KR20140098841A

KR20140098841A - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140098841A
Application number: KR1020147018228A
Authority: KR
Inventors: 히로시 슈토오; 다츠오 요코이; 유우키 간자와; 노부히로 후지타; 료오타 니이야; 신야 사이토오
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-01-05
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2014-08-08
Also published as: JPWO2013103125A1; KR101617115B1; TW201335383A; CA2860165C; MX2014008124A; ES2663747T3; BR112014016420A2; EP2801637A1; WO2013103125A1; MX359273B; RU2014132066A; PL2801637T3; US10087499B2; US20150017471A1; BR112014016420A8; CN104040009A; JP5621942B2; RU2587003C2; EP2801637B1; EP2801637A4

Abstract

조직 분율과 조직간 경도차를 제어함으로써, 저온 인성을 확보하고, 또한 우수한 신장 플랜지성을 갖는 고강도 열연 강판과 그 제조 방법을 제공한다. C:0.01∼0.2％, Si:0.001∼2.5％ 이하, Mn:0.10∼4.0％ 이하, P:0.10％ 이하, S:0.03％ 미만, Al:0.001∼2.0％, N:0.01％ 미만, Ti:(0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％ 이상 0.3％ 이하, Nb:0∼0.06％, Cu:0∼1.2％, Ni:0∼0.6％, Mo:0∼1％, V:0∼0.2％, Cr:0∼2％, Mg:0∼0.01％, Ca:0∼0.01％, REM:0∼0.1％ 및 B:0∼0.002％를 함유하고, 강판 표면으로부터 판 두께의 3/8∼5/8 두께 위치 사이에 있는 판 두께 중심부에 있어서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 6.5 이하임과 함께, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 이하인 집합 조직을 갖고, 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 합계 면적률이 85％ 초과임과 함께, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열연 강판.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판을 사용하는 것에 의한 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 외에 고강도 강판이 많이 사용되어 왔다. 또한 자동차 차체의 경량화를 금후 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 강도 레벨을 높여야 하지만, 강판의 고강도화는, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성의 열화를 수반한다. 이로 인해, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할지가 고강도 강판의 개발에 있어서 중요해진다. 특히, 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재 등의 자동차 부재의 소재로서 사용되는 강판은, 그 용도에 따라서, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성, 내 충격성 또는 내식성 등이 요구되고, 이들 재료 특성과 고강도성을 어떻게 고차원으로 밸런스 좋게 확보할지가 중요하다.

또한, 이러한 부재의 소재로서 사용되는 강판은, 성형 후에 부재로서 자동차에 장착한 후에 충돌 등에 의한 충격을 받아도 파괴되기 어렵도록, 특히 한랭지에 있어서의 내 충격성 확보를 위해, 저온 인성도 향상시킬 필요성이 있다. 이 저온 인성은, vTrs(샤르피 파면 천이 온도) 등으로 규정된다. 따라서, 상기 강판의 내 충격성 자체를 고려하는 것도 필요해지고 있다.

즉, 상기 부재를 비롯한 부품의 소재로서 사용되는 강판에는, 우수한 가공성에 더하여 저온 인성이 매우 중요한 특성으로서 요구되고 있다.

고강도 강판에 있어서의 저온 인성의 향상법에 대해서는, 예를 들어 특허문헌 1, 2에 있어서 그 제조 방법이 개시되어 있고, 어스펙트비를 조정한 마르텐사이트상을 주상(主相)으로 하는 방법(특허문헌 1)이나 평균 입경을 5∼10㎛로 한 페라이트 중에 탄화물을 미세하게 석출시키는 방법(특허문헌 2)에 의해 저온 인성을 향상시키고 있다.

그러나, 특허문헌 1 및 2에 있어서는, 신장 플랜지성에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않아, 버링 가공을 행하는 부재에 적용한 경우에 성형 불량이 발생하는 것이 우려된다. 또한, 강관 분야, 후판 분야에 있어서도 저온 인성 향상의 지식이 있지만, 박판 정도의 성형성은 필요로 하지 않으므로, 마찬가지의 우려가 있다.

고강도 강판에 있어서의 신장 플랜지성의 향상법에 대해서는, 국부 연성을 개선하는 강판의 금속 조직 제어법에 대해서도 개시되어 있고, 개재물 제어, 단일 조직화, 조직간의 경도차의 저감이, 굽힘성이나 신장 플랜지성에 효과적인 것이 비특허문헌 1에 개시되어 있다. 또한, 열간 압연의 마무리 온도, 마무리 압연의 압하율 및 온도 범위를 제어하여, 오스테나이트의 재결정을 촉진시키고, 압연 집합 조직의 발달을 억제하고, 결정 방위를 랜덤화함으로써, 강도, 연성, 신장 플랜지성을 향상시키는 방법이 비특허문헌 2에 개시되어 있다.

비특허문헌 1, 2로부터, 금속 조직이나 압연 집합 조직을 균일화함으로써 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다고 생각되지만, 저온 인성과 신장 플랜지성의 양립에 대해서는 배려되어 있지 않다.

신장 플랜지성과 저온 인성의 양립에 대해서는 특허문헌 3에 대해 언급되어 있고, 경도와 입경을 제어한 페라이트상 중에, 잔류 오스테나이트와 베이나이트를 적량 분산하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 연질인 페라이트를 50％ 이상 함유하는 조직이므로, 최근의 가일층의 고강도화의 요구에 따르는 것은 곤란하다.

일본 특허 공개 제2011-52321호 공보 일본 특허 공개 제2011-17044호 공보 일본 특허 공개 평7-252592호 공보

K.Sugimoto et al, 「ISIJ International」(2000) Vol.40, p.920 기시다(岸田), 「신일본제철 기보」(1999) No.371, p.13

본 발명은 상술한 문제점에 비추어 안출된 것이며, 그 목적으로 하는 점은, 열연 강판, 특히 고강도이면서, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 열연 강판 및 그 강판을 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.

