KR20170093886A - 열연 강판 - Google Patents

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미츠루 요시다
나츠코 스기우라
히로시 슈토
마사유키 와키타
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

열연 강판은 소정의 화학 조성을 갖고, 체적％로, 잔류 오스테나이트: 2％ 내지 30％, 페라이트: 20％ 내지 85％, 베이나이트: 10％ 내지 60％, 펄라이트: 5％ 이하, 마르텐사이트: 10％ 이하로 표현되는 마이크로 조직을 갖고, 방위 차가 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸여 있으며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 5％ 내지 50％이다.

Description

열연 강판{HOT-ROLLED STEEL SHEET}
본 발명은 열연 강판에 관한 것으로써, 특히, 변태 유기 소성(transformation induced plasticity: TRIP) 현상을 이용한 열연 강판에 관한 것이다.
자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위하여, 고강도 강판을 사용하여 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보를 위해서도, 자동차 차체에는 연강판 외에 고강도 강판이 많이 사용되도록 되어 있다. 또한 자동차 차체의 경량화를 금후 진전시키기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높여야 한다. 따라서, 예를 들어 섀시 부품에 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 버링 가공을 위한 국부 변형능을 개선해야 한다. 그러나, 일반적으로 강판의 강도를 높이면, 성형성이 저하되어, 드로잉 성형이나 스트레치 성형에 중요한 균일 신장이 저하된다.
성형성의 향상 등을 목적으로 한 고강도 강판 등이 특허문헌 1 내지 11에 기재되어 있다. 그러나, 이들 종래 기술에 의해서도 충분한 강도 및 충분한 성형성을 구비한 열연 강판을 얻을 수는 없다.
또한, 비특허문헌 1에는, 강판에 오스테나이트를 잔류시켜 균일 신장을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 게다가, 이 비특허문헌 1에서는, 굽힘 성형, 구멍 확장 가공이나 버링 가공에 요구되는 국부 연성을 개선하는 강판의 금속 조직 제어법에 대해서도 개시되어 있다. 또한, 개재물을 제어하고, 마이크로 조직을 단일 조직으로 제어하고, 마이크로 조직간의 경도 차를 저감하면, 굽힘성이나 구멍 확장 가공에 효과적인 것이 비특허문헌 2에 개시되어 있다.
연성과 강도를 양립시키기 위하여, 열간 압연 후의 냉각 제어에 의해 금속 조직 제어를 하여, 석출물 및 변태 조직을 제어함으로써 페라이트와 베이나이트의 적절한 분율을 얻는 기술도 비특허문헌 3에 개시되어 있다. 그러나, 어느 방법도 조직 제어(분류 상의 마이크로 조직의 제어)에 의지한 국부 변형능의 개선 방법이기 때문에, 국부 변형능이 베이스 조직에 크게 영향받게 된다.
한편, 비특허문헌 4에는, 연속 열간 압연 공정에 있어서의 압하량을 증가시켜 열연 강판의 재질을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 이러한 기술은, 소위, 결정립 미세화의 기술이며, 비특허문헌 4에서는, 오스테나이트 영역 내의 최대한 저온에서 대압하를 행하고, 미 재결정 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시킴으로써 제품의 주상인 페라이트의 결정립을 미세화하여, 강도 및 인성을 높이고 있다. 그러나, 비특허문헌 4에 개시된 제법에서는, 국부 변형능 및 연성의 개선에 대해 일절 배려되어 있지 않다.
상술한 바와 같이, 고강도 강판의 국부 변형능을 개선하기 위하여, 주로 개재물을 포함하는 조직 제어가 행해지고 있었다.
또한, 자동차용 부재로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 강도와 연성의 밸런스가 필요하다. 이와 같은 요구에 대해, 지금까지 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한, 소위 TRIP 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 13 및 14 참조).
그러나, TRIP 강은 강도, 연성이 우수하지만, 일반적으로 신장 플랜지성에 관련된 구멍 확대성으로 대표되는 국부 변형능이 낮다는 특징점이 있다. 따라서, 이 TRIP 강을, 예를 들어 섀시 부품의 고강도 강판으로서 사용하기 위해서는, 국부 변형능을 개선해야만 한다.
일본 특허 공개 제2012-26032호 공보 일본 특허 공개 제2011-225941호 공보 일본 특허 공개 제2006-274318호 공보 일본 특허 공개 제2005-220440호 공보 일본 특허 공개 제2010-255090호 공보 일본 특허 공개 제2010-202976호 공보 일본 특허 공개 제2012-62561호 공보 일본 특허 공개 제2004-218077호 공보 일본 특허 공개 제2005-82841호 공보 일본 특허 공개 제2007-314828호 공보 일본 특허 공표 제2002-534601호 공보 국제 공개 제2014/171427호 일본 특허 공개 (소) 61-217529호 공보 일본 특허 공개 (평)5-59429호 공보
다카하시, 신닛테츠 기보(2003) No. 378, p.7 가토 외, 제철 연구(1984) vol. 312, p.41 K. Sugimoto et al., ISIJ International(2000) Vol. 40, p. 920 나카야마제강소 NFG 제품 소개 http://www.nakayama-steel.co.jp/menu/product/nfg.html
본 발명은 높은 강도를 가지면서, TRIP 현상을 이용하여 우수한 연성을 확보함과 함께, 우수한 신장 플랜지성도 얻을 수 있는 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 통상의 연속 열간 압연기를 이용하여 공업적인 규모로 실시되는 열연 강판의 일반적인 제조 방법을 염두에 두고, 높은 강도를 얻으면서, 열연 강판의 연성 및 신장 플랜지성 등의 성형성을 향상시키기 위해 예의 연구를 거듭했다. 이 결과, 본 발명자들은, 고강도의 확보 및 성형성의 향상에 매우 효과적인, 종래 기술에서는 형성되지 않은 새로운 조직을 알아내었다. 이 조직은, 광학 현미경 관찰로 인식되는 조직이 아니라, 각 결정립의 입자 내의 방위 차에 기초하여 인식된다. 이 조직은, 구체적으로는, 방위 차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸여 있고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 해당 결정립 내의 평균 방위 차가 5°내지 14°인 결정립으로 구성된 조직이다. 이하, 이 조직을 「신인식 조직」이라는 경우가 있다. 그리고, 본 발명자들은, 신인식 조직의 비율을 일정한 범위로 제어함으로써, TRIP 강의 우수한 연성을 유지한 채, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있는 것을 새롭게 알아내었다.
