KR20170015461A

KR20170015461A - 열연 강판

Info

Publication number: KR20170015461A
Application number: KR1020177000128A
Authority: KR
Inventors: 히로시 슈토; 다츠오 요코이; 다이스케 마에다; 에이사쿠 사쿠라다; 다케시 도요다
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2014-07-14
Filing date: 2015-07-13
Publication date: 2017-02-08
Also published as: EP3162908B1; EP3162908A4; JP6319442B2; WO2016010004A1; US10226800B2; TWI575082B; JPWO2016010004A1; TW201612331A; MX2016016159A; KR101896852B1; CN106661689A; CN106661689B; PL3162908T3; US20170197235A1; EP3162908B8; BR112016029379A2; ES2734741T3; EP3162908A1

Abstract

본 발명의 열연 강판은 화학 조성이 질량％로, C:0.03 내지 0.2％, Mn:0.1 내지 3.0％, P:0.10％ 이하, S:0.03％ 이하, Al＋Si:0.2 내지 3.0％, N:0을 초과하고 0.01％ 이하, O:0을 초과하고 0.01％ 이하, 잔부:철 및 불순물이고, 마이크로 조직이 베이나이트를 주체로 하고, 면적 분율로, 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상이 3％ 이상 20％ 미만이고, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것이 60％ 이상을 차지하고, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이가 20㎛ 미만이고, 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합이 3.5 이상이고, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비가 1.0 이하이다.

Description

열연 강판 {HOT-ROLLED STEEL SHEET}

본 발명은 열연 강판에 관한 것이다.

종래, 자동차 차체의 경량화를 목적으로 하여, 서스펜션 부품 또는 차체의 구조용 부품에 고강도 강판이 많이 사용되어 있다. 자동차의 서스펜션 부품에는 절결이 없는 재료의 피로 특성 및 절결 피로 특성이 요구되지만, 종래의 고강도 강판에서는 이들의 성능이 불충분하여, 부품의 판 두께를 감소시키지 못한다는 문제가 있었다.

절결이 없는 재료의 피로 특성을 향상시키기 위해서는, 조직을 미세화시키는 것이 유효하다. 예를 들어, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에는 열연인 채로 평균 입경 2㎛ 미만의 초미세 페라이트립을 갖고, 제2 상으로서 베이나이트 등을 갖는 열연 강판이 기재되어 있고, 이 강판은 연성, 인성, 피로 강도 등이 우수하고, 이들 특성의 이방성이 작은 것으로 되어 있다. 또한, 피로 균열은 표면 근방으로부터 발생하므로, 표면 근방의 조직을 미세화하는 것도 유효하다. 특허문헌 3에는 주상인 폴리고널페라이트의 평균 결정 입경이 판 두께 중심으로부터 표층을 향해 점차 작아지는 결정 입경 경사 조직을 갖고, 제2 상으로서 베이나이트 등을 체적 분율로 5％ 이상 포함하는 열연 강판이 기재되어 있다. 또한, 마르텐사이트 조직의 미립화도 피로 특성의 향상에 유효하다. 특허문헌 4에는 마이크로 조직의 면 분율의 80％ 이상이 마르텐사이트이고, 마르텐사이트 조직의 평균 블록 직경이 3㎛ 이하이고, 또한 최대 블록 직경이 평균 블록 직경의 1배 이상 3배 이하인 기계 구조 강관이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는 조관 전의 슬래브의 조직을 열연으로 하부 베이나이트 또는 마르텐사이트로 하여 탄소를 균일하게 분산하는 것이 기재되어 있다. 그러나, 미립화는 절결이 없는 재료의 피로 특성을 향상시키지만, 균열 전파 속도의 지연 효과가 없어, 절결 피로 특성의 향상에는 기여하지 않는다.

절결 피로 특성의 향상에 대해서는, 복합 조직화에 의한 균열 전파 속도의 저감이 효과적인 것이 보고되어 있다. 특허문헌 5에서는 미세한 페라이트를 주상으로 한 조직 중에 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트를 분산시킴으로써, 절결이 없는 재료의 피로 특성과 절결 피로 특성을 양립시키고 있다. 특허문헌 6 및 7에서는 복합 조직 중의 마르텐사이트의 애스펙트비를 올림으로써 균열 전파 속도를 저감할 수 있는 것이 보고되어 있다.

일본 특허 공개 평11-92859호 공보 일본 특허 공개 평11-152544호 공보 일본 특허 공개 제2004-211199호 공보 일본 특허 공개 제2010-70789호 공보 일본 특허 공개 평04-337026호 공보 일본 특허 공개 제2005-320619호 공보 일본 특허 공개 평07-90478호 공보

특허문헌 5에는 프레스 성형성을 향상시키기 위한 방법이 기재되어 있지 않고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 경도 및 형상에 각별한 주의를 기울이지 않으므로, 양호한 프레스 성형성을 구비하고 있지 않다고 생각된다.

특허문헌 6 및 7에는 프레스 성형을 행할 때에 필요해지는 연성 및 구멍 확장성 등의 가공성에 대해 고려되어 있지 않다.

본 발명은 이와 같은 문제를 해결하기 위해 이루어진 것이고, 그 목적은 압연 방향의 피로 특성 및 가공성이 우수하고, 또한 인장 강도가 780㎫ 이상인 열연 강판을 제공하는 데 있다.

본 발명자들은 상기의 목적을 달성하기 위해 예의 연구를 거듭하여, 고강도 열연 강판의 화학 조성 및 제조 조건을 최적화하고, 강판의 마이크로 조직을 제어함으로써, 압연 방향의 피로 특성 및 가공성이 우수한 강판의 제조에 성공했다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1)

화학 조성이 질량％로,

C:0.03 내지 0.2％,

Mn:0.1 내지 3.0％,

P:0.10％ 이하,

S:0.03％ 이하,

Al＋Si:0.2 내지 3.0％,

N:0％를 초과하고, 0.01％ 이하,

O:0％를 초과하고, 0.01％ 이하,

Ti:0 내지 0.3％,

Nb:0 내지 0.3％,

Mg:0 내지 0.01％,

Ca:0 내지 0.01％,

REM:0 내지 0.1％,

B:0 내지 0.01％,

Cu:0 내지 2.0％,

Ni:0 내지 2.0％,

Mo:0 내지 1.0％,

V:0 내지 0.3％,

Cr:0 내지 2.0％,

잔부:철 및 불순물이고,

마이크로 조직이 베이나이트를 주체로 하고, 면적 분율로, 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상이 3％ 이상 20％ 미만이고,

판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것이 60％ 이상을 차지하고,

판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이가 20㎛ 미만이고,

압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합이 3.5 이상이고, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비가 1.0 이하인, 열연 강판.

(2)

질량％로, Ti:(0.005＋48/14 [N]＋48/32[S])％ 이상 0.3％ 이하, Nb:0.01 내지 0.3％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 상기 (1)의 열연 강판.

단, [N]은 N의 함유량(질량％), [S]은 S의 함유량(질량％)을 의미한다.

(3)

질량％로,

Mg:0.0005 내지 0.01％, Ca:0.0005 내지 0.01％, REM:0.0005 내지 0.1％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 상기 (1)의 열연 강판.

(4)

질량％로, B:0.0002 내지 0.01％를 포함하는 상기 (1)의 열연 강판.

(5)

질량％로, Cu:0.01 내지 2.0％, Ni:0.01 내지 2.0％, Mo:0.01 내지 1.0％, V:0.01 내지 0.3, Cr:0.01 내지 2.0％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 상기 (1)의 열연 강판.

(6)

표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 갖는 상기 (1)의 열연 강판.

본 발명에 따르면, 압연 방향의 피로 특성과 가공성이 우수하고, 또한 인장 강도가 780㎫ 이상인 열연 강판을 제공할 수 있다. 본 발명은 판 두께 8㎜ 이하인 강판에 적합하게 이용할 수 있다. 본 발명에 관한 열연 강판은 자동차용 재료의 서스펜션 부품 등의 피로 수명을 연장시키는 것이 가능해지므로, 산업상의 공헌이 현저하다.