본 발명자들은, 고강도 열연 강판의 화학 조성 및 제조 조건을 최적화하고, 강판의 집합 조직 및 마이크로 조직을 제어함으로써, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 강판의 제조에 성공하였다. 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C:0.01∼0.2％,

Si:0.001∼2.5％,

Mn:0.10∼4.0％,

P:0.10％ 이하,

S:0.030％ 이하,

Al:0.001∼2.0％,

N:0.01％ 이하,

Ti:(0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％≤Ti≤0.3％,

Nb:0∼0.06％,

Cu:0∼1.2％,

Ni:0∼0.6％,

Mo:0∼1％,

V:0∼0.2％,

Cr:0∼2％,

Mg:0∼0.01％,

Ca:0∼0.01％,

REM:0∼0.1％,

B:0∼0.002％,

잔량부는 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

강판 표면으로부터 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에 있어서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 6.5 이하임과 함께, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 이하인 집합 조직을 갖고,

템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 합계 면적률이 85％ 초과임과 함께, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열연 강판.

(2) 상기 화학 조성이, 질량％로,

Nb:0.005∼0.06％,

Cu:0.02∼1.2％,

Ni:0.01∼0.6％,

Mo:0.01∼1％,

V:0.01∼0.2％ 및

Cr:0.01∼2％

로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 열연 강판.

(3) 상기 화학 조성이, 질량％로, Mg:0.0005∼0.01％, Ca:0.0005∼0.01％ 및 REM:0.0005∼0.1％로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판.

(4) 상기 화학 조성이, 질량％로, B:0.0002∼0.002％를 함유하는 것인 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(5) 하중 0.098N의 비커스 경도를 100점 이상 측정하였을 때의 경도의 평균값을 E(HV0.01), 표준 편차를 σ(HV0.01)로 하였을 때, σ(HV0.01)/E(HV0.01)가 0.08 이하인 마이크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(6) 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)이 0.70 이상 및 압연 방향에 대해 30°의 방향의 r값(r30)이 1.10 이하인 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(7) 압연 방향의 r값(rL)이 0.70 이상 및 압연 방향에 대해 60°의 방향의 r값(r60)이 1.10 이하인 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(6) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(8) 강판의 표면에, 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(7) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

(9) 상기 (1)∼(7) 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브에, 조(粗) 열간 압연, 마무리 열간 압연, 1차 냉각 및 2차 냉각을 순차 실시하여 권취함으로써 열연 강판으로 하는 열연 강판의 제조 방법에 있어서,

상기 마무리 열간 압연은, 하기 식(1)에서 규정되는 온도 T1에 대해 (T1＋30)℃ 이상 (T1＋200)℃ 이하의 제1 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율이 30％ 이상, 상기 제1 온도 영역에 있어서의 합계 압하율이 50％ 이상, T1℃ 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에 있어서의 합계 압하율이 0∼30％임과 함께, 상기 제1 온도 영역 또는 상기 제2 온도 영역에서 압연을 완료하는 것이고,

상기 1차 냉각은, 하기 식(2)를 만족시킴과 함께, 냉각량이 40℃ 이상 140℃ 이하인 수냉각이고,

상기 2차 냉각은, 상기 1차 냉각 후 3초 이내에 냉각을 개시하고, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 수냉각이고,

상기 권취는, 하기 식(3)을 만족시키는 온도 CT에서 권취하는 것인 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.

여기서,

식(1) 및 식(5)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중 함유량(질량％),

식(2)에 있어서의 t는, 상기 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 압하 중 최종 압하로부터 1차 냉각 개시까지의 시간(초), t1은 상기 식(4)에 의해 결정되는 시간(초),

식(3)에 있어서의 max[ ]는 인수 중 최대의 값을 반환하는 함수, Ms는 상기 식(5)에 의해 결정되는 온도이고,

식(4)에 있어서의 Tf 및 P1은, 각각 상기 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 압하 중 최종 압하시의, 강판 온도 및 압하율(％)이다.

(10) 상기 조 열연 압연은, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율이 40％ 이상이고, 오스테나이트의 평균 입경을 200㎛ 이하로 하는 것인 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

(11) 상기 마무리 열간 압연의 (T1＋30℃) 이상 (T1＋150℃) 이하의 온도 영역에 있어서의 최대 가공 발열량이 18℃ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

(12) 상기 (9)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법에 의해 얻어진 열연 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 열연 강판, 특히 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이 강판을 사용하면, 고강도 강판을 가공하는 것이 용이해지고, 극한랭지에서의 사용에 견디는 것이 가능해지므로, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

이하에 본 발명의 내용을 상세하게 설명한다.

강판 표면으로부터 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에 있어서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 6.5 이하임과 함께, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 이하인 집합 조직을 갖는 것:

이들 X선 랜덤 강도비의 규정은, 본 발명에서 특히 중요하다.

강판 표면으로부터 측정하여, 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에 있어서 판면의 X선 회절을 행하고, 특정 결정 방위를 갖지 않고, 랜덤한 결정 방위를 갖는 표준 시료(랜덤 시료)에 대한 각 방위의 강도비를 구하였을 때의, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균값을 6.5 이하로 함으로써, 강도 590㎫급의 재료에서 구멍 확장률≥140％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥100000㎫·％, 강도 780㎫급의 재료에서 구멍 확장률≥90％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥70000㎫·％, 그리고, 강도 980㎫급 이상의 재료에서 구멍 확장률≥40％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥50000㎫·％를 만족시키는 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 가능해진다. 또한, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값은 4.0 이하인 것이 바람직하다.

판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 6.5 초과에서는, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해져, 특정 방향의 신장 플랜지성은 향상되지만, 그것과는 다른 방향의 신장 플랜지성의 저하가 현저해져, 상기한 구멍 확장률을 만족시키는 기계 특성을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열간 압연 공정에서는 실현이 어렵지만, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 0.5 미만으로 되면 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 따라서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값은 0.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값은, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {113}＜110＞, {112}＜110＞, {335}＜110＞ 및 {223}＜110＞의 각 방위에 대해 X선 랜덤 강도비를 상가 평균한 것이다.

이들 각 방위의 X선 랜덤 강도비는, X선 회절이나 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 등의 장치를 사용하여 측정한다. {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직이나 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다.

예를 들어, 후자의 방법에 있어서의 상기 각 결정 방위의 X선 랜덤 강도비에는, 3차원 집합 조직의 φ2＝45°단면에 있어서의 (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10]의 강도를 그대로 사용하면 된다(「마이너스 1」을 나타내는 어퍼 바가 달린 1은 「-1」로 표기하였음).