또한, 신인식 조직은, 상기의 특허문헌 1 내지 13에 기재된 방법 등, 종래의 방법으로는 형성할 수 없다. 예를 들어, 소위 중간 공랭의 종료 후부터 권취까지의 냉각 속도를 높임으로써 마르텐사이트를 형성하고 고강도화를 행하고자 하는 종래 기술에서는, 신인식 조직을 형성할 수 없다. 종래의 박강판에 포함되어 있는 베이나이트는, 베이니틱 페라이트 및 철 탄화물로 구성되거나, 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된다. 이로 인해, 종래의 박강판에서는, 구멍 확장 시에, 철 탄화물이나 잔류 오스테나이트(또는 가공을 받고 변태한 마르텐사이트)가 균열의 진전을 조장한다. 따라서, 신인식 조직은, 종래의 박강판에 포함되어 있는 베이나이트보다도 우수한 국부 연성을 갖는다. 또한, 신인식 조직은, 종래의 박강판에 포함되어 있는 페라이트와도 다른 조직이다. 예를 들어, 신인식 조직의 생성 온도는, 강의 성분으로부터 예측되는 베이나이트 변태 개시 온도 이하이고, 신인식 조직의 대각 입계로 둘러싸인 하나의 결정립의 내부에는 소 경각의 입계가 존재한다. 신인식 조직은, 적어도 이들 관점에서 페라이트와는 다른 특징을 갖고 있다.
자세한 것은 후술하겠지만, 본 발명자들은, 열간 압연, 그 후의 냉각 및 그 후의 권취 등의 조건을 적절한 것으로 함으로써, 신인식 조직을 원하는 비율로 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트와 함께 형성할 수 있음을 알아내었다. 또한, 특허문헌 1 내지 3에 기재된 방법에서는, 중간 공랭의 종료 후 또한 권취 전의 냉각 속도 및 권취된 상태에서의 냉각 속도가 현저하게 높기 때문에, 대각 입계로 둘러싸인 하나의 결정립의 내부에 소 경각의 입계를 갖는 신인식 조직은 생성할 수 없다.
본 발명자는, 이러한 지견에 기초하여 예의 검토를 더욱 거듭한 결과, 이하에 나타내는 발명의 제형태에 이르렀다.
(1) 질량％로,
C : 0.06％ 내지 0.22％,
Si: 1.0％ 내지 3.2％,
Mn: 0.8％ 내지 2.2％,
P : 0.05％ 이하,
S : 0.005％ 이하,
Al: 0.01％ 내지 1.00％,
N : 0.006％ 이하,
Cr: 0.00％ 내지 1.00％,
Mo: 0.000％ 내지 1.000％,
Ni: 0.000％ 내지 2.000％,
Cu: 0.000％ 내지 2.000％,
B : 0.0000％ 내지 0.0050％,
Ti: 0.000％ 내지 0.200％,
Nb: 0.000％ 내지 0.200％,
V: 0.000％ 내지 1.000％,
W: 0.000％ 내지 1.000％,
Sn: 0.0000％ 내지 0.2000％,
Zr: 0.0000％ 내지 0.2000％,
As: 0.0000％ 내지 0.5000％,
Co: 0.0000％ 내지 1.0000％,
Ca: 0.0000％ 내지 0.0100％,
Mg: 0.0000％ 내지 0.0100％,
REM: 0.0000％ 내지 0.1000％,
잔부: Fe 및 불순물,
로 표현되는 화학 조성을 갖고,
체적％로,
잔류 오스테나이트: 2％ 내지 30％,
페라이트: 20％ 내지 85％,
베이나이트: 10％ 내지 60％,
펄라이트: 5％ 이하,
마르텐사이트: 10％ 이하,
로 표현되는 마이크로 조직을 갖고,
방위 차가 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸여 있으며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 5％ 내지 50％인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
(2)
상기 화학 조성에 있어서,
Cr: 0.05％ 내지 1.00％가 성립하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 열연 강판.
(3)
상기 화학 조성에 있어서,
Mo: 0.001％ 내지 1.000％,
Ni: 0.001％ 내지 2.000％,
Cu: 0.001％ 내지 2.000％,
B : 0.0001％ 내지 0.0050％,
Ti: 0.001％ 내지 0.200％,
Nb: 0.001％ 내지 0.200％,
V: 0.001％ 내지 1.000％,
W: 0.001％ 내지 1.000％,
Sn: 0.0001％ 내지 0.2000％,
Zr: 0.0001％ 내지 0.2000％,
As: 0.0001％ 내지 0.5000％,
Co: 0.0001％ 내지 1.0000％,
Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％,
Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％, 혹은
REM: 0.0001％ 내지 0.1000％,
또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판.
본 발명에 따르면, 높은 강도를 가지면서, 우수한 연성 및 우수한 신장 플랜지성을 얻을 수 있다.
도 1은 열연 강판의 마이크로 조직을 대표하는 영역을 나타내는 도면.