도 1은 피로 시험에 사용하는 시험편의 형상 및 치수를 도시하는 모식도이다. 도 1의 (a)는 절결이 없는 경우의 피로 강도를 측정하는 시험편의 평면도 및 정면도를 도시하고, 도 1의 (b)는 절결을 갖는 경우의 피로 강도를 측정하는 시험편의 평면도 및 정면도를 도시한다.

1. 열연 강판의 마이크로 조직

1-1. 열연 강판을 구성하는 각 상의 면적 분율

본 발명의 열연 강판은 베이나이트를 주체로 하고, 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상이 면적 분율로 3％ 이상 20％ 미만 존재하는 것을 필요로 한다. 마이크로 조직을 주상인 연질의 베이나이트 중에 제2 상으로서 경질상을 배치한 복합 조직으로 하면, 주상이 연성을 향상시켜, 제2 상이 강도를 향상시키므로, 강도와 연성의 밸런스가 양호한 강판이 된다. 베이나이트가 주체라는 것은, 열연 강판 중의 주상이 되는 베이나이트의 면적 분율이 가장 높은 것을 의미한다. 종래, 주상을 페라이트, 제2 상을 상기의 경질상으로 한 강판이 널리 사용되어 있다. 특히 인장 강도로 780㎫ 이상의 강도가 필요해지는 경우에는, 주상을 베이나이트로 하는 것으로 한다. 또한, 경질상은 연질상 중에 발생한 피로 균열 전파의 장해가 되고, 피로 균열 전파 속도를 저감하는 효과가 있으므로, 상기의 복합 조직을 갖는 강판은 펀칭 피로 특성이 우수하다. 이것으로부터, 본 발명의 열연 강판은 베이나이트를 주체로 하고, 제2 상으로서 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상을 분배한 마이크로 조직으로 하는 것으로 하였다. 베이나이트의 면적 분율은 65 내지 97％가 바람직하다.

경질상에 의한 피로 균열 전파 억제 효과는 경질상의 면적 분율이 3％ 이상에서 발현한다. 한편, 경질상의 면적 분율이 20％ 이상이 되면, 경질상이 보이드라고 불리는 결함의 기점이 되어 구멍 확장률을 저하시키고, 자동차의 서스펜션 부품에 필요해지는, 「[인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000」을 만족시키지 않게 된다. 따라서, 마르텐사이트 또는 오스테나이트로 구성되는 경질상을, 베이나이트를 주체로 하는 마이크로 조직 중에 면적 분율로 3％ 이상 20％ 미만 존재시키는 것으로 하였다. 경질상은 면적 분율로 5％ 이상 존재시키는 것이 바람직하고, 7％ 이상 존재시키는 것이 보다 바람직하다.

1-2. 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 애스펙트비

이어서, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 애스펙트비에 대해 설명한다. 펀칭 피로 시험을 축 피로 시험으로 행했을 때에는 판 두께 중앙부로부터 피로 균열이 발생하여, 균열이 판 두께 방향으로 전파함으로써 파단에 이른다. 이때, 균열의 발생과 초기의 전파를 억제하기 위해서는, 판 두께 중앙부의 경질상의 형태가 특히 중요하다.

경질상의 애스펙트비는 (경질상의 장축의 길이/경질상의 단축의 길이)로 정의된다. 본 발명의 열연 강판에 있어서 「경질상의 장축의 길이」는 「강판의 압연 방향에 있어서의 경질상의 길이」로 하고, 「경질상의 단축의 길이」는 「강판의 두께 방향에 있어서의 경질상의 길이」로 한다. 경질상의 애스펙트비가 클수록, 피로 균열 전파의 장해가 되는 경질상에 균열이 가해지는 빈도가 증가하는 것에 더하여, 균열의 우회ㆍ분기 거리가 증대하는 점에서, 피로 균열 전파 속도 저하에 유효하다. 여기서, 애스펙트비가 3 미만인 경질상은 균열이 경질상에 가해졌을 때의 우회ㆍ분기 거리가 작으므로, 균열 전파 억제 효과는 작다. 이로 인해, 애스펙트비가 3 이상인 경질상을 증가시키는 것이 유효하다. 따라서, 본 발명의 열연 강판에서는 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것이 60％ 이상을 차지하는 것으로 하였다. 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것의 존재 비율은 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

1-3. 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이

판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이에 대해 설명한다. 베이나이트와 경질상으로 이루어지는 복합 조직강이 변형될 때에는, 연질의 베이나이트측이 우선적으로 소성 변형되므로, 변형에 수반하여 경질상이 받게 되는 응력이 증대하여, 베이나이트ㆍ경질상 계면에는 큰 변형이 발생한다.

경질상이 받게 되는 응력 또는 베이나이트ㆍ경질상 계면의 변형이 일정 이상이 되면 보이드라고 불리는 결함이 강 중에 발생하고, 이 보이드가 연결됨으로써 파단에 이른다. 보이드가 발생하기 쉬운 재료는 국부 변형에 약하고, 구멍 확장성이 낮다.

경질상이 압연 방향으로 연신되어 있으면, 변형 시의 응력 및 변형이 경질상에 집중하고, 조기에 보이드가 발생하므로, 구멍 확장성이 열화되기 쉽다. 또한, 표층부와 비교하여 판 두께 중앙부는 소성 구속이 강하고, 보이드가 발생하기 쉬운 경향이 있으므로, 판 두께 중앙부의 경질상의 길이는 특히 중요하다.

본 발명자들의 검토에 의하면, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이를 20㎛ 미만으로 제어함으로써, 보이드의 발생을 억제할 수 있고, 자동차의 서스펜션 부품에 필요해지는, [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 달성할 수 있다. 그로 인해, 본 발명의 열연 강판에서는 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이를 20㎛ 미만으로 규정하였다. 판 두께 중앙부의 경질상의 압연 방향의 길이는 18㎛ 미만이 바람직하다.

경질상은 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성된다. 즉, 마르텐사이트만으로 이루어지는 경질상, 오스테나이트만으로 이루어지는 경질상, 마르텐사이트와 오스테나이트의 양쪽으로 이루어지는 경질상의 3형태가 있다. 또한, 경질상은 단일의 입자(마르텐사이트 입자 또는 오스테나이트 입자)로 이루어지는 경우도 있고, 복수의 입자가 집합하여 일체적으로 경질상을 구성하는 경우도 있다. 복수의 입자가 집합한 경질상에는 복수의 마르텐사이트 입자의 집합체, 복수의 오스테나이트 입자, 단일 또는 복수의 마르텐사이트 입자와 단일 또는 복수의 오스테나이트 입자의 집합체의 경우가 있다.

1-4. X선 랜덤 강도비

X선 랜덤 강도비에 대해 설명한다. 절결이 없는 재료의 피로 수명은 피로 균열이 발생할 때까지의 수명에 크게 영향을 받는다. 피로 균열의 발생은, (1) 전위 조직의 포화, (2) 돌출ㆍ골의 형성, (3) 피로 균열의 형성이라는 3단계의 과정을 거치는 것이 알려져 있다.

금회, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 피로 시험 시의 응력 부하 방향의 결정 방위를 적절하게 제어하여, X선 랜덤 강도비를 소정의 조건을 만족시키도록 함으로써, 3단계의 과정 중 (1)의 전위 조직의 포화를 지연시킬 수 있고, 절결이 없는 재료의 압연 방향의 피로 수명을 향상시킬 수 있는 것이 발견되었다. 이하에 그 메커니즘을 설명한다.

철의 결정 구조는 체심 입방 구조(body-centered cubic, b.c.c. 구조)이고, 작용하는 슬립계(slip system)는 {110}<111>계, {112}<111>계, {123}<111>계의 42개라고 할 수 있다. 결정 방위의 표기에 대해서는 후술한다. 다결정의 경우, 결정 방위에 따라 변형되기 쉬움이 상이하고, 변형의 난이도는 테일러 인자에 따라 결정된다. 테일러 인자는 (G)식으로 정의되는 값이다.