상술한 바와 같이, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이라 함은, 상기한 각 방위의 X선 랜덤 강도비의 상가 평균이지만, 상기한 모든 방위의 X선 랜덤 강도비를 얻을 수 없는 경우에는, {100}＜110＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞ 및 {223}＜110＞의 각 방위의 X선 랜덤 강도비의 상가 평균으로 대체해도 된다.

또한 마찬가지의 이유로부터, 강판 표면으로부터 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에 있어서, 판면의 {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비는, 5.0 이하(바람직하게는 3.0 이하)이면, 최근 요구되는 하체 부품의 가공에 필요한 인장 강도×구멍 확장률≥50000을 만족시킨다. 또한, 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비는 3.0 이하인 것이 바람직하다.

상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 초과이면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해져, 특정 방향의 신장 플랜지성은 향상되지만, 그것과는 다른 방향의 신장 플랜지성의 저하가 현저해져, 구멍 확장률이 저하된다. 한편, 현행의 일반적인 연속 열간 압연 공정에서는 실현이 어렵지만, 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 0.5 미만으로 되면 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 따라서, 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비는 0.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 구멍 확장성의 개선에 대해 중요하다는 이유는 반드시 명백한 것은 아니지만, 구멍 확장 가공시의 결정의 슬립 거동과 관계가 있는 것이라 추측된다.

X선 회절에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 표면으로부터 두께 감소시키고, 이어서 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거함과 동시에, 판 두께의 3/8∼5/8의 범위에서 적당한 면이 측정면으로 되도록 상술한 방법에 따라서 시료를 조정하여 측정하면 된다.

당연한 것이지만, 상술한 X선 강도의 한정이 판 두께 1/2 근방뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께에 대해 충족됨으로써, 한층 더 구멍 확장성이 양호해진다. 그러나, 강판 표면으로부터 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에서 측정을 행함으로써 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있으므로 이것을 규정하는 것으로 한다.

또한, {hkl}＜uvw＞로 나타내어지는 결정 방위라 함은, 판면의 법선 방향이 ＜hkl＞과 평행하고, 압연 방향이 ＜uvw＞과 평행한 것을 나타내고 있다.

압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)이 0.70 이상이고, 또한 압연 방향과 30°의 r값(r30)이 1.10 이하인 것:

상술한 집합 조직에 더하여, 이하의 기계 특성을 만족시킴으로써 더욱 양호한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 가능해진다. 따라서, 이하의 기계 특성을 만족시키는 것이 바람직하다.

압연 방향과 직각 방향의 r값(rC):

rC는 0.70 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 r값의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1.10 이하로 함으로써, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있으므로 바람직하다.

압연 방향에 대해 30°의 방향의 r값(r30):

r30은 1.10 이하인 것이 바람직하다. 또한, 이 방향의 r값의 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.70 이상으로 함으로써 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있으므로 바람직하다.

압연 방향의 r값(rL)이 0.70 이상이고, 또한 및 압연 방향과 60°의 r값(r60)이 1.10 이하인 것:

압연 방향의 r값(rL):

rL은 0.70 이상인 것이 바람직하다. 또한, rL값의 상한은 특별히 정하지 않지만, rL을 1.10 이하로 함으로써, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있으므로 바람직하다.

압연 방향에 대해 60°의 방향의 r값(r60):

r60은, 1.10 이하인 것이 바람직하다. r60값의 하한은 특별히 정하지 않지만, r60을 0.70 이상으로 함으로써 보다 우수한 구멍 확장성을 얻을 수 있다.

상술한 각 r값은 JIS 5호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 의해 평가한다. 인장 변형은 통상 고강도 강판의 경우 5∼15％의 범위이고, 균일 연신의 범위에서 평가하면 된다.

강판의 마이크로 조직:

우선, 평균 결정 입경 및 조직의 동정 방법에 대해 서술한다.

본 발명에서는 평균 결정 입경 및 페라이트, 또한 잔류 오스테나이트를 EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy, 상표)법을 사용하여 정의하고 있다.

EBSP-OIM법은 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사진 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기쿠치(菊池) 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다. EBSP법으로는 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석을 할 수 있고, 분석 에어리어는 SEM으로 관찰할 수 있는 영역으로, SEM의 분해능에 따라 다르지만, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은 수시간에 걸쳐, 분석하고자 하는 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만점 매핑하여 행한다.

결정 방위의 구조로부터 상의 동정을 할 수 있는 것 외에, 다결정 재료에서는 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다. 측정 정보로부터, 인접하는 측정점 사이의 방위차를 계산할 수 있고, 그 평균값을 KAM(Kernel average misorientation)값이라 한다.

본 발명에 있어서는, 그 결정립의 방위차를, 일반적으로 결정 입계로서 인식되어 있는 대경각(大傾角) 입계의 임계값인 15°라 정의하여 매핑한 화상으로부터 입자를 가시화하여, 평균 결정 입경을 구하였다. 또한, 15°의 대각 입계로 둘러싸인 결정립 내의 KAM값의 평균이 1°이내인 것을 페라이트라 정의하였다. 페라이트는 고온 변태상으로, 변태 변형이 작기 때문이다. 또한, EBSP법에 의해 오스테나이트라 동정된 것을 잔류 오스테나이트라 정의하였다.

본 발명에서 정의하는 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트는, Ms점이 350℃ 초과인 경우는 Ms점 이하, Ms점이 350℃ 이하인 경우는 350℃ 이하에서 오스테나이트로부터 변태되는 조직이며, 이 조직을 TEM에 의해 관찰하면, 시멘타이트 또는 준안정 철탄화물이 동일 라스 내에 멀티 배리언트로 석출되어 있다.

한편 시멘타이트 또는 준안정 철탄화물이 동일 라스 내에 싱글 배리언트로 석출된 것을 상부 베이나이트라 정의하였다. 이것은 시멘타이트 석출의 구동력이 템퍼링 마르텐사이트 또는 하부 베이나이트와 비교하여 작기 때문이라 생각된다.

마찬가지로 조직을 TEM으로 관찰하였을 때, 시멘타이트 또는 준안정 탄화물의 석출이 관찰되지 않는 것을 마르텐사이트라 정의하였다.

또한, 이들의 조직 분율은 TEM 사진은 20000배의 배율로 10시야 이상 촬영하여, 점산법으로 구한 것이다.