도 2a는 안장형 신장 플랜지 시험법을 나타내는 사시도.
도 2b는 안장형 신장 플랜지 시험법을 나타내는 상면도.
도 3a는 열연 강판의 일례의 EBSD 해석 결과를 나타내는 도면.
도 3b는 열연 강판의 일례의 EBSD 해석 결과를 나타내는 도면.
도 4는 열간 압연으로부터 권취까지 사이의 온도 이력의 개략을 나타내는 도면.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.
우선, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서의 마이크로 조직 및 결정립의 특징에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 잔류 오스테나이트: 2％ 내지 30％, 페라이트: 20％ 내지 85％, 베이나이트: 10％ 내지 60％, 펄라이트: 5％ 이하, 마르텐사이트: 10％ 이하로 표현되는 마이크로 조직을 갖고 있다. 또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서는, 방위 차가 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸여 있으며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 5％ 내지 50％이다. 이하의 설명에 있어서, 열연 강판에 포함되는 각 상, 조직의 비율 단위인 「％」는, 특별히 단서가 없는 한 「체적％」를 의미한다. 열연 강판의 마이크로 조직은, 해당 열연 강판의 표면에서 해당 열연 강판의 두께 3/8로부터 5/8까지 영역의 마이크로 조직으로 대표할 수 있다. 이 영역 1을 도 1에 도시한다. 도 1에는, 페라이트 등을 관찰하는 대상인 단면 2도 나타낸다.
이하에 기재한 바와 같이, 본 실시 형태에 따르면, 고강도이면서 엄격한 연성에 관련된 스트레치 성형성과 국부 연성에 관련된 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한 열연 강판을 얻을 수 있다. 예를 들어, 590Mpa 이상의 강도가 얻어지고, 코너의 곡률 반경 R을 50㎜ 내지 60㎜로 한 안장형 신장 플랜지 시험법에서의 플랜지 높이 H(㎜)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱(H×TS)이 19500(㎜ㆍMPa) 이상의 신장 플랜지성이 얻어진다.
신장 플랜지성은 안장형 신장 플랜지 시험법(코너의 곡률 반경 R: 50㎜ 내지 60㎜)에서의 플랜지 높이 H(㎜)를 이용하여 평가할 수 있다. 여기서, 안장형 신장 플랜지 시험법에 대해 설명한다. 안장형 신장 플랜지 시험법은, 도 2a 및 도 2b에 도시한 바와 같이, 직선부(21) 및 원호부(22)를 포함하는 신장 플랜지 형상을 모의한 안장형 형상의 성형품(23)을 프레스 가공하고, 그때의 한계 성형 높이로 신장 플랜지성을 평가하는 방법이다. 본 실시 형태에서는, 원호부(22)의 곡률 반경 R을 50㎜ 내지 60㎜, 개방각 θ을 120°, 원호부(22)를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 했을 때에 얻어지는 한계 성형 높이를, 플랜지 높이 H(㎜)로서 이용한다. 한계 성형 높이의 판정은, 성형 후에 눈으로 보아 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재의 유무로 행했다. 신장 플랜지 성형성에 대응한 시험법으로서 이용되고 있는 종래의 구멍 확장 시험에서는, 주위 방향의 변형이 대부분 분포하지 않고 파단에 이르기 때문에, 실제의 신장 플랜지 성형 시와는 파단부 주변의 변형이나 응력 구배가 다른 판 두께 관통의 파단이 발생된 시점에서의 평가가 행해진다. 따라서, 구멍 확장 시험은, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가 방법이라고는 할 수 없다. 안장형 신장 플랜지 시험법은, 예를 들어 문헌(요시다 외, 신닛테츠기보(2012) No. 393, p.18)에도 기재되어 있다.
입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 우선, 압연 방향에 평행인 단면 내의, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4 t부)를 중심으로 하는, 압연 방향(rolling direction: RD)의 길이가 200㎛, 압연면 법선 방향(normal direction: ND)의 길이가 100㎛인 직사각형 영역의 결정 방위를 0.2㎛의 간격으로 전자선 후방 산란 회절(electron back scattering diffraction: EBSD)법에 의해 해석하고, 이 직사각형 영역의 결정 방위 정보를 취득한다. 이 해석은, 예를 들어 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(니혼덴시가부시키가이샤(JEOL)제 JSM-7001F) 및 EBSD 검출기(TSL사제 HIKARI 검출기)를 구비한 EBSD 해석 장치를 이용하여, 200점/초 내지 300점/초의 속도로 실시한다. 다음으로, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위 차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸여 있으며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립이라고 정의하고, 입자 내 방위차를 계산하여, 이 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율을 구한다. 이와 같이 하여 구해지는 비율은 면적 분율이지만, 체적 분율과도 등가이다. 「입자 내 방위차」는, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Orientation Spread(GOS)」를 의미한다. 입자 내 방위차는, 문헌 「기무라 히데히코, 오우인, 아키바 요시아키, 다나카 게이스케 「EBSD법 및 X선 회절법에 의한 스테인리스강의 소성 변형에 있어서의 미스 오리엔테이션의 해석」 일본 기계 학회 논문집(A 편), 71권, 712호, 2005년, p. 1722-1728.」에도 기재되어 있는 바와 같이, 그의 결정립 내에 있어서의, 기준이 되는 결정 방위와 모든 측정점에 있어서의 결정 방위 사이의 미스 오리엔테이션의 평균값으로서 구할 수 있다. 또한, 「기준이 되는 결정 방위」로서, 그의 결정립 내의 모든 측정점에 있어서의 결정 방위를 평균화된 방위를 이용한다. 입자 내 방위 차는, 예를 들어 EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM AnalysisTM Version 7.0.1」을 이용하여 산출할 수 있다.