단, Γ_i는 슬립계 i의 슬립의 양, ΣΓ_i는 활동한 슬립 전체의 슬립량의 총합, M은 테일러 인자, ε은 전체의 소성 변형량을 각각 의미한다.

테일러 인자가 작을수록, 각 슬립계의 슬립량의 총합이 작아도 전체의 소성 변형량이 커지므로, 작은 에너지로 소성 변형할 수 있다. 테일러 인자는 응력 부하 방향에 대한 결정 방위에서 변화되므로, 테일러 인자가 작은 방위의 결정립은 변형되기 쉽고, 테일러 인자가 큰 방위의 결정립은 변형되기 어렵다.

연구자들의 계산에 의해, b. c. c. 금속에 있어서 상술한 42개의 슬립계를 가정하면, <001>방위, <011>방위 및 <111>방위를 인장 변형시켰을 때의 테일러 인자의 값은 각각 2.1, 3.2 및 3.2이고, <001>방위가 가장 변형되기 쉽고, 전위 조직의 형성이 빠른 것이 알려져 있다. 한편, <011>방위, <111>방위는 변형되기 어려우므로, 전위 조직의 형성이 느리다. 즉, 응력 부하 방향에 대해 <001>방위를 향하고 있는 결정립은 피로 균열의 발생 수명이 짧고, <011>방위, <111>방위를 향하고 있는 결정립은 피로 균열의 발생 수명이 길다.

본 발명자들이 검토한바, 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합을 3.5 이상, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도를 1.0 이하로 제어함으로써, 압연 방향의 피로 특성이 (피로 한도)/(인장 강도)가 0.55 이상의 양호한 값이 되는 것을 지견하였다. 여기서 말하는 「피로 한도」란, 후술하는 절결이 없는 피로 시험편에서 얻어진 1000만회 시간 강도이다.

이 지견에 기초하여, 본 발명의 열연 강판에서는 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합을 3.5 이상으로 하고, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비를 1.0 이하로 하는 것으로 하였다. 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합은 4.0 이상인 것이 바람직하다. 또한, 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비는 0.8 이하인 것이 바람직하다.

1-5. 열연 강판의 마이크로 조직, X선 랜덤 강도의 측정 방법

(1) 베이나이트와 경질상의 면적 분율의 측정 방법

이상과 같은 본 발명의 열연 강판의 조직을 구성하는 베이나이트와 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상의 면적 분율은 강판의 폭 방향에 수직인 단면을 관찰면으로 하여 채취한 시료를 사용하여 측정한다. 시료는 관찰면을 연마하여, 나이탈 에칭한다. 나이탈 에칭한 관찰면의, 판 두께의 1/4 두께(강판의 표면으로부터 강판의 두께 방향으로 강판의 두께 1/4의 위치를 의미함. 이하 마찬가지임.), 3/8 두께 및 1/2 두께의 범위를 FE- SEM으로 관찰한다.

각 시료의 관찰 대상 범위에 대해, 1000배의 배율로 10시야 관찰하고, 각 시야에 있어서 베이나이트와 경질상이 차지하는 면적의 비율을 측정한다. 경질상의 면적은 마르텐사이트와 오스테나이트의 합계의 면적이다. 그리고, 베이나이트와 경질상이 차지하는 면적의 비율의 전체 시야의 평균값을, 베이나이트와 경질상의 면적 분율로 한다. 이 방법에 의하면, 베이나이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트(경질상) 외에, 페라이트 등의 면적 분율도 측정할 수 있다.

(2) 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 애스펙트비 및 압연 방향의 길이

판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 애스펙트비 및 압연 방향의 길이는 상술한 시료 중의 판 두께의 1/2 두께에 위치하는 경질상에 대해 구한다. 상술한 시료 중의 판 두께 1/2 두께에 위치하는 경질상을, FE-SEM을 사용하여 50개 이상 관찰하고, 각 경질상의 강판 압연 방향의 길이 및 강판 두께 방향의 길이를 측정한다. 이들 길이의 측정 결과로부터, 각 경질상의 애스펙트비를 산출한다. 관찰한 경질상 중, 애스펙트비가 3 이상인 것의 비율을 산출한다. 또한, 관찰한 경질상의 압연 방향의 길이의 평균값을 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이로 한다.

판 두께 중앙부란, 강판의 표면으로부터 강판의 두께 방향으로 강판의 두께의 1/2의 위치이다. 예를 들어, 판 두께 중앙부에 있어서 50㎛×200㎛의 시야 범위 내에 있는 경질상을 임의로 50개 선택하고, 각 경질상의 압연 방향의 길이 및 강판 두께 방향의 길이를 측정한다. 측정 정밀도를 높이기 위해서는, 임의로 50개 선택하는 대신에, 시야 범위 내에 있는 경질상의 전부에 대해 압연 방향의 길이 및 두께 방향의 길이를 측정해도 된다.

(3) X선 랜덤 강도비

압연 방향에서 본 <001>방위, <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비는 X선 회절에 의해 측정되는 역극점도로부터 구하면 된다. X선 랜덤 강도비란, 특정한 방위에의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다.

여기서, 열연 강판에 대해, 결정의 방위는 통상, 판면에 수직인 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 (uvw) 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}, <uvw>는 등가의 면의 총칭이고, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 본 발명에 있어서는 b. c. c. 구조인 페라이트를 포함하는 베이나이트를 주체로 하는 열연 강판을 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가이고 구별이 되지 않는다. 이와 같은 경우, 이들의 방위를 총칭하여 <111>이라고 칭한다. 또한, 결정학에서는 방위에 대해 「-1」은 정식으로는 「1」 위에 「-」를 붙여 표기하지만, 여기서는 기재의 제약상 「-1」이라고 표기한다.

X선 회절용 시료의 제작은 다음과 같이 하여 행한다. 강판의 압연 방향 단면(압연 방향에 대해 수직인 단면)을 기계 연마나 화학 연마 등에 의해 연마하고, 버프 연마에 의해 경면으로 마무리한 후, 전해 연마나 화학 연마 등에 의해 변형을 제거한다. X선 회절의 범위는 판 두께 전체로 한다. 전체를 한 번에 계측할 수 없는 경우에는 판 두께 방향을 수 시야로 나누어 측정하고, 그들의 결과를 평균하여 구해도 된다. 또한, X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSP(Electron Back Scattering Pattern)법이나 ECP(Electron Channeling Pattern)법 등에 의해 통계적으로 충분한 수의 측정을 행하여, 각 방위의 X선 회절 랜덤 강도비를 구해도 된다.

2. 강판의 화학 조성

본 발명의 열연 강판의 화학 조성은 다음의 원소를 함유한다. 이하에서는, 이들 원소의 함유량의 한정 이유도 더불어 설명한다. 원소의 함유량 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C:0.03 내지 0.2％

탄소(C)는 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. C는 마르텐사이트를 생성시켜 오스테나이트를 안정화시키므로, 조직 강화에 의한 열연 강판의 강도 향상에 기여할 뿐만 아니라, 균열 전파를 억제하는 효과가 있다. 단, C 함유량이 0.03％ 미만에서는 소정의 경질상의 체적 분율을 확보할 수 없으므로, 펀칭 피로 특성의 향상 효과를 확인할 수 없다. 한편, 0.2％를 초과하여 함유시키면, 제2 상인 경질상을 구성하는 저온 변태 생성물의 면적 분율이 과잉이 되어 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.03％ 내지 0.2％로 한다. C 함유량의 하한은, 0.06％로 하는 것이 바람직하고, 상한은 0.18％로 하는 것이 바람직하다.