고강도 강판에서는, 그 강도를 높이기 위해, 석출 강화 페라이트나 베이나이트, 마르텐사이트 등의 단상 또는 복상 조직이 사용되고 있지만, 발명자들은 예의 검토를 진행한 결과, 템퍼링 마르텐사이트와, 마르텐사이트와, 하부 베이나이트의 합계 면적률이 85면적％ 초과임과 함께, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하인 조직으로 하면, 더욱 바람직하게는, 이들 조직간 경도차를 어느 일정 이하로 저감시키면, 조직 계면에의 응력 집중이 저감되어, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 향상되는 것을 발견하였다. 템퍼링 마르텐사이트 조직과 하부 마르텐사이트의 분율의 합이 85％ 초과이면 강도와 연신율의 밸런스가 좋으므로 더욱 바람직하다. 상기 평균 결정 입경은 12.0㎛ 초과에서는, vTrs≤-40℃를 만족시키는 우수한 저온 인성을 확보하는 것이 곤란하다.

또한, 이들 조직이 강판의 100％를 차지해도 신장 플랜지성 및 저온 인성의 열화는 일어나지 않으므로, 조직 분율의 상한은 지정하지 않는다.

연성을 향상시키는 것을 중시하는 경우에는, 면적률로 15％ 미만의 페라이트를 함유시켜도 된다.

조직간 경도차에 대해서는, 하중 0.098N(10gf)의 마이크로비커스를 사용하여 비커스 경도를 100점 이상 측정하였을 때의 경도의 평균값을 E(HV0.01), 경도의 표준 편차를 σ(HV0.01)로 하면, σ(HV0.01)/E(HV0.01)를 0.08 이하로 하고, 페라이트를 5면적％ 이상 포함함으로써, 인장 강도 980㎫급 이상에서 인장 강도×구멍 확장률≥55000㎫·％, 또한 인장 강도×전연신율≥14000㎫·％, 또한 vTrs≤-40℃를 만족시키는, 신장 플랜지성과 전연신율이 양립된 우수한 기계 특성이 얻어지므로 바람직하다. 또한, 상기 σ(HV0.01)/E(HV0.01)를 0.06 이하로 함으로써, 인장 강도 980㎫급 이상에서 인장 강도×구멍 확장률≥60000㎫·％, 또한 vTrs≤-40℃를 만족시키는, 신장 플랜지성이 특히 우수한 기계 특성이 얻어지므로 바람직하다. 상기 σ(HV0.01)/E(HV0.01)를 0.08 이하로 함으로써, 샤르피 파면을 관찰하였을 때의 경질 조직과 연질 조직의 계면이 균열의 기점으로 되는 것이 저감되어 있어, 이것이 vTrs를 개선하고 있는 원인으로 되고 있다고 추정된다.

σ(HV0.01)/E(HV0.01)의 하한에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 통상 0.03 이상이다.

강판의 화학 조성:

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 화학 조성의 한정 이유를 설명한다. 또한, 함유량을 나타내는 「％」는, 「질량％」를 의미한다.

C:0.01∼0.2％

C(탄소)는, 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. C 함유량이 0.01％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, C 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.2％ 초과에서는, 연성의 저하를 초래함과 함께, 펀칭 가공시의 2차 전단면의 깨짐 기점으로 되는 시멘타이트(Fe₃C) 등의 철계 탄화물이 증가해 버려, 신장 플랜지성의 열화를 초래한다. 따라서, C 함유량은, 0.2％ 이하로 한다.

Si:0.001％∼2.5％

Si(규소)는, 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 용강의 탈산제로서의 역할도 한다. Si 함유량이 0.001％ 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Si 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 또한, Si는, 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하고, 이에 의해 강도와 구멍 확장성을 향상시키는 작용도 갖는다. 이러한 관점에서는, Si 함유량은 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량을 2.5％ 초과로 해도 강판의 강도를 높이는 작용에 의한 효과는 포화되어 버린다. 따라서, Si 함유량은, 2.5％ 이하로 한다. 또한, 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하는 것에 의한 강도와 구멍 확장성을 보다 유효하게 향상시키는 관점에서, Si 함유량은 1.2％ 이하로 하는 것이 적합하다.

Mn:0.10∼4.0％

Mn(망간)은, 고용 강화 및 켄칭 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 0.10％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. 또한, Mn은, 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜 켄칭성을 향상시키고, 버링성이 우수한 마르텐사이트나 하부 베이나이트 등의 저온 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 작용을 갖는다. 이러한 관점에서는, Mn 함유량은 1％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2％ 이상이다. 또한, Mn은, S에 의한 열간 깨짐의 발생을 억제하는 작용도 갖는다. 이러한 관점에서는, Mn 함유량([Mn])과 S 함유량([S])이 [Mn]/[S]≥20을 만족시키는 Mn량을 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Mn 함유량을 4.0％ 초과로 해도 강판의 강도를 향상시키는 작용에 의한 효과는 포화되어 버린다. 따라서, Mn 함유량은 4.0％ 이하로 한다.

P:0.10％ 이하

P(인)는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이다. P 함유량이 0.10％ 초과에서는, 열간 압연시에 깨짐을 야기하고, 또한 입계에 편석되어 저온 인성을 저하시킴과 함께, 가공성이나 용접성도 저하시킨다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 구멍 확장성이나 용접성의 관점에서는, P 함유량은 0.02％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

S:0.030％ 이하

S(황)는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이다. S 함유량이 0.030％ 초과에서는, 열간 압연시에 깨짐을 야기하고, 또한 강 중에 A계 개재물을 생성시켜 구멍 확장성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량은 0.030％ 이하로 한다. 구멍 확장성의 관점에서는, S 함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Al:0.001∼2.0％

Al(알루미늄)은, 강의 정련 공정에 있어서 용강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 갖는다. Al 함유량이 0.001％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. Al은 또한, Si와 마찬가지로 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하고, 이에 의해 강도와 구멍 확장성을 향상시키는 작용도 갖는다. 이러한 관점에서는, Al 함유량은 0.016％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al 함유량을 2.0％ 초과로 해도, 상기 탈산 작용에 의한 효과는 포화되어 버려, 경제적으로 불리해진다. 또한, 열간 압연시에 깨짐을 야기시키는 경우가 있다. 따라서, Al 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 강 중에 있어서의 비금속 개재물의 생성을 억제하여, 연성 및 저온 인성을 향상시키는 관점에서는, Al 함유량은 0.06％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04％ 이하이다.