도 3a 및 도 3b에 EBSD 해석 결과의 예를 나타낸다. 도 3a는 인장 강도가 590MPa급인 TRIP 강판의 해석 결과를 나타내며, 도 3b는 인장 강도가 780MPa급인 TRIP 강판의 해석 결과를 나타낸다. 도 3a 및 도 3b 중의 회색 영역이, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립을 나타낸다. 백색 영역은, 입자 내 방위차가 5° 미만 또는 14° 초과인 결정립을 나타낸다. 흑색 영역은 입자 내 방위차를 해석할 수 없는 영역을 나타낸다. EBSD 해석에 의해, 도 3a 및 도 3b에 도시된 바와 같은 결과가 얻어지기 때문에, 이것에 기초하여 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 특정할 수 있다.
입자 내의 결정 방위는, 그 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로 입자 내의 전위 밀도의 증가는 강도의 향상을 가져올 뿐이어서 가공성을 저하시킨다. 그러나, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립에서는 가공성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그로 인하여, 본 실시 형태에 관한 열연 강판으로는, 하기와 같이, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 5％ 내지 50％로 한다. 입자 내 방위차가 5° 미만인 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하다. 입자 내의 평균 방위 차가 14° 초과인 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다. 또한, 마이크로 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 결정 구조는 면심 입법 격자(fcc) 구조이며, 본 발명에서의 체심 입법 격자(bcc) 구조에서의 GOS의 측정으로부터는 제외된다. 단, 본 발명에 있어서의 「입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립」의 비율은, 100％에서 먼저 잔류 오스테나이트의 비율을 차감하고, 거기에서 「입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립」 이외의 결정립의 비율을 차감한 값으로 정의된다.
입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은, 후술하는 방법에 의해 얻을 수 있다. 상술한 바와 같이, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립이 고강도의 확보 및 신장 플랜지성 등의 성형성의 향상에 매우 유효한 것이 본 발명자들에 의해 알아내게 되었다. 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은 탄화물을 결정립 내에 거의 포함하지 않는다. 즉, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은 신장 플랜지 성형 시에 균열의 진전을 조장하는 것을 거의 포함하지 않는다. 따라서, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은, 고강도의 확보 및 연성 및 신장 플랜지성의 향상에 기여한다.
입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 5％ 미만이면 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율은 5％ 이상으로 한다. 한편, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 50％ 초과하면, 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율은 50％ 이하로 한다. 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 5％ 이상 50％ 이하의 경우, 대략, 인장 강도는 590MPa 이상, 플랜지 높이 H(㎜)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱(H×TS)은 19500(㎜ㆍMPa) 이상이 된다. 이들 특성은, 자동차의 섀시 부품의 가공에 바람직하다.
입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 때문에 효과적이다. 따라서, 이러한 결정립으로 구성된 조직, 즉 신인식 조직의 비율을 소정의 범위, 본 실시 형태에서는 면적률로 5％ 내지 50％로 함으로써, 원하는 강도 및 연성을 유지하면서, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있다.
(잔류 오스테나이트: 2％ 내지 30％)
잔류 오스테나이트는 스트레치 성형성에 관한 연성에 기여한다. 잔류 오스테나이트가 2％ 미만이면 충분한 연성을 얻을 수 없다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 비율은 2％ 이상으로 한다. 한편, 잔류 오스테나이트의 비율이 30％ 초과하면, 신장 플랜지 성형 시에 페라이트 또는 베이나이트의 계면에서 균열의 진전이 조장되고, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 비율은 30％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 비율이 30％ 이하이면 대략, 플랜지 높이 H(㎜)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱(H×TS)이 19500(㎜ㆍMPa) 이상이 되고, 자동차의 섀시 부품의 가공에 바람직하다.
(페라이트: 20％ 내지 85％)
페라이트는 우수한 변형능을 나타내고, 균일 연성을 높인다. 페라이트의 비율이 20％ 미만이면 양호한 균일 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, 페라이트의 비율은 20％ 이상으로 한다. 또한, 페라이트는, 열간 압연 종료 후의 냉각 시에 생성하고, 잔류 오스테나이트 중에 C를 농화시키기 위하여, TRIP 효과에 의한 연성의 향상에 필수이다. 그러나, 페라이트의 비율이 85％ 초과하면, 신장 플랜지성이 큰 폭으로 저하된다. 따라서, 페라이트의 비율은 85％ 이하로 한다.
(베이나이트: 10％ 내지 60％)
베이나이트는, 권취 후에 생성하고, 잔류 오스테나이트 중에 C를 농화시키기 위하여, TRIP 효과에 의한 연성의 향상에 필수이다. 또한, 베이나이트는, 구멍 확장성의 향상에도 기여한다. 개발의 목적의 강도 레벨에 의해, 페라이트와 베이나이트와의 분율을 변화시키는 것이 가능하지만, 베이나이트의 비율이 10％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, 베이나이트의 비율은 10％ 이상으로 한다. 한편, 베이나이트의 비율이 60％ 초과하면, 마찬가지로 신장이 저하된다. 따라서, 베이나이트의 비율은 60％ 이하로 한다.
(펄라이트: 5％ 이하)
펄라이트는 신장 플랜지 성형 시에, 균열의 기점이 되고, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 펄라이트가 5％ 초과하면, 이러한 신장 플랜지성의 저하가 현저해진다. 펄라이트가 5％ 이하에서는 대략, 플랜지 높이 H(㎜)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱(H×TS)이 19500(㎜ㆍMPa) 이상이 되고, 자동차의 섀시 부품의 가공에 바람직하다.