Mn:0.1 내지 3.0％

망간(Mn)은 고용 강화에 더하여, 켄칭성을 높여 강판 조직 중에 마르텐사이트 또는 오스테나이트를 생성시키기 위해 함유시킨다. Mn 함유량이 3％ 초과가 되도록 함유시켜도 이 효과가 포화된다. 한편, Mn 함유량이 0.1％ 미만에서는 냉각 중의 펄라이트의 생성 억제 효과를 발휘하기 어렵다. 따라서, Mn 함유량은 0.1 내지 3.0％로 한다. Mn 함유량의 하한은 0.3％로 하는 것이 바람직하고, 상한은 2.5％로 하는 것이 바람직하다.

P:0.10％ 이하

인(P)은 용선에 포함되어 있는 불순물이고, 입계에 편석하고, 함유량의 증가에 수반하여 저온 인성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, P 함유량은 낮을수록 바람직하다. 또한, P을 0.10％ 초과 함유하면 가공성 및 용접성에 악영향을 미친다. 따라서, P 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 특히, 용접성을 고려하면, P 함유량의 상한은 0.03％가 바람직하다.

S:0.03％ 이하

황(S)은 용선에 포함되어 있는 불순물이고, 함유량이 지나치게 많으면, 열간 압연 시의 깨짐을 일으킬 뿐만 아니라, 구멍 확장성을 열화시키는 MnS 등의 개재물을 생성시키는 원소이다. 이로 인해 S의 함유량은 최대한 저감시켜야 한다. 그러나, 0.03％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다. 따라서, S 함유량은 0.03％ 이하로 한다. 단, 어느 정도의 구멍 확장성을 필요로 하는 경우에는, S 함유량의 상한은 0.01％가 바람직하고, 0.005％가 보다 바람직하다.

Si＋Al:0.2 내지 3.0％

규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 모두 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. Si 및 Al은 철 중의 {112}<111> 슬립을 억제하여, 전위 조직 형성을 지연시킴으로써 피로 균열의 발생 수명을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과는 Si 및 Al의 합계 함유량(Si＋Al)이 0.2％ 이상에서 얻어지고, 0.5％ 이상에서 현저하다. 또한, 3.0％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되어 경제성이 악화된다. 따라서, Si＋Al은 0.2 내지 3.0％로 한다. Si＋Al의 하한은 0.5％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 Al 함유량이란, 산가용 Al(소위 「sol. Al」)을 가리킨다. Si와 Al은 어느 한쪽만을 0.2 내지 3.0％ 함유해도 되고, Si와 Al의 양쪽을 합계로 0.2 내지 3.0％ 함유해도 된다.

N:0％를 초과하고, 0.01％ 이하

질소(N)는 강 중에 TiN으로서 존재함으로써, 슬래브 가열 시의 결정 입경의 미세화를 통해, 저온 인성 향상에 기여하는 원소이다. 그로 인해, 함유시켜도 된다. 단, N를 0.01％보다도 많이 함유시킴으로써, 강판의 용접 시에 블로우 홀을 형성시켜, 용접부의 조인트 강도를 저하시킬 우려가 있다. 따라서, N 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 한편, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 그로 인해, N 함유량의 하한은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％로 하는 것이 보다 바람직하다.

O:0％를 초과하고, 0.01％ 이하

산소(O)는 산화물을 형성하여, 성형성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히, O 함유량이 0.01％를 초과하면, 성형성의 열화 경향이 현저해진다. 따라서, O 함유량은 0.01％ 이하로 한다. 한편, O 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 그로 인해, O 함유량의 하한은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ti:0 내지 0.3％

Nb:0 내지 0.3％

티타늄(Ti)은 우수한 저온 인성과 석출 강화에 의한 고강도를 양립시키는 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라 Ti을 함유시켜도 된다. Ti의 탄질화물 또는 고용 Ti이 열간 압연 시의 입성장을 지연시키므로 열연 강판의 입경을 미세화할 수 있어, 저온 인성 향상에 기여한다. 그러나, Ti 함유량이 0.3％를 초과하면 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0 내지 0.3％로 한다. 또한, Ti 함유량이 (0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％ 미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없을 우려가 있다. 그로 인해, Ti 함유량은 0.005＋48/14[N]＋48/32[S](％) 이상 0.3％ 이하가 바람직하다. 여기서, [N] 및 [S]은 각각 N 함유량(％) 및 S 함유량(％)이다. 또한, Ti 함유량이 0.15％를 초과하면 주조 시에 턴디쉬 노즐이 막히기 쉬워질 우려가 있다. 그로 인해, Ti 함유량의 상한은 0.15％로 하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb)은 열연 강판의 저온 인성을 향상시키는 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라 Nb을 함유시켜도 된다. Nb의 탄질화물 또는 고용 Nb이 열간 압연 시의 입성장을 지연시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세화할 수 있어, 저온 인성 향상에 기여한다. 그러나, Nb 함유량이 0.3％를 초과하여 함유시켜도 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Nb 함유량은 0 내지 0.3％로 한다. 또한, Nb 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없을 우려가 있다. 그로 인해, Nb 함유량의 하한은 0.01％로 하는 것이 바람직하고, 상한은 0.1％로 하는 것이 바람직하다.

Mg:0 내지 0.01％

Ca:0 내지 0.01％

REM:0 내지 0.1％

마그네슘(Mg), 칼슘(Ca) 및 희토류 원소(REM)는 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라 이들 중 어느 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 0.01％를 초과하는 Mg, 0.01％를 초과하는 Ca, 또는 0.1％를 초과하는 REM을 함유시켜도 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Mg 함유량은 0 내지 0.01％, Ca 함유량은 0 내지 0.01％, REM 함유량은 0 내지 0.1％로 한다. Mg, Ca 및 REM은 각각의 함유량이 0.0005％ 이상이 되도록 함유시킴으로써 상기 효과가 현저해진다. 그로 인해, Mg 함유량의 하한은 0.0005％, Ca 함유량의 하한은 0.0005％, REM 함유량의 하한은 0.0005％가 각각 바람직하다. 또한, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소의 총칭이고, REM의 함유량은 상기 원소의 합계량을 의미한다.

B:0 내지 0.01％

B는 입계에 편석하고, 입계 강도를 높임으로써 저온 인성을 향상시키는 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라 강판에 함유시켜도 된다. 그러나, B 함유량이 0.01％를 초과하면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 경제성이 떨어진다. 따라서, B 함유량은 0 내지 0.01％로 한다. 또한, 상기 효과는 강판의 B 함유량이 0.0002％ 이상이 되면 현저해진다. 그로 인해, B 함유량의 하한은 0.0002％가 바람직하고, 0.0005％가 보다 바람직하다. B 함유량의 상한은 0.005％가 바람직하고, 0.002％가 보다 바람직하다.

Cu:0 내지 2.0％

Ni:0 내지 2.0％

Mo:0 내지 1.0％

V:0 내지 0.3％

Cr:0 내지 2.0％

구리(Cu), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 및 크롬(Cr)은 석출 강화 혹은 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라 이들 원소 중 어느 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, Cu 함유량이 2.0％를 초과하고, Ni 함유량이 2.0％를 초과하고, Mo 함유량이 1.0％를 초과하고, V 함유량이 0.3％를 초과하고, Cr 함유량이 2.0％를 초과하여 함유시켜도 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Cu 함유량은 0 내지 2.0％, Ni 함유량은 0 내지 2.0％, Mo 함유량은 0 내지 1.0％, V 함유량은 0 내지 0.3％, Cr 함유량은 0 내지 2.0％로 한다. 또한, Cu, Ni, Mo, V 및 Cu는 각각의 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 그로 인해, Cu 함유량의 하한은 0.01％가 바람직하고, 0.02％가 보다 바람직하다. Ni 함유량의 하한은 0.01％, Mo 함유량의 하한은 0.01％, V 함유량의 하한은 0.01％, Cr 함유량의 하한은 0.01％가 각각 바람직하다. 또한, Cu 함유량의 상한은 1.2％, Ni 함유량의 상한은 0.6％, Mo 함유량의 상한은 0.7％, V 함유량의 상한은 0.2％, Cr 함유량의 상한은 1.2％가 각각 바람직하다.