N:0.01％ 이하

N(질소)은, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이다. N 함유량이 0.01％ 초과에서는, 열간 압연시에 깨짐을 야기하고, 또한 내 시효성을 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 내 시효성의 관점에서는, N 함유량은 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ti:(0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％≤Ti≤0.3％:

Ti(티탄)는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Ti 함유량이, N 함유량[N](단위:％) 및 S 함유량[S](단위:％)에 의해 결정되는 (0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％ 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Ti 함유량은 (0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량을 0.3％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 경제적으로 불리해진다. 따라서, Ti 함유량은 0.3％ 이하로 한다.

Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr:

Nb(니오븀), Cu(구리), Ni(니켈), Mo(몰리브덴), V(바나듐) 및 Cr(크롬)은, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 필요에 따라서 적절히 함유시킬 수 있다. 그러나, Nb 함유량을 0.06％ 초과, Cu 함유량을 1.2％ 초과, Ni 함유량을 0.6％ 초과, Mo 함유량이 1％ 초과, V 함유량을 0.2％ 초과 및 Cr 함유량을 2％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 경제적으로 불리해진다. 따라서, Nb 함유량은 0∼0.06％, Cu 함유량은 0∼1.2％, Ni 함유량은 0∼0.6％, Mo 함유량은 0∼1％, V 함유량은 0∼0.2％, Cr 함유량은 0∼2％로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Nb:0.005％ 이상, Cu:0.02％ 이상, Ni:0.01％ 이상, Mo:0.01％ 이상, V:0.01％ 이상 및 Cr:0.01％ 이상 중 어느 하나를 만족시키는 것이 바람직하다.

Mg, Ca, REM:

Mg(마그네슘), Ca(칼슘) 및 REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점으로 되어 가공성을 열화시키는 원인으로 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 필요에 따라서 적절히 함유시켜도 된다. 그러나, Mg 함유량을 0.01％ 초과, Ca 함유량을 0.01％ 초과, REM 함유량을 0.1％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어, 경제적으로 불리해진다. 따라서, Mg 함유량은 0∼0.01％, Ca 함유량은 0∼0.01％, REM 함유량은 0∼0.1％로 한다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Mg, Ca 및 REM 중 어느 하나의 원소의 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

B:

B(붕소)는, C와 마찬가지로 입계에 편석되어, 입계 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 즉, 고용 C와 마찬가지로 고용 B로서 입계에 편석됨으로써, 파단면 깨짐의 방지를 실현하는 데 있어서 유효하게 작용한다. 그리고, C가 탄화물로서 입내에 석출되어 입계에 있어서의 고용 C가 감소하였다고 해도, B가 입계에 편석됨으로써, C의 입계에 있어서의 감소를 보상하는 것이 가능해진다. 따라서, B를 필요에 따라서 적절히 함유시켜도 된다. 그러나, B 함유량을 0.002％ 초과로 하면, 열간 압연에 있어서의 오스테나이트의 재결정이 과도하게 억제되어, 미재결정 오스테나이트로부터의 γ→α 변태 집합 조직을 강화하여, 등방성을 열화시킬 우려가 있다. 따라서, B 함유량은, 0∼0.002％ 이하로 한다. B는, 연속 주조 후의 냉각 공정에 있어서의 슬래브 깨짐을 야기시키는 것이 우려되는 원소이며, 이러한 관점에서는 B 함유량을 0.0015％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, B는, 켄칭성을 향상시키고, 버링성에 있어서 바람직한 마이크로 조직인 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 작용도 갖는다.

잔량부는, 철(Fe) 및 불순물이다.

불순물로서는, Zr, Sn, Co, Zn, W가 함유되는 경우가 있지만, 이들 원소의 함유량이 합계로 1％ 이하이면 문제없다.

표면 처리:

상술한 강판의 표면에는, 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, 용융 Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다. 도금 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래와 마찬가지이면 된다. 또한, 도금 후에 적당한 화성 처리(예를 들어, 실리케이트계의 무크롬 화성 처리액의 도포와 건조)를 실시하여, 내식성을 더욱 높이는 것도 가능하다. 또한, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리를 실시하는 것도 가능하다.

열연 강판의 제조 방법:

다음으로, 본 발명의 열연 강판 제조 방법에 대해 서술한다.

우수한 신장 플랜지성 및 저온 인성을 실현하기 위해서는, 소정의 집합 조직을 형성시키는 것, 및 템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 하부 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 하는 것이 중요하다. 또한, 조직간 경도차가 작은 것이나 각 방향의 r값이 소정의 조건을 만족시키는 것이 바람직하다. 이들을 만족시키기 위한 제조 조건의 상세를 이하에 기재한다.

열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전기로 등에 의한 용제에 계속해서 각종 2차 제련을 행하여 상술한 화학 조성으로 되도록 조정하고, 이어서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 강괴 또는 슬래브로 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는 한번 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 연속적으로 열간 압연해도 된다. 원료로는 스크랩을 사용해도 상관없다.

본 발명의 신장 플랜지성과 저온 취성이 우수한 고강도 강판은, 이하의 요건을 만족시키는 경우에 얻어진다.

강판의 표면으로부터 판 두께의 5/8∼3/8 두께 위치 사이에 있는 판 두께 중심부에 있어서의 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값과, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비를, 전술한 값의 범위로 하기 위해서는, 조압연 후의 처리 압연에서, 강판 성분에 의해 하기 식(1)로부터 정해지는 T1 온도

을 기준으로, (T1＋30)℃ 이상 (T1＋200)℃ 이하의 제1 온도 영역에서 큰 압하율로 대압하 압연에 의한 가공을 행하고, T1℃ 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에서 압하를 행하지 않거나 작은 압하율로 경압하 압연에 의한 가공을 행하여, 상기 제1 온도 영역 또는 상기 제2 온도 영역에서 압연을 완료함으로써 최종 제품의 국부 변형능을 확보할 수 있다.