(마르텐사이트: 10％ 이하)
마르텐사이트는 신장 플랜지 성형 시에, 페라이트 또는 베이나이트의 계면에 있어서 균열의 진전을 조장하고, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 마르텐사이트가 10％ 초과하면, 이러한 신장 플랜지성의 저하가 현저해진다. 마르텐사이트가 10％ 이하에서는 대략, 플랜지 높이 H(㎜)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱(H×TS)이 19500(㎜ㆍMPa) 이상이 되고, 자동차의 섀시 부품의 가공에 바람직하다.
열연 강판에서의 페라이트 및 베이나이트 등의 광학 현미경 조직으로 관찰되는 조직의 각 체적률과, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율은 직접적으로 관련된 것은 아니다. 환언하면, 예를 들어 동일한 페라이트 체적률, 베이나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트 체적률을 갖는 열연 강판이 복수 있었다고 해도, 이들 복수의 열연 강판 사이에서 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율이 동일하다고는 할 수 없다. 따라서, 페라이트 체적률, 베이나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트 체적률을 제어한 것만으로는, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다.
당연한 것이지만, 상술한 각 상, 조직의 비율에 관한 조건은, 열연 강판의 표면으로부터 해당 열연 강판의 두께 3/8부터 5/8까지의 영역 뿐만 아니라, 보다 넓은 범위에서 만족되어 있는 것이 바람직하고, 이 조건을 만족시키는 범위가 넓을수록, 보다 우수한 강도 및 가공성을 얻을 수 있다.
여기서, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 비율(체적 분율)은, 열연 강판의 표면으로부터 그 두께의 3/8부터 5/8까지의 영역 내의 압연 방향에 평행한 단면 2에 있어서의 면적률과 등가이다. 단면 2에 있어서의 면적률은, 강판의 판 폭에 1/4W 또는 3/4W 위치에서 시료를 잘라내고, 이 시료의 압연 방향에 평행한 면을 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 200배 내지 500배의 배율로 관찰함으로써 측정할 수 있다.
잔류 오스테나이트는 페라이트와 결정 구조가 다르기 때문에 결정학적으로 용이하게 식별할 수 있다. 따라서, 오스테나이트와 페라이트 사이의 반사면 강도가 상이하다는 성질을 이용하여, 잔류 오스테나이트의 비율을 X선 회절법에 의해서도 실험적으로 구할 수 있다. 즉, Mo의 Kα선을 이용한 X선 회절법에 의해 얻어지는 상으로부터, 다음 식을 이용하여 잔류 오스테나이트의 비율 Vγ를 구할 수 있다.
Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
여기서, α(211)는 페라이트의 (211)면에 있어서의 반사면 강도, γ(220)는 오스테나이트의 (220)면에 있어서의 반사면 강도, γ(311)는 오스테나이트의 (311)면에 있어서의 반사면 강도이다.
잔류 오스테나이트의 비율은, 일본 특허 공개 (평)5-163590호 공보에 기재되어 있는 시약을 이용하여, 상기 조건에서의 광학 현미경 관찰로도 측정할 수 있다. 광학 현미경 관찰, X선 회절법의 어느 방법을 사용해도 거의 일치한 값이 얻어지기 때문에, 어느 방법으로 얻어진 값을 이용해도 지장없다.
다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 열연 강판 및 그의 제조에 사용하는 강괴 또는 슬래브의 화학 조성에 대해 설명한다. 자세한 것은 후술하겠지만, 본 발명의 실시 형태에 관한 열연 강판은, 강괴 또는 슬래브의 열간 압연, 그 후의 냉각 및 그후의 권취 등을 거쳐 제조된다. 따라서, 열연 강판 및 슬래브의 화학 조성은, 열연 강판의 특성 뿐만 아니라, 이들 처리를 고려한 것이다. 이하의 설명에서, 열연 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 단서가 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, C: 0.06％ 내지 0.22％, Si: 1.0％ 내지 3.2％, Mn: 0.8％ 내지 2.2％, P: 0.05％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01％ 내지 1.00％, N: 0.006％ 이하, Cr: 0.00％ 내지 1.00％, Mo: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 2.000％, Cu: 0.000％ 내지 2.000％, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Ti: 0.000％ 내지 0.200％, Nb: 0.000％ 내지 0.200％, V: 0.000％ 내지 1.000％, W: 0.000％ 내지 1.000％, Sn: 0.0000％ 내지 0.2000％, Zr: 0.0000％ 내지 0.2000％, As: 0.0000％ 내지 0.5000％, Co: 0.0000％ 내지 1.0000％, Ca: 0.0000％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0000％ 내지 0.0100％, 희토류 금속(rare earth metal: REM): 0.0000％ 내지 0.1000％, 잔부: Fe 및 불순물로 표현되는 화학 조성을 갖고 있다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.
(C: 0.06％ 내지 0.22％)
C는, 열연 강판 중에서 다양한 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강도의 향상에 기여한다. C는, 연성을 향상시키는 잔류 오스테나이트의 확보에도 기여한다. C 함유량이 0.06％ 미만이면 충분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없고, 충분한 강도 및 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.06％ 이상으로 한다. 강도 및 신장의 한층 더 향상의 관점으로부터, C 함유량은 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.22％ 초과하면, 충분한 신장 플랜지성이 얻어지지 않거나, 용접성이 손상되거나 한다. 따라서, C 함유량은 0.22％ 이하로 한다. 용접성을 더 향상시키기 위해서는, C 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이하로 한다.
(Si: 1.0％ 내지 3.2％)
Si는, 열간 압연 후의 온도 제어 시에 페라이트를 안정화시키면서, 또한, 권취 후(베이나이트 변태 시)의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이와 같이 하여, Si는 오스테나이트의 C 농도를 높이고, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. Si 함유량이 1.0％ 미만이면 그 효과는 충분히 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 1.0％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 3.2％ 초과하면, 표면 성상, 도장성 및 용접성이 열화된다. 따라서, Si 함유량은 3.2％ 이하로 한다.