이상이 본 발명의 열연 강판의 기본적인 화학 조성이다. 본 발명의 열연 강판의 화학 조성의 잔부는 철 및 불순물로 이루어진다. 또한, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료 그 밖의 요인에 의해 혼입되는 성분을 의미한다.

또한, 상기의 원소 이외의 원소로서, 철의 일부 대신에, Zr, Sn, Co, Zn 및 W의 1종 이상을 합계로 1％ 이하 함유시켜도 본 발명의 열연 강판의 우수한 압연 방향의 피로 특성 및 가공성 및 780㎫ 이상의 인장 강도는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 이들 원소 중 Sn은 열간 압연 시에 상처가 발생할 우려가 있으므로 Sn 함유량의 상한은 0.05％가 바람직하다.

이상과 같은 조직과 조성을 갖는 본 발명의 열연 강판은 표면에 용융 아연 도금 처리에 의한 용융 아연 도금층, 또한 도금 후 합금화 처리를 하여 합금화 아연 도금층을 구비한 것으로 함으로써, 내식성을 향상시킬 수 있다. 또한, 도금층은 순아연으로 한정하는 것은 아니고, Si, Mg, Al, Fe, Mn, Ca, Zr 등의 원소를 함유시켜, 가일층의 내식성의 향상을 도모해도 된다. 이와 같은 도금층을 구비함으로써, 본 발명의 열연 강판의 우수한 펀칭 피로 특성 및 가공성을 손상시키는 것이 아니다.

또한, 본 발명의 열연 강판은 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논크롬 처리 등에 의한 표면 처리층의 어느 것을 갖고 있어도 본 발명의 효과가 얻어진다.

3. 본 발명의 열연 강판의 제조 방법

전술한 마이크로 조직을 갖는 열연 강판이 얻어지는 것이면, 그 제조 방법은 특별히 제약이 없지만, 예를 들어 이하의 공정 [a] 내지 [h]를 구비하는 제조 방법에 의하면, 본 발명의 열연 강판을 안정적으로 얻을 수 있다. 이하에서는 각 공정의 상세를 일례로서 설명한다.

[a] 슬래브 주조 공정

열간 압연에 선행하는 슬래브의 제조 방법은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 용광로나 전로 등에 의한 강의 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행하여 상술한 화학 조성이 되도록 조정하고, 계속해서, 통상의 연속 주조, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 슬래브를 주조하면 된다. 그때, 본 발명의 성분 범위로 제어할 수 있는 것이면, 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.

[b] 슬래브 가열 공정

주조된 슬래브는 열간 압연에 있어서 소정의 온도로 가열된다. 연속 주조의 경우에는 일단 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 특히 냉각하지 않고 연속 주조에 이어서, 직접 가열하여 열간 압연해도 된다. 슬래브의 가열 시간은 (A)식으로 규정하는 시간 t₁(s) 이상으로 한다.

단, T₁(℃): 균열대에 있어서의 슬래브의 평균 온도이다.

가열 시간을 이와 같이 규정한 이유는 이하와 같다. 주조 후의 슬래브의 조직 중에서는, 슬래브의 중앙에 Mn의 편석이 존재한다. 그로 인해, 슬래브의 가열이 충분하지 않은 경우, 압연에 의해 얻어진 열연 강판의 판 두께 중앙부에 Mn의 편석이 남는다. Mn은 오스테나이트를 안정화시키기 위해, 압연 후의 냉각 중에 Mn 편석에 따라 오스테나이트가 잔류되기 쉬운 영역이 생긴다. 따라서, 저온에서 오스테나이트로부터 변태한 마르텐사이트 또는 잔류한 오스테나이트가, Mn 편석에 따라 존재하기 쉬워져, 열연 강판의 판 두께 중앙부의 경질상의 압연 방향의 길이를 증대시킨다.

본 발명자들이 예의 검토를 거듭한바, 경질상의 압연 방향의 길이를 20㎛ 이하로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 시간을 (A)식으로 규정되는 시간 t₁(s) 이상으로 할 필요가 있는 것을 지견하였다. 슬래브의 가열 시간을 충분히 길게 함으로써, Mn의 확산을 촉진할 수 있고, 경질상의 압연 방향의 길이를 저감할 수 있었던 것이라고 생각된다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제상 바람직하지 않다. 이것으로부터, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도의 하한은 1150℃로 하는 것이 바람직하다. 슬래브의 가열 시간은 가열 개시부터의 경과 시간이 아니라, 슬래브를 소정의 가열 온도(예를 들어, 1150℃ 이상, 1300℃ 미만의 온도)로 유지하고 있는 시간이다.

[c] 조압연 공정

슬래브 가열 공정 후는 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해 특별히 기다리는 일 없이 열간 압연의 조압연 공정을 개시하여 조바아를 얻는다. 조압연 공정에 있어서는, 조압연 중의 합계 압하율을 50％ 이상으로 하고, 또한 조압연 중에 2회 이상, 바람직하게는 3회 이상 슬래브 표층을 하기 (B)식으로 표현되는 Ar₃ 변태점 이하로 냉각한다. 구체적으로는, 조압연 공정을 다패스 열간 압연으로 하고, 선행의 패스를 거친 슬래브의 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 일단 냉각하고, Ar₃ 변태점보다도 높은 온도로 복열시킨다. 표층이 복열된 슬래브를 후속의 패스에서 압연하고, 슬래브의 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 다시 냉각한다. 이 과정을 반복한다. 또한, 본 발명에 있어서의 슬래브 표층의 온도란, 슬래브 표면으로부터 깊이 방향으로 1㎜의 부분에 있어서의 슬래브의 온도이고, 예를 들어 전열 계산으로부터 추측 가능하다. 슬래브 최표면뿐만 아니라, 슬래브 내부의 온도를 Ar₃점 이하로 냉각함으로써, 복열의 효과가 커진다.

단, 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.

조압연 조건을 이상과 같이 규정한 이유는 다음과 같다. 압연 방향의 피로 특성이 양호한 열연 강판을 얻는 본 발명의 효과를 얻기 위해서는, 열연 강판에 있어서, 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합이 3.5 이상이고, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비가 1.0 미만인 것이 필수이다. 이와 같이 결정 방위를 제어하기 위해서는, 강판에 전단력을 작용시킴으로써, <011>방위 및 <111>방위를 가능한 한 강하게, 판 두께의 중심에 가까운 부분까지 발달시키는 것이 중요하다. 통상, 조압연 중의 전단력의 작용에 의해 형성되는 조직의 영향은 조압연 후의 재결정에 의해 배제되어 버린다. 그러나, 본 발명자들의 검토에 의하면, 조압연 중에 일단 슬래브 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 냉각함으로써, 조압연 중의 조직이 최종 조직에 바람직한 영향을 미치는 것이 명확해졌다. 이하에 생각되는 메커니즘을 기재한다.

조압연 중에 충분히 전단력을 가하여, 일단 슬래브 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 냉각하면, 표층 주변의 조직은 일부 오스테나이트로부터 페라이트로 변태한다. 이때의 페라이트는 조압연 중의 전단력의 영향을 받고 있으므로, 압연 방향에서 볼 때, <111>방위와 <011>방위가 증대하고, <001>방위가 감소한다.

다음의 패스까지 표층의 페라이트는 복열되어 오스테나이트로 역변태한다. 그때, 오스테나이트는 변태 전의 페라이트의 결정 방위와 일정한 방위 관계를 갖는 방위로 역변태한다. 역변태한 표층 오스테나이트가 더욱 조압연되어, 다시 Ar₃ 변태점 이하로 냉각되면, 표층 조직의 일부는 다시 오스테나이트로부터 페라이트로 변태한다. 변태 전의 오스테나이트의 결정 방위는 이전의 페라이트의 결정 방위의 영향을 받고 있으므로, 변태 후의 페라이트의 <111>방위와 <011>방위는 전패스 후보다 더욱 증대한다.