즉, (T1＋30)℃ 이상 (T1＋200)℃ 이하의 제1 온도 영역에 있어서의 고압하 압연과 상기 제1 온도 영역에 있어서의 압연 완료에 의해, 또는 상기 제1 온도 영역에 있어서의 고압하 압연과, 그 후의 T1 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에서의 저압하 압연과, 상기 제2 온도 영역에서의 압연 완료에 의해, 후술하는 표 2, 3에 보여지는 바와 같이, 강판의 표면으로부터 판 두께의 5/8 두께 위치와 3/8 두께 위치에 의해 구획된 판 두께 중심부에 있어서의 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값과, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비를 제어할 수 있고, 이에 의해, 최종 제품의 구멍 확장성을 비약적으로 개선한다.

T1 온도 자체는, 상기 식(1)에 나타낸 경험식에 의해 구할 수 있다. T1 온도를 기준으로 하여, 각 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 것을 발명자들은 실험에 의해 경험적으로 발견하였다.

더욱 양호한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, 제1 온도 영역에서 대압하에 의한 변형을 축적하는 것이 중요하고, 제1 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율을 30％ 이상, 바꾸어 말하면, 제1 온도 영역에 있어서 압하율 30％ 이상의 1패스에서의 압하를 적어도 1회 이상 행하고, 또한 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하는 것은 필수이다. 나아가서는, 압하율의 합계를 70％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 압하율의 합계가 90％를 초과하는 압하율로 하면, 온도 확보나 과대한 압연 부하를 가하게 되므로, 상기 압하율의 합계는 90％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 축적한 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 촉진시키기 위해, (T1＋30℃) 이상 (T1＋200)℃ 이하의 제1 온도 영역에서의 대압하 후, T1℃ 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제하는 것이 필요하고, T1℃ 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에서의 압하율의 합계를 0∼30％로 한다. 제2 온도 영역에서의 압하율의 합계가 30％보다도 크면, 애써 재결정한 오스테나이트립이 신전되어 버리고, 정류 시간이 짧으면 재결정이 충분히 진행되지 않고 구멍 확장성을 열화시켜 버린다. 또한, 양호한 판 형상을 확보하는 관점에서는 10％ 이상의 압하율이 바람직하지만, 보다 구멍 확장성을 중시하는 경우에는 압하율은 0％, 즉, 제2 온도 영역에서의 저압하 압연은 행하지 않는 쪽이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명의 제조 방법은, 마무리 압연에 있어서 오스테나이트를 균일·미세하게 재결정시킴으로써 제품의 집합 조직을 제어하여 구멍 확장성을 개선하는 방법이다.

제2 온도 영역보다도 저온에서 압연이 행해지거나, 제2 온도 영역에 있어서 대압하율에서의 압연이 행해지면, 오스테나이트의 집합 조직이 발달하여, 최종적으로 얻어지는 강판에 대해 상술한 소정의 집합 조직을 얻는 것이 곤란하다. 한편, 제1 온도 영역보다도 고온에서 압연이 완료되거나, 제1 온도 영역에 있어서 경압하율에서의 압연이 행해지면, 조립화(粗粒化)나 혼립이 발생하기 쉬워진다.

또한, 전술한 규정한 압연이 행해져 있는지 여부는, 압연율에 대해서는 압연 하중, 판 두께 측정 등으로부터 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있고, 또한 온도에 대해서도 스탠드간 온도계가 설치되어 있으면 실측 가능하고, 또는 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션, 혹은 그 양쪽에 의해 얻는 것도 가능하다.

제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 압하 중 최종 압하로부터, 수냉각인 1차 냉각 개시까지의 시간은, 신장 플랜지성 및 저온 인성에 큰 영향을 미친다.

상기 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 최종 압하 패스로부터, 1차 냉각 개시까지의 시간 t(초)는, 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 최종 압하의, 강판 온도 Tf(℃)와 압하율 P1(％)에 대해 하기 식(2)를 만족시키도록 한다.

t/t1가 1이 되지 않으면 재결정이 억제되어 소정의 집합 조직이 얻어지지 않고, t/t1가 2.5를 초과하면, 조립화가 진행되어, 연신율과 저온 취성이 현저하게 저하된다.

여기서, t1이라 함은, 다음의 식(4)에서 결정되는 시간(초)이다.

1차 냉각에 있어서의 냉각 개시시의 강판 온도와 냉각 종료시의 강판 온도의 차인 1차 냉각량(냉각 온도 변화)은, 40℃ 이상 140℃ 이하로 한다. 1차 냉각량이 40℃ 미만에서는, 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 것이 곤란하고, 그 결과, 저온 인성이 열화된다. 한편, 1차 냉각량이 140℃를 초과하면, 재결정이 불충분해져, 소정의 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 관점에서, 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도는 30℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 2000℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

1차 냉각을 행한 후, 3초 이내에 냉각을 개시하고, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 수냉각하는 2차 냉각을 행한다. 여기서, 2차 냉각이라 함은, 2차 냉각 개시로부터 권취 개시까지의 사이에 실시하는 수냉각을 말하고, 2차 냉각의 평균 냉각 속도라 함은, 상기 수냉각에 있어서의 평균 냉각 속도로, 후술하는 바와 같이 2차 냉각의 도중에 수냉각을 중단하는 경우에는, 수냉각을 중단한 기간을 제외하고 산출된다.

1차 냉각 종료로부터 2차 냉각 개시까지의 사이는, 수냉각을 행하지 않으므로 고온 영역으로 유지되게 되지만, 1차 냉각을 행한 후, 3초를 초과하여 2차 냉각을 개시하거나, 혹은 1차 냉각을 행한 후, 3초 이내에 30℃/초 미만의 평균 냉각 속도로 2차 냉각을 행하면, 마무리 압연 완료로부터 권취 개시까지의 2차 냉각 중에, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트 등의 고온 변태상의 조직 분율이 15％를 초과하여, 원하는 조직 분율 및 조직간 경도차가 얻어지지 않고, 특히 저온 인성이 열화되어 버린다. 2차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비의 능력상, 300℃/초 이하가 타당한 평균 냉각 속도이다.

연성을 향상시키는 것을 중시하여, 면적률로 15％ 이하의 페라이트를 함유시키는 경우에는, 2차 냉각의 도중에 있어서, 500℃로부터 800℃까지의 온도 영역(페라이트와 오스테나이트의 2상 영역)에서 15초 이하의 범위 내에서 수냉각을 중단해도 된다.