(Mn: 0.8％ 내지 2.2％)
Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, ??칭성을 높이는 원소이다. Mn 함유량이 0.8％ 미만이면 충분한 ??칭성을 확보할 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 0.8％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.2％ 초과하면, 슬래브 균열이 발생한다. 따라서, Mn 함유량은 2.2％ 이하로 한다.
(P: 0.05％ 이하)
P는, 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 가공성, 용접성 및 피로 특성의 관점에서, P 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 P 함유량이 0.05％ 초과하면, 가공성, 용접성 및 피로 특성의 저하가 현저하다. 따라서, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다.
(S: 0.005％ 이하)
S는, 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. S 함유량이 높을수록 신장 플랜지성의 저하에 연결되는 A계 개재물이 생성되기 쉬워지기 때문에, S 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 S 함유량이 0.005％ 초과하면, 신장 플랜지성의 저하가 현저하다. 따라서, S 함유량은 0.005％ 이하로 한다.
(Al: 0.01％ 내지 1.00％)
Al은 탈산제이며, Al 함유량이 0.01％ 미만이면 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)에 있어서 충분한 탈산을 행할 수 없다. 따라서, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 이와 같이 하여, Al은 열간 압연 후의 온도 제어 시에 페라이트를 안정화시켜, 또한, 베이나이트 변태 시의 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이와 같이 하여, Al은 오스테나이트의 C 농도를 높이고, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. 한편, Al 함유량이 1.00％ 초과하면, 표면 성상, 도장성 및 용접성이 열화된다. 따라서, Al 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 보다 안정된 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, Al 함유량은 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다.
Si도 탈산제로서 기능한다. 또한, 상기의 바와 같이 Si 및 Al은, 오스테나이트의 C 농도를 높이고, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. 그러나, Si 함유량 및 Al 함유량의 합이 4.0％ 초과하면, 표면 성상, 도장성 및 용접성이 열화되기 쉽다. 따라서, Si 함유량 및 Al 함유량의 합은 바람직하게는 4.0％ 이하로 한다. 또한, 보다 양호한 도장성을 얻기 위해서는, 이 합은 더 바람직하게는 3.5％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 3.0％ 이하로 한다.
(N: 0.006％ 이하)
N은, 필수 원소가 아니고, 예를 들어 강 중에 불순물로서 함유된다. 가공성의 관점에서, N 함유량은 낮으면 낮을수록 좋다. 특히 N 함유량이 0.006％ 초과하면, 가공성의 저하가 현저하다. 따라서, N 함유량은 0.006％ 이하로 한다.
(Cr: 0.00％ 내지 1.00％)
Cr은, 필수 원소는 아니지만, 펄라이트 변태를 억제하고, 잔류 오스테나이트를 안정화하기 위해, 열연 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유해도 되는 임의 원소이다. 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Cr 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 하고, 더 바람직하게는 0.20％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 1.00％ 초과하면, 상기 작용에 의한 효과가 포화하고, 공연히 비용이 높아질 뿐만 아니라, 화성 처리성의 저하가 현저해진다. 따라서, Cr 함유량은 1.00％ 이하로 한다. 즉, Cr: 0.05％ 내지 1.00％가 만족되는 것이 바람직하다.
Mo, Ni, Cu, B, Ti, Nb, V, W, Sn, Zr, As 및 Co는, 필수 원소가 아니고, 열연 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유해도 되는 임의 원소이다.
(Mo: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.000％ 내지 2.000％, Cu: 0.000％ 내지 2.000％, B: 0.0000％ 내지 0.0050％, Ti: 0.000％ 내지 0.200％, Nb: 0.000％ 내지 0.200％, V: 0.000％ 내지 1.000％, W: 0.000％ 내지 1.000％, Sn: 0.0000％ 내지 0.2000％, Zr: 0.0000％ 내지 0.2000％, As: 0.0000％ 내지 0.5000％, Co: 0.0000％ 내지 1.0000％)
Mo, Ni, Cu, B, Ti, Nb, V, W, Sn, Zr, As 및 Co는, 석출 경화 또는 고용 강화에 의해 열연 강판 강도의 향상에 한층 더 기여한다. 따라서, Mo, Ni, Cu, B, Ti, Nb, V, W, Sn, Zr, As 혹은 Co 또는 이들 임의의 조합이 함유되어 있을 수도 있다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, 바람직하게는 Mo: 0.001％ 이상, Ni: 0.001％ 이상, Cu: 0.001％ 이상, B: 0.0001％ 이상, Ti: 0.001％ 이상, Nb: 0.001％ 이상, V: 0.001％ 이상, W: 0.001％ 이상, Sn: 0.0001％ 이상, Zr: 0.0001％ 이상, As: 0.0001％ 이상, 혹은 Co: 0.0001％ 이상, 또는 이들 임의의 조합으로 한다. 그러나, Mo: 1.000％ 초과, Ni: 2.000％ 초과, Cu: 2.000％ 초과, B: 0.0050％ 초과, Ti: 0.200％ 초과, Nb: 0.200％ 초과, V: 1.000％ 초과, W: 1.000％ 초과, Sn: 0.2000％ 초과, Zr: 0.2000％ 초과, As: 0.5000％ 초과, 혹은 Co: 1.0000％ 초과 또는 이들 임의의 조합에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화하여 공연히 비용이 높아진다. 