이와 같이, 조압연 중에, 각 패스에 있어서 충분한 전단력을 가하고, 또한 Ar₃ 변태점 이하로 냉각하여 표층을 변태시키는 것을 반복하면, 표층 근방의 <111>방위와 <011>방위는 증대하고, <001>방위는 감소한다. 이 효과를 충분히 발휘하기 위해서는, 조압연 중의 압하율을 50％ 이상으로 하여 충분히 전단력을 가하는 것이 필요하고, 본 공정에 있어서는, 슬래브 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 2회 이상, 바람직하게는 3회 이상 냉각한다.

[d] 마무리 압연 공정

조압연 공정에 이어지는 마무리 압연 공정에서는, 하기 (C)식으로부터 구해지는 형상비 X가 2.3 이상인 압연을 2패스 이상, 1100℃ 이하의 슬래브 표층 온도에서 행하고, 합계 압연율을 40％ 이상으로 한다.

단, L: 압연 롤의 직경, h_in: 압연 롤 입구측의 판 두께, h_out: 압연 롤 출구측의 판 두께이다.

본 발명자들은 1100℃ 이하의 압연으로, 열간 압연의 전단력을 강판의 안측 깊이까지 작용시키기 위해서는, 열간 압연의 전체 패스수 중 적어도 2패스에서, 상기 (C)식으로 규정하는 형상비 X가 2.3 이상을 만족시킬 필요가 있는 것을 발견했다. 형상비 X는 하기 (C1) 내지 (C3)식으로 표현되는 바와 같이, 압연 롤 및 강판의 접촉호 길이 l_d와 평균 판 두께 h_m의 비이다.

상기 (C)식에 의해 구해지는 형상비 X가 2.3 이상이라도, 압연의 패스수가 1패스에서는 전단 변형의 도입 깊이가 불충분하다. 전단 변형의 도입 깊이가 불충분하면, 압연 방향에서 본 페라이트의 <111>방위와 <011>방위로의 배향이 약해지고, 그 결과, 압연 방향의 피로 특성이 저하된다. 따라서, 형상비 X가 2.3 이상인 패스수를 2패스 이상으로 한다.

마무리 압연 공정에 있어서의 압연의 패스수는 많을수록 바람직하다. 패스수를 3 이상으로 하는 경우에는 전체 패스에 있어서 형상비 X를 2.3 이상으로 해도 된다. 전단층의 두께를 증가시키기 위해서는, 형상비 X의 값도 큰 쪽이 바람직하다. 형상비 X의 값은 2.5 이상이 바람직하고, 3.0 이상이 보다 바람직하다.

형상비 X가 2.3 이상인 압연은 고온에서 행하면, 그 후의 재결정에 의해 영률을 높이는 집합 조직이 파괴되는 경우가 있다. 그로 인해, 형상비 X를 2.3 이상으로 하는 패스수를 한정하는 압연은 슬래브 표층 온도가 1100℃ 이하인 상태에서 행한다. 또한, 전단 변형의 도입량이 클수록, 강판의 압연 방향의 피로 특성을 향상시키는, 압연 방향에서 볼 때 <111>방위 및 <011>방위의 결정립이 발달한다. 이 효과는 1100℃ 이하의 합계 압하율이 40％ 이상일 때에 현저하므로, 1100℃ 이하의 합계 압하율은 40％ 이상으로 한다.

마무리 압연의 최종 패스에서의 압하는 (T₂－100)℃ 이상 (T₂＋20)℃ 미만, 바람직하게는 (T₂－100)℃ 이상 T₂(℃) 미만으로 하고, 그 압하율은 3％ 이상 40％ 미만으로 한다. 압하율은 10％ 이상 40％ 미만이 바람직하다. T₂는 하기 (D)식으로 규정되는 온도이다.

이 최종 패스에서의 압하 조건은 판 두께 중앙부의 경질상의 애스펙트비를 제어하기 위해 매우 중요하다. (T₂－100)℃ 이상 (T₂＋20)℃ 미만의 온도 영역에서 압연을 행함으로써, 판 두께 중앙부의 경질상의 애스펙트비가 증대하는 원인은 재결정이 억제된 상태에서 압연을 행함으로써, 오스테나이트의 애스펙트비가 증대하고, 그 형상이 경질상으로도 이어졌기 때문이라고 생각된다. 이 경질상의 애스펙트비를 증대하는 효과를 발휘하기 위해서는, 최종 압하의 압하율을 3％ 이상으로 할 필요가 있다. 40％ 이상의 압연은 압연기에 큰 부담이 가해지므로, 3％ 이상 40％ 미만의 압하율이 바람직하다.

최종 패스에서의 압하를 (T₂－100)℃ 미만의 온도 영역에서 행한 경우, 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서의 압연이 된다. 그로 인해, 가공 유기 변태에 의해 페라이트의 생성이 촉진되어, 베이나이트가 마이크로 조직의 주체가 되지 않는다. 또한, 이 경우, 생성하는 페라이트가 연성이 낮은 미재결정 페라이트이므로, 강판의 연성이 낮고, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000을 만족시키지 않는다. 또한, (T₂＋20)℃ 이상의 온도 영역에서 행한 경우, 판 두께 중앙부의 경질상의 애스펙트비가 작아진다. 이는, 오스테나이트의 재결정이 촉진되고, 오스테나이트의 애스펙트비가 감소하는 것이, 경질상의 형태에도 영향을 미치는 것이라고 생각된다. 그로 인해, 최종 패스에서의 압하는 (T₂－100)℃ 이상(T₂＋20)℃ 미만의 온도 영역에서 행한다. 이 조건에서 압하함으로써, 경질상의 애스펙트비는 3 이상이 된다.

[e] 제1 냉각 공정

마무리 압연 공정으로 이어지는 제1 냉각 공정에서는 마무리 압연의 최종 압하 온도로부터 750℃까지의 평균 냉각 속도를 60℃/s 이상으로 한다. 이는, 냉각 속도가 60℃/s 미만에서는 판 두께 중앙부의 경질상의 판 두께 방향의 길이가 20㎛ 이상이 되는 경우가 있기 때문이다. 냉각 속도와 경질상의 판 두께 방향의 길이가 관련되는 원인은 명확하지 않지만, 냉각 속도 60℃/s 이상에서는 마무리 압연의 최종 압하로 도입된 전위가 회복되기 어렵고, 페라이트 변태의 핵으로서 작용하기 때문에, 판 두께 중앙부의 미변태 오스테나이트가 페라이트에 의해 분단되어, 결과적으로 경질상의 판 두께 방향의 길이가 저감했을 가능성이 있다.

강판의 후판 분야에 있어서는, 경질상의 애스펙트비 제어에 의한 피로 균열 전파의 억제를 지향한 예가 있지만, 구멍 확장성 등의 가공성과의 양립을 보고한 문헌은 없었다. 이는, 후판 분야에 있어서는 판 두께 중앙부까지 압연 변형이 전달되기 어려운 것과, 판 두께가 두껍기 때문에 판 두께 중앙부의 냉각 속도를 확보할 수 없고, 전위의 회복이 진행된 결과, 페라이트 변태의 핵을 충분히 도입할 수 없고, 경질상의 길이를 저감할 수 없었던 것이 하나의 요인으로 추정된다.

[f] 제2 냉각 공정

제1 냉각 공정에 이어지는 제2 냉각 공정에서는 하기 (E)식으로 규정되는 온도 T₃(℃)에 대해, T₃(℃) 이상 750℃ 미만의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 한다. 그 이유는 평균 냉각 속도가 50℃/s 미만인 경우, 냉각 중에 있어서의 페라이트 변태량이 많아, 베이나이트가 마이크로 조직의 주체가 되지 않으므로, 열연 강판의 인장 강도를 780㎫ 이상으로 할 수 없기 때문이다.

단, 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 의미한다. (E)식 중에 기재된 원소의 함유량이 0인 경우에는 0을 대입한다.