여기서의 수냉각의 중단은, 2상 영역에 있어서 페라이트 변태를 촉진시키기 위해 행하지만, 수냉각의 중단 시간이 15초 초과에서는, 페라이트 면적률이 15％를 초과하여, 조직간 경도차가 증대해 버리고, 그 결과, 신장 플랜지성과 저온 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, 2차 냉각의 도중에 있어서 수냉각을 중단하는 경우에는, 그 시간은 15초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 수냉각을 중단하는 온도 영역은, 페라이트 변태를 용이하게 촉진시키기 위해 500℃ 이상 800℃ 이하로 하고, 수냉각을 중단하는 시간은 1초간 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성의 관점에서는, 수냉각을 중단하는 시간은 10초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

상기한 2차 냉각을 행한 후, 하기 식(3)을 만족시키는 권취 온도 CT(℃)에서 권취를 행한다. 하기 식(3)의 우변을 초과하는 온도에서 권취하면, 페라이트, 펄라이트, 상부 베이나이트 등의 고온 변태상의 조직 분율이 15％ 이상으로 되어, 원하는 조직 분율 및 조직간 경도차가 얻어지지 않고, 신장 플랜지성 및 저온 인성의 열화를 초래한다. vTrs≤-40℃를 만족시킨 후, 강도 590㎫급의 재료에서 구멍 확장률≥140％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥100000㎫·％, 강도 780㎫급의 재료에서 구멍 확장률≥90％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥70000㎫·％, 그리고 강도 980㎫급 이상의 재료에서 구멍 확장률≥40％이고, 또한 인장 강도×구멍 확장률≥50000㎫·％로 하는 경우에는, 300℃ 미만의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.

여기서, Ms는 하기 식(5)에 의해 결정되고, 하기 식(5) 중의 원소 기호는 각 원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타낸다.

또한, rC, r30에 대해 전술한 적합값을 만족시키기 위해서는, 조 열간 압연 후, 즉 마무리 열간 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하고, 마무리 열간 압연 전의 오스테나이트 입경이 작은 것이 바람직하고, 구체적으로는 오스테나이트의 평균 입경(원 상당 평균 직경)을 200㎛ 이하로 함으로써 상술한 적합값이 얻어진다.

그리고, 마무리 열간 압연 전에, 오스테나이트 평균 입경을 200㎛ 이하로 하기 위해서는, 조 열간 압연에서 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율을 40％ 이상으로 하는 것, 바꾸어 말하면, 압하율 40％ 이상의 1패스에서의 압하를 적어도 1회 이상 행하면 된다.

따라서, 조 열간 압연은, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율이 40％ 이상이고, 오스테나이트의 평균 입경을 200㎛ 이하로 하는 것인 것이 바람직하다.

또한, 압하율이 클수록, 또한 그 압하의 횟수는 많을수록, 오스테나이트립을 세립으로 할 수 있다. 그리고, 오스테나이트 평균 입경은 100㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 이것을 위해서는, 압하율 40％ 이상의 1패스에서의 압하는 2회 이상 행하는 것이 바람직하다. 단, 10패스를 초과하는 조 열간 압연은, 온도의 저하나 스케일의 과잉 생성의 우려가 있고, 또한 압하율 70％ 초과의 1패스에서의 압하는, 개재물이 연신되어 구멍 확장성을 열화시키는 원인으로 되는 경우가 있다. 따라서, 압하율 40％ 이상의 1패스에서의 압하는 10패스 이하, 최대 압하율은 70％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 마무리 열간 압연 전의 오스테나이트 입경을 작게 함으로써, 마무리 열간 압연 공정에 있어서의 오스테나이트의 재결정이 촉진되어, rC값 및 r30값을 적합값으로 하는 것에 의한 구멍 확장성의 개선이 실현된다. 이것은, 마무리 열간 압연 중의 재결정핵 중 하나로서 조 열간 압연 후의(즉, 마무리 열간 압연 전의) 오스테나이트 입계가 기능하는 것에 의한다고 추측된다.

여기서, 조 열간 압연 후의 오스테나이트 입경의 확인은, 마무리 열간 압연에 들어가기 전의 판편을 가급적으로 급냉하고, 구체적으로는 10℃/초 이상의 냉각 속도로 판편을 냉각하고, 그 후, 판편 단면의 조직을 에칭하여 오스테나이트 입계를 뜨게 하여 광학 현미경으로 측정함으로써 행한다. 이때, 50배 이상의 배율로 20시야 이상을, 화상 해석이나 포인트 카운트법으로 측정한다.

또한, 압연 방향의 rL 및 압연 방향에 대해 60°의 방향의 r60에 대해 전술한 적합 범위를 만족시키기 위해서는, 제1 온도 영역인 (T1＋30℃) 이상 (T1＋150℃) 이하의 온도 영역에 있어서의 최대 가공 발열량, 즉, 압하에 의한 강판의 온도 상승폭(℃)을 18℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 이와 같이 최대 가공 발열량을 억제하기 위해서는, 스탠드간 냉각 등을 사용하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의한 연성의 향상을 목적으로 하여, 전 공정 종료 후에, 압하율 0.1％ 이상 2％ 이하의 경압하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전 공정 종료 후에는, 얻어진 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일의 제거를 목적으로 하여, 필요에 따라서 얻어진 열연 강판에 대해 산세해도 된다. 또한, 산세한 후에는, 얻어진 열연 강판에 대해 인라인 또는 오프라인에서 압하율 10％ 이하의 스킨 패스 또는 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

나아가서는, 필요에 따라서 강판의 표면에 도금층을 구비시켜 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고, 용융 도금층이어도 되고, 그 처리 방법은 통상법에 따르면 된다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예를 들면서, 본 발명의 기술적 내용에 대해 설명한다.

실시예로서, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강 A∼P의 본 발명의 청구항을 만족시키는 적합강 및 강 a∼e의 비교강을 사용하여 검토하였다.

이들 강을, 주조 후, 그대로 혹은 일단 실온까지 냉각된 후에 재가열하여, 900℃∼1300℃의 온도 범위로 하고, 그 후, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하고, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건에서 냉각하여 2.3∼3.4㎜ 두께의 열연 강판으로 하였다. 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을 산세하고, 그 후, 압하율이 0.5％인 스킨 패스 압연을 행하고, 일부는 용융 아연 도금 처리, 나아가서는 합금화 처리를 실시하여, 재질 평가에 제공하였다. 또한, 표 2-1, 표 2-2, 표 3-1 및 표 3-2에 있어서의 시험 번호의 선두에 붙인 알파벳은, 표 1에 있어서의 강종을 나타낸다.