이로 인해, Mo: 1.000％ 이하, Ni: 2.000％ 이하, Cu: 2.000％ 이하, B: 0.0050％ 이하, Ti: 0.200％ 이하, Nb: 0.200％ 이하, V: 1.000％ 이하, W: 1.000％ 이하, Sn: 0.2000％ 이하, Zr: 0.2000％ 이하, As: 0.5000％ 이하, 또한 Co: 1.0000％ 이하로 한다. 즉, Mo: 0.000％ 내지 1.000％, Ni: 0.001％ 내지 2.000％, Cu: 0.001％ 내지 2.000％, B: 0.0001％ 내지 0.0050％, Ti: 0.001％ 내지 0.200％, Nb: 0.001％ 내지 0.200％, V: 0.001％ 내지 1.000％, W: 0.001％ 내지 1.000％, Sn: 0.0001％ 내지 0.2000％, Zr: 0.0001％ 내지 0.2000％, As: 0.0001％ 내지 0.5000％, 혹은 Co: 0.0001％ 내지 1.0000％, 또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
(Ca: 0.0000％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0000％ 내지 0.0100％, REM: 0.0000％ 내지 0.1000％)
Ca, Mg 및 REM은, 파괴의 기점이 되거나 가공성을 열화시키거나 하는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화한다. 따라서, Ca, Mg 혹은 REM 또는 이들 임의의 조합이 함유되어 있을 수도 있다. 이 효과를 충분히 얻기 위해, 바람직하게는Ca: 0.0001％ 이상, Mg: 0.0001％ 이상, 혹은 REM: 0.0001％ 이상, 또는 이들 임의의 조합으로 한다. 그러나, Ca: 0.0100％ 초과, Mg: 0.0100％ 초과, 혹은 REM: 0.1000％ 초과, 또는 이들 임의의 조합에서는, 상기 작용에 의한 효과가 포화하여 공연히 비용이 높아진다. 이로 인해, Ca: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, 또한 REM: 0.1000％ 이하로 한다. 즉, Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％, 혹은 REM: 0.0001％ 내지 0.1000％, 또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것이 바람직하다.
REM(희토류 금속)은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17종류의 원소를 가리키며, 「REM 함유량」은 이들 17종류의 원소의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드는, 공업적으로는, 예를 들어 미쉬 메탈의 형태로 첨가된다.
다음으로, 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조하는 방법의 예에 대해 설명한다. 여기서 설명하는 방법에 의하면 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조할 수 있지만, 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조하는 방법은, 이에 한정되는 것은 아니다. 즉, 다른 방법에 의해 제조된 열연 강판이어도, 그것이 상기의 조건을 만족시키는 결정립, 마이크로 조직 및 화학 조성을 갖고 있으면, 실시 형태의 범위 내에 있다고 할 수 있다.
이 방법에서는, 이하의 처리를 순서대로 행한다. 도 4에 열간 압연으로부터 권취까지의 온도 이력의 개략을 나타낸다.
(1) 상기의 화학 조성을 갖는 강괴 또는 슬래브를 주조하고, 필요에 따라 재가열(11)을 행한다.
(2) 강괴 또는 슬래브의 조압연(12)을 행한다. 조압연은 열간 압연에 포함된다.
(3) 강괴 또는 슬래브의 마무리 압연(13)을 행한다. 마무리 압연은 열간 압연에 포함된다. 마무리 압연에서는, 최종 3단의 압연을, 0.6 초과 0.7 이하의 누적 변형에서 행하고, 종료 온도를 Ar 3점 이상 또한 Ar 3점+30℃로 한다.
(4) 런 아웃 테이블로 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 650℃ 이상 750℃ 이하의 온도까지의 냉각(제1 냉각)(14)을 행한다.
(5) 3초 이상 10초 이하의 시간의 공랭(15)을 행한다. 이 냉각 중에 2상 영역에 있어서의 페라이트 변태가 발생하고, 우수한 연성이 얻어진다.
(6) 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 450℃ 이하의 온도까지의 냉각(제2 냉각)(16)을 행한다.
(7) 권취(17)를 행한다.
강괴 또는 슬래브의 주조에서는, 화학 조성이 상기의 범위 내에 있는 성분을 조정한 용강을 주입한다. 그리고, 강괴 또는 슬래브를 열간 압연기에 보낸다. 이 때, 주입된 강괴 또는 슬래브를 고온인 채로 열간 압연기에 직송해도 되고, 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열하여 열간 압연기에 보내도 된다. 재가열(11)의 온도는 특별히 한정되지 않는다. 재가열(11)의 온도가 1260℃ 이상이면 스케일 오프의 양이 증가하여 수율이 저하되기 때문에, 재가열(11)의 온도는 바람직하게는 1260℃ 미만으로 한다. 또한, 재가열(11)의 온도가 1000℃ 미만이면 스케줄 상, 조업 효율이 현저하게 손상되는 경우가 있기 때문에, 재가열(11)의 온도는 바람직하게는 1000℃ 이상으로 한다.
조압연(12)의 최종단의 압연 온도가 1080℃ 미만이면, 즉 조압연(12) 중에 압연 온도가 1080℃ 미만까지 저하되면, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 입자가 과도하게 작아지고, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 과도하게 촉진되어, 원하는 베이나이트를 얻기 어려운 경우가 있다. 따라서, 최종단의 압연은 바람직하게는 1080℃ 이상에서 행한다. 조압연(12)의 최종단의 압연 온도가 1150℃ 초과하면, 즉 조압연(12) 중에 압연 온도가 1150℃를 초과하면, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 입자가 커지고, 후의 냉각에 있어서 발생되는 2상 영역에서의 페라이트 변태가 충분히 촉진되지는 않고, 원하는 마이크로 조직을 얻기 어려운 경우가 있다. 따라서, 최종단의 압연은 바람직하게는 1150℃ 이하에서 행한다.