[g] 균열 공정

제2 냉각 공정에 이어지는 균열 공정에서는, 상기 (E)식으로 규정되는 온도 T₃(℃)과 하기 (F)식으로 규정되는 온도 T₄(℃)에 대해, T₃(℃) 이상 T₄(℃) 미만의 온도 영역에서 5s 이상 유지한다. 균열 공정은 베이나이트를 마이크로 조직의 주체로 하기 위해 필수의 공정이다. 유지 시간을 5s 이상으로 하는 것은, 유지 시간이 5s 이하에서는 경질상의 면적 분율이 20％ 이상이 되므로, 연성이나 구멍 확장률이 저하되기 때문이다.

단, 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(질량％)을 의미한다. (F)식 중에 기재된 원소의 함유량이 0인 경우에는 0을 대입한다.

[h] 권취 공정

균열 공정 후, 강판의 권취를 행한다. 권취 시의 강판 온도(권취 온도)는 상기 (F)식으로 규정하는 T₄(℃) 이하로 한다. T₄(℃)를 초과하여 높은 온도에서 권취한 경우, 조직 중에 있어서의 베이나이트의 체적 분율이 과잉이 되고, 경질상의 분율을 확보하는 것이 어려워, 펀칭 피로 특성의 열화가 발생하기 때문이다.

이상의 제조 공정에 의해, 본 발명의 열연 강판이 제조된다.

또한, 상기 공정 [a]부터 [h]까지의 전체 공정 종료 후에 있어서는, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입 등에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하고, 압하율 0.1％ 이상 2％ 이하의 스킨 패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 전체 공정 종료 후에는 얻어진 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일의 제거를 목적으로 하여, 필요에 따라 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.

본 발명의 열연 강판은 압연 공정 외에, 통상의 열연 공정인 연속 주조, 산세 등을 거쳐서 제조되는 것이지만, 그 일부를 빼고 제조를 행하였다고 해도 본 발명의 효과인 우수한 압연 방향의 피로 특성 및 가공성을 확보 가능하다.

또한, 일단, 열연 강판을 제조한 후, 연성의 향상을 목적으로, 온라인 혹은 오프라인에서, 100 내지 600℃의 온도 범위에서 열처리를 행하였다고 해고, 본 발명의 효과인 우수한 압연 방향의 피로 특성 및 가공성은 확보 가능하다.

상기 공정을 거쳐서 제조된 열연 강판에, 용융 아연 도금 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 행하거나, 혹은 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논크롬 처리 등에 의한 표면 처리를 행하는 등의 공정을 부가해도 된다.

4. 열연 강판의 특성의 평가 방법

(1) 인장 강도 특성

열연 강판의 기계적 성질 중 인장 강도 특성(인장 강도, 전체 연신율)은 JIS Z 2241 2011에 준거하여 평가한다. 시험편은 JIS Z 2241 2011의 5호 시험편으로 하고, 강판의 판 폭의 1/4W(강판의 폭 방향 단부로부터 강판의 폭 방향으로 강판의 폭의 1/4의 길이의 위치를 의미함. 이하 마찬가지임.) 또는 3/4W 위치에서 압연 방향을 길이로 하여 채취한다.

(2) 구멍 확장률

열연 강판의 구멍 확장률은 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 시험 방법에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가한다. 시험편은 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치로부터 채취하고, 원통 펀치로 펀칭하여 구멍을 형성한다. 본 발명에 있어서의 가공성이 우수한 강판이란, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000, 또한 [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 만족시키는 강판을 가리킨다.

(3) 피로 특성

도 1은 피로 시험에 사용하는 시험편의 형상 및 치수를 도시하는 모식도이고, 도 1의 (a)는 절결이 없는 경우의 피로 강도를 측정하는 시험편의 평면도 및 정면도를 도시하고, 도 1의 (b)는 절결을 갖는 경우의 피로 강도를 측정하는 시험편의 평면도 및 정면도를 도시한다.

열연 강판의 압연 방향의 피로 특성의 평가에는, 도 1에 도시하는 형상 및 치수의 시험편을 사용한다. 시험편은 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치에서 압연 방향이 긴 변이 되도록 채취한다. 도 1의 (a)에 도시하는 시험편은 절결이 없는 경우의 피로 강도를 얻기 위한 시험편이다. 도 1의 (b)에 도시하는 시험편은 절결재의 피로 강도를 얻기 위한 펀칭 시험편이고, 자동차 부품의 실사용에서의 피로 특성 평가에 가깝게 하기 위해 펀칭은 구멍 확장 시험편과 마찬가지로 펀칭 구멍(1)을 원통 펀칭으로 펀칭한다. 펀칭 클리어런스는 10％로 한다. 어떤 피로 시험편에든 최표층보다 0.05㎜ 정도의 깊이까지, 표면 조도 마무리 기호로 미야마 마무리의 연삭을 실시한다.

이 시험편을 사용하여 응력비 R=0.1, 주파수 15 내지 25㎐의 조건에서, 응력 제어의 인장-인장 피로 시험을 행한다. 본 발명에 있어서의 압연 방향의 피로 특성이 우수한 강판이란, 상술한 절결이 없는 피로 시험편에서 얻어진 1000만회 시간 강도를, 인장 시험에서 얻어진 인장 강도로 나눈 값(피로 한도비)이 0.55 이상이고, 펀칭 피로 시험에서 얻어진 1000만회 시간 강도를, 인장 시험에서 얻어진 인장 강도로 나눈 값(펀칭 피로 한도비)이 0.30 이상인 강판을 가리킨다.

이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 의해 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 제조하였다.

표 1을 참조하여, 강 A 내지 I의 화학 조성은 본 발명에서 규정하는 화학 조성의 범위 내였다. 한편, 강 a는 C 함유량이 지나치게 낮고, 강 b는 C 함유량이 지나치게 높았다. 강 c는 P 함유량이 지나치게 높고, 강 d는 S 함유량이 지나치게 높았다. 강 e는 Si와 Al의 합계 함유량이 지나치게 낮았다. 언더라인은 성분량이 발명 범위 외인 것을 나타낸다.

강 A 내지 H 및 강 a 내지 e의 화학 조성의 용강을 사용하여, 상술한 공정 [a] 내지 [h]에 의해 열연 강판을 제조하였다. 각 공정의 실시 조건은 표 2 및 표 3에 나타내는 조건으로 하였다. 공정 [d]에서는, 1100℃ 이하에서의 압연을 P1 내지 P6의 6패스로 하였다. 표 2 및 표 3에 나타내는 강 A 내지 H 및 강 a 내지 e는 표 1에 나타내는 화학 조성의 용강에 대응하여, 사용한 용강을 의미한다. T₁(℃)은 가열로 균열대의 평균 온도를 측정하여, 균열대에 있어서의 슬래브의 평균 온도로 하였다. P1 내지 P6은 마무리 압연 공정에 있어서의 제1 패스 내지 제6 패스를 의미한다.

제조한 열연 강판에 대해, 페라이트, 베이나이트 및 경질상(마르텐사이트 및 오스테나이트)의 각 조직의 면적 분율을 구하고, 경질상의 형상, X선 랜덤 강도비를 측정하였다. 또한, 인장 강도 특성, 구멍 확장률 및 피로 특성을 측정하였다. 이들 각 특성의 측정 조건은 상술한 측정 조건을 적용하였다. 피로 시험편은 도 1에 도시하는 형상 및 치수로 하고, 시험편의 두께는 3㎜로 하였다. 각 특성의 측정 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다. 열연 강판의 강종은 도금을 실시하지 않은 열연 강판(HR), 도금 후 합금화 처리를 실시하지 않은 용융 아연 도금 강판(GI) 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 하였다.