표 1에 각 강의 화학 성분을, 표 2-1 및 표 2-2에 각 열연 강판의 제조 조건을 나타낸다. 또한, 표 3-1 및 표 3-2에, 각 열연 강판의 강 조직, 입경 및 기계적 특성(각 방향의 r값, 인장 강도 TS, 연신율 EL, 구멍 확장률 λ, 취성 연성 천이 온도 vTrs)을 나타낸다.

또한, 인장 시험은 JIS Z 2241에, 구멍 확장 시험은 일본 철강 연맹 규격 JFS T1001에 각각 준거하였다. X선 랜덤 강도비는 전술한 EBSD를 사용하여 압연 방향 및 판 두께 방향과 평행한 단면에 대해, 강판 표면으로부터 판 두께의 3/8∼5/8 두께 위치 사이의 판 두께 중심부를 0.5㎛ 피치로 측정하였다. 또한, 각 방향의 r값에 대해서는, 전술한 방법에 의해 측정하였다. 비커스 경도는 마이크로비커스 시험기를 사용하여, 하중 0.098N(10gf)으로 측정하였다. 샤르피 시험은 JIS Z 2242에 준거하여 행하고, 강판을 2.5㎜ 서브사이즈 시험편으로 가공하여 행하였다.

표 3-1 및 표 3-2에 나타내는 평가 결과로부터, 본 발명에서 규정하는 조건을 만족시키는 것만이, 우수한 신장 플랜지성과 저온 인성을 갖는 것을 알 수 있다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

Claims

질량％로,
C:0.01∼0.2％,
Si:0.001∼2.5％,
Mn:0.10∼4.0％,
P:0.10％ 이하,
S:0.030％ 이하,
Al:0.001∼2.0％,
N:0.01％ 이하,
Ti:(0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％≤Ti≤0.3％,
Nb:0∼0.06％,
Cu:0∼1.2％,
Ni:0∼0.6％,
Mo:0∼1％,
V:0∼0.2％,
Cr:0∼2％,
Mg:0∼0.01％,
Ca:0∼0.01％,
REM:0∼0.1％,
B:0∼0.002％,
잔량부는 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
강판 표면으로부터 판 두께의 3/8 두께 위치와 5/8 두께 위치에 의해 구획된 강판 부분인 판 두께 중심부에 있어서, 판면의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값이 6.5 이하임과 함께, {332}＜113＞의 결정 방위의 X선 랜덤 강도비가 5.0 이하인 집합 조직을 갖고,
템퍼링 마르텐사이트, 마르텐사이트 및 하부 베이나이트의 합계 면적률이 85％ 초과임과 함께, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Nb:0.005∼0.06％,
Cu:0.02∼1.2％,
Ni:0.01∼0.6％,
Mo:0.01∼1％,
V:0.01∼0.2％ 및
Cr:0.01∼2％
로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로, Mg:0.0005∼0.01％, Ca:0.0005∼0.01％ 및 REM:0.0005∼0.1％로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로, B:0.0002∼0.002％를 함유하는 것인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 하중 0.098N의 비커스 경도를 100점 이상 측정하였을 때의 경도의 평균값을 E(HV0.01), 표준 편차를 σ(HV0.01)로 하였을 때, σ(HV0.01)/E(HV0.01)가 0.08 이하인 마이크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 압연 방향과 직각 방향의 r값(rC)이 0.70 이상 및 압연 방향에 대해 30°의 방향의 r값(r30)이 1.10 이하인 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 압연 방향의 r값(rL)이 0.70 이상 및 압연 방향에 대해 60°의 방향의 r값(r60)이 1.10 이하인 기계 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 강판의 표면에, 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브에, 조 열간 압연, 마무리 열간 압연, 1차 냉각 및 2차 냉각을 순차 실시하여 권취함으로써 열연 강판으로 하는 열연 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 마무리 열간 압연은, 하기 식(1)에서 규정되는 온도 T1에 대해 (T1＋30)℃ 이상 (T1＋200)℃ 이하의 제1 온도 영역에 있어서의 1패스당 최대 압하율이 30％ 이상, 상기 제1 온도 영역에 있어서의 합계 압하율이 50％ 이상, T1℃ 이상 (T1＋30)℃ 미만의 제2 온도 영역에 있어서의 합계 압하율이 0∼30％임과 함께, 상기 제1 온도 영역 또는 상기 제2 온도 영역에서 압연을 완료하는 것이고,
상기 1차 냉각은, 하기 식(2)를 만족시킴과 함께, 냉각량이 40℃ 이상 140℃ 이하인 수냉각이고,
상기 2차 냉각은, 상기 1차 냉각 후 3초 이내에 냉각을 개시하고, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 수냉각이고,
상기 권취는, 하기 식(3)을 만족시키는 온도 CT로 권취하는 것인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.

여기서,
식(1) 및 식(5)에 있어서의 각 원소 기호는, 각 원소의 강 중 함유량(질량％),
식(2)에 있어서의 t는, 상기 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 압하 중 최종 압하로부터 1차 냉각 개시까지의 시간(초), t1은 상기 식(4)에 의해 결정되는 시간(초),
식(3)에 있어서의 max[ ]는 인수 중 최대의 값을 반환하는 함수, Ms는 상기 식(5)에 의해 결정되는 온도이고,
식(4)에 있어서의 Tf 및 P1은, 각각 상기 제1 온도 영역에 있어서의 30％ 이상의 1패스에서의 압하 중 최종 압하시의, 강판 온도 및 압하율(％)임.
제9항에 있어서, 상기 조 열연 압연은, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 1패스당의 최대 압하율이 40％ 이상이고, 오스테나이트의 평균 입경을 200㎛ 이하로 하는 것인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제9항 또는 제10항에 있어서, 상기 마무리 열간 압연의 (T1＋30℃) 이상 (T1＋150℃) 이하의 온도 영역에 있어서의 최대 가공 발열량이 18℃ 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법에 의해 얻어진 열연 강판의 표면에 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.