％ 이하이고,
    시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5 이상인 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
    Figure pct00015

    nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도이며, 단위는 개/㎛2임.
    Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경이며, 단위는 ㎛임.
    Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격이며, 단위는 ㎛임.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판이, 질량％로,
    Nb:0.08％ 이하,
    Ti:0.2％ 이하,
    V:0.2％ 이하,
    W:0.5％ 이하,
    Mo:0.4％ 이하,
    Cu:1.2％ 이하,
    Ni:0.6％ 이하,
    Cr:1.0％ 이하,
    B:0.005％ 이하,
    Ca:0.01％ 이하 및
    REM:0.01％ 이하,
    중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판에 있어서, 그 표면으로부터 두께 방향으로, 1/2 두께 위치, 1/4 두께 위치, 1/8 두께 위치에 있어서의 표면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 각각 1.5 이하, 1.3 이하, 1.1 이하인 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판.
  4. 질량％로,
    C:0.03％∼0.10％,
    Si:0.5％∼1.5％,
    Mn:0.5％∼2.0％
    를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    불순물로서
    P:0.05％ 이하,
    S:0.01％ 이하,
    Al:0.30％ 이하,
    N:0.01％ 이하로 한정한 강으로 이루어지는 슬래브를
    1150℃ 이상의 온도로 재가열하고, 120분간 이상 유지하여, 조압연을 행하는 공정과,
    다음에, 종료 온도가 Ae3－30℃ 이상, Ae3＋30℃ 이하로 되도록 마무리 압연을 행하는 공정과,
    다음에, 50℃/s 이상의 냉각 속도로 510℃∼700℃의 온도까지 1차 냉각하는 공정과,
    다음에, 2초간∼5초간의 공냉을 행하는 공정과,
    다음에, 30℃/s 이상의 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정과,
    다음에, 500℃∼600℃의 온도에서 권취를 행하는 공정과,
    다음에, 30℃/h 이상의 평균 냉각 속도로 200℃ 이하까지 냉각하는 공정을 갖고 강판을 얻는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
    여기서,
    Figure pct00016

    (식 2) 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, B는 각 원소의 함유량을 나타내고, 단위는 질량％임.
  5. 제4항에 있어서, 상기 마무리 압연에 있어서의 최종 4스탠드의 합계 패스간 시간을 3초간 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 슬래브가, 질량％로,
    Nb:0.08％ 이하,
    Ti:0.2％ 이하,
    V:0.2％ 이하,
    W:0.5％ 이하,
    Mo:0.4％ 이하,
    Cu:1.2％ 이하,
    Ni:0.6％ 이하,
    Cr:1.0％ 이하,
    B:0.005％ 이하,
    Ca:0.01％ 이하 및
    REM:0.01％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  7. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 강판의 금속 조직에 있어서의 시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5 이상으로 되는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
    Figure pct00017

    nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도이며, 단위는 개/㎛2임.
    Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경이며, 단위는 ㎛임.
    Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격이며, 단위는 ㎛임.
  8. 제6항에 있어서, 상기 강판의 금속 조직에 있어서의 시멘타이트, 개재물, 및 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 각각의 평균 간격, 평균 직경 및 개수 밀도에 관하여, (식 1)로 나타내어지는 보이드 생성 연결 지표 L이 11.5 이상으로 되는 것을 특징으로 하는, 프레스 성형성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
    Figure pct00018

    nθ, ni, nMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 개수 밀도이며, 단위는 개/㎛2임.
    Dθ, Di, DMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 직경이며, 단위는 ㎛임.
    Lθ, Li, LMA : 각각 시멘타이트, 개재물, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 평균 간격이며, 단위는 ㎛임.
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