표 2 내지 5에 나타낸 바와 같이, 강 A-1, B-1, C-1, C-3 내지 C-5, C-7, C-8, C-10, C-12, C-14, C-16, D-1, E-1, E-2, E-4, E-6, E-9, E-10, F-1, G-1, H-1 및 I-1은 강의 화학 조성 및 마이크로 조직이 본 발명의 규정을 만족시키는 예이고, 한편, 강 C-2, C-6, C-9, C-11, C-13, C-15, C-17, E-3, E-5, E-7, E-8, E-11, a-1, b-1, c-1, d-1 및 e-1은 강의 화학 조성 또는 마이크로 조직이 본 발명의 규정을 만족시키지 않았던 예이다.

강 A-1 등, 본 발명예의 열연 강판은 모두 경질상의 면적 분율, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것의 비율, 판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이 및 X선 랜덤 강도비가 모두 본 발명의 규정을 만족시키고 있었다. 또한, 본 발명예의 열연 강판은 모두 인장 강도가 780㎫ 이상이었다. 또한, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000 또한 [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 만족시키고, 피로 한도가 0.55 이상 또한 펀칭 피로 한도가 0.30 이상이었다.

비교예인 강 C-2는 공정 [d]에서의 마무리 압연의 최종 패스에 있어서의 압하 온도가 946℃로, (D)식으로 규정하는 T₂(903℃)보다도 20℃를 초과하여 높았다. 강 C-9는 공정 [d]에서의 마무리 압연의 최종 패스에서의 압하율이 2％로 낮았다. 그로 인해, 모두 판 두께 중앙부의 경질상 중, 애스펙트비가 3 이상인 것의 비율이 60％ 미만으로 낮고, 압연 방향의 펀칭 피로 한도비가 0.3 미만의 낮은 값이었다.

강 C-6은 공정 [d]에서의 마무리 압연의 최종 패스에 있어서의 압하 온도가 782℃로, (D)식으로 규정하는 T₂(903℃)보다도 100℃를 초과하여 낮았다. 강 C-13은 공정 [f]의 T₃(℃) 이상 750℃ 미만의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 25℃/s로 지나치게 낮았다. 그로 인해, 모두 페라이트는 생성이 촉진되어, 68％ 이상의 높은 면적 분율이 되고, 베이나이트는 면적 분율이 23％ 이하로 낮아, 마이크로 조직의 주체가 되지 않았다. 그 결과, 모두 인장 강도는 780㎫ 미만이었다. 특히 강 C-6은 생성한 페라이트가 미재결정 페라이트이고, 연성도 낮고, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000을 만족시키지 않았다.

강 C-11은 공정 [e]에서의 최종 압하 온도로부터 최종 압하 온도로부터 750℃까지의 평균 냉각 속도가 49℃로 지나치게 낮았다. 그로 인해, 판 두께 중앙부의 경질상의 압연 방향이 22.4㎛로 길고, [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 만족시키지 않았다.

강 C-15는 공정 [g]의 T₃(℃) 이상 T₄(℃) 미만의 온도 영역에 있어서의 유지 시간이 3.1s로 지나치게 짧았으므로, 경질상의 면적 분율이 86.4％로 높아, 베이나이트가 마이크로 조직의 주체가 되지 않았다. 그로 인해, 연성이 낮고, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000을 만족시키지 않았다.

강 C-17은 공정 [h]의 권취 온도가 533℃로, (F)식으로 규정하는 T₄(475℃)보다도 높았다. 그로 인해, 열연 강판의 조직 중의 베이나이트의 면적 분율이 91.5％로 과잉이 되고, 경질상의 면적 분율이 3％ 미만으로 낮았다. 그 결과, 인장 강도가 780㎫ 미만으로 낮고, 압연 방향의 펀칭 피로 한도비가 0.3 미만으로 낮은 값이었다.

강 E-3은 공정 [b]의 슬래브 가열 시간이 1809s로, (A)식으로 규정하는 시간 t₁(1919s)보다도 짧았다. 그로 인해, 판 두께 중앙부의 경질상의 압연 방향이 23.9㎛로 길고, [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 만족시키지 않았다.

강 E-5는 공정 [c]의 조압연 중의 합계 압하율이 41％로 낮았다. 강 E-7은 공정 [c]의 조압연 중에 슬래브 표층을 Ar₃ 변태점 이하로 냉각한 횟수가 1회뿐이었다. 강 E-8은 공정 [d]에서의 6회의 압연 패스 중, 형상비 X가 2.3 이상을 만족시킨 것이 1패스뿐이었다. 강 E-11은 공정 [d]에서의 1100℃ 이하의 압연의 압하율이 34％로 낮았다. 그로 인해, 이들 강에서는, 압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합이 3.5 미만으로 낮고, 한편, 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도가 1.0보다도 컸다. 그 결과, 모두 압연 방향의 피로 한도비가 0.55 미만으로 낮은 값이었다.

강 a-1은 C 함유량이 0.016％로 지나치게 낮았다. 그로 인해, 인장 강도가 780㎫ 미만으로 낮고, 압연 방향의 펀칭 피로 한도비가 0.3 미만으로 낮은 값이었다.

강 b-1은 C 함유량이 0.254％로 지나치게 높았다. 또한, 강 d-1은 S 함유량이 0.0243％로 지나치게 높았다. 그로 인해, 모두 구멍 확장성이 낮고, [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000을 만족시키지 않았다.

강 c-1은 P 함유량이 0.133％로 지나치게 높았으므로, 가공성이 낮고, [인장 강도(㎫)]×[전체 연신율(％)]≥18000 및 [인장 강도(㎫)]×[구멍 확장률(％)]≥35000 모두 만족시키지 않았다.

강 e-1은 Si와 Al의 합계 함유량이 0.19％로 지나치게 낮았다. 그로 인해, 피로 균열의 발생 수명이 짧고, 압연 방향의 피로 한도비가 0.51로 낮은 값이었다.

1 : 피로 시험편의 펀칭 구멍

Claims

화학 조성이 질량％로,
C:0.03 내지 0.2％,
Mn:0.1 내지 3.0％,
P:0.10％ 이하,
S:0.03％ 이하,
Al＋Si:0.2 내지 3.0％,
N:0％를 초과하고, 0.01％ 이하,
O:0％를 초과하고, 0.01％ 이하,
Ti:0 내지 0.3％,
Nb:0 내지 0.3％,
Mg:0 내지 0.01％,
Ca:0 내지 0.01％,
REM:0 내지 0.1％,
B:0 내지 0.01％,
Cu:0 내지 2.0％,
Ni:0 내지 2.0％,
Mo:0 내지 1.0％,
V:0 내지 0.3％,
Cr:0 내지 2.0％,
잔부:철 및 불순물이고,
마이크로 조직이 베이나이트를 주체로 하고, 면적 분율로, 마르텐사이트 및/또는 오스테나이트로 구성되는 경질상이 3％ 이상 20％ 미만이고,
판 두께 중앙부에 존재하는 경질상 중 애스펙트비가 3 이상인 것이 60％ 이상을 차지하고,
판 두께 중앙부에 존재하는 경질상의 압연 방향의 길이가 20㎛ 미만이고,
압연 방향에서 본 <011>방위 및 <111>방위의 X선 랜덤 강도비의 합이 3.5 이상이고, 또한 압연 방향에서 본 <001>방위의 X선 랜덤 강도비가 1.0 이하인, 열연 강판.
제1항에 있어서, 질량％로, Ti:(0.005＋48/14[N]＋48/32[S])％ 이상 0.3％ 이하, Nb:0.01 내지 0.3％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는, 열연 강판.
단, [N]은 N의 함유량(질량％), [S]은 S의 함유량(질량％)을 의미한다.
제1항에 있어서, 질량％로, Mg:0.0005 내지 0.01％, Ca:0.0005 내지 0.01％, REM:0.0005 내지 0.1％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 화학 조성이 질량％로, B:0.0002 내지 0.01％를 포함하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 질량％로, Cu:0.01 내지 2.0％, Ni:0.01 내지 2.0％, Mo:0.01 내지 1.0％, V:0.01 내지 0.3％, Cr:0.01 내지 2.0％에서 선택되는 1종 이상을 포함하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 아연 도금층을 갖는, 열연 강판.