조압연(12)의 최종단 및 그의 전단의 누적 압하율이 65％ 초과하면, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 입자가 과도하게 작아지고, 오스테나이트로부터 페라이트에의 변태가 과도하게 촉진되어, 원하는 베이나이트를 얻기 어려운 경우가 있다. 따라서, 이 누적 압하율은 바람직하게는 65％ 이하로 한다. 이 누적 압하율이 40％ 미만이면 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 입자가 커지고, 후의 냉각에서 발생되는 2상 영역에서의 페라이트 변태가 충분히 촉진되지는 않고, 원하는 마이크로 조직을 얻기 어려운 경우가 있다. 따라서, 이 누적 압하율은 바람직하게는 40％ 이상으로 한다.
마무리 압연(13)은, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립을 생성시키기 위하여 중요한 공정이다. 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립은, 가공을 받고 변형을 포함하는 오스테나이트가 베이나이트로 변태함으로써 얻어진다. 따라서, 마무리 압연(13)은, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 중에 변형이 잔류하는 조건으로 행하는 것이 중요하다.
마무리 압연(13)에서는, 최종 3단의 압연을, 0.6 초과 0.7 이하의 누적 변형에서 행한다. 최종 3단의 압연에서의 누적 변형이 0.6 이하에서는, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 입자가 커지고, 후의 냉각에서 발생되는 2상 영역에서의 페라이트 변태가 충분히는 촉진되지 않고, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 5％ 내지 50％로 할 수 없다. 최종 3단의 압연에서의 누적 변형이 0.7 초에서는, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 중에 과잉으로 변형이 잔류하여, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 5％ 내지 50％로 할 수 없어서, 가공성이 열화된다.
여기에서 의미하는 마무리 압연(13)의 최종 3단의 누적 변형(εeff)은, 이하의 식 (1)에 의해 구할 수 있다.
Figure pct00001
여기서,
Figure pct00002
εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 해당 단에서의 냉각 개시까지의 누적 시간을 나타내며, T는 해당 단에서의 압연 온도를 나타낸다.
마무리 압연(13)에서는, 최종 1단의 압연을, Ar 3점 이상 또한 Ar 3점+30℃의 온도 범위 내에서, 또한 6％ 이상 15％ 이하의 압하율로 행한다. 최종 1단의 압연 온도(마무리 압연 종료 온도)가 Ar 3점+30℃ 초과이거나, 또는 압하율이 6％ 미만이면, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 중의 변형의 잔류량이 불충분해져, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 마무리 압연 종료 온도가 Ar 3점 미만이거나, 또는 압하율이 15％ 초과이면, 마무리 압연(13) 후의 오스테나이트 중에 과잉으로 변형이 잔류하여, 가공성이 열화된다.
또한, Ar1 변태점 온도(냉각할 때의, 오스테나이트가 페라이트, 또는 페라이트 및 시멘타이트로의 변태를 완료하는 온도), Ar3 변태점 온도(냉각할 때의, 오스테나이트의 페라이트 변태가 시작되는 온도), Ac1 변태점 온도(가열할 때의, 오스테나이트가 생성하기 시작하는 온도), Ac3 변태점 온도(가열할 때의, 오스테나이트로의 변태가 완료되는 온도)는, 예를 들어 이하의 계산식에 의해 강성분과의 관계에서 간이적으로 나타낸다.
Ar1 변태점 온도(℃)=730-102×(％C)+29×(％Si)-40×(％Mn)-18×(％Ni)-28×(％Cu)-20 ×(％Cr)-18×(％Mo)
Ar3 변태점 온도(℃)=900-326×(％C)+40×(％Si)-40×(％Mn)-36×(％Ni)-21×(％Cu)-25 ×(％Cr)-30×(％Mo)
Ac1 변태점 온도(℃)=751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
Ac3 변태점 온도(℃)=910-203√(％C)+45×(％Si)-30×(％Mn)-20×(％Cu)-15×(％Ni)+11×(％Cr)+32×(％Mo)+104×(％V)+400×(％Ti)+200×(％Al)
여기서, (％C), (％Si), (％Mn), (％Ni), (％Cu), (％Cr), (％Mo), (％V), (％Ti), (％Al)은, 각각 C), Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, Ti, Al의 함유량(질량％)을 나타낸다. 함유되지 않은 원소에 대해서는, 0％로 계산한다.
마무리 압연(13) 후에, 런 아웃 테이블(run out table: ROT)에서 650℃ 이상 750℃ 이하의 온도까지의 냉각(제1 냉각)(14)을 행한다. 냉각(14)의 도달 온도가650℃ 미만이면, 2상 영역에 있어서의 페라이트 변태가 불충분해지고, 충분한 연성을 얻을 수 없다. 냉각(14)의 도달 온도가 750℃ 초과이면, 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 5％ 내지 50％로 할 수 없다. 냉각(14)에서의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 한다. 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율을 안정적으로 5％ 내지 50％로 하기 위해서이다.
냉각(14)이 종료되는 대로, 3초 이상 10초 이하의 공랭(15)을 행한다. 공랭(15) 시간이 3초 미만이면, 2상 영역에 있어서의 페라이트 변태가 불충분해져서, 충분한 연성을 얻을 수 없다. 공랭(15)의 시간이 10초 이상이면, 2상 영역에서의 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다.
공랭(15)이 종료되는 대로, 30℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 450℃ 이하의 온도까지의 냉각(제2 냉각)(16)을 행한다. 이 평균 냉각 속도가 30℃/초 미만이면 예를 들어 펄라이트가 다량으로 생성하고, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다.
그 후, 바람직하게는 350℃ 이상 450℃ 이하의 온도에서의 권취(16)를 행한다. 권취(16)의 온도가 450℃ 초과이면, 페라이트가 생성하여 충분한 베이나이트가 얻어지지 않아서, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 권취(16)의 온도가350℃ 미만이면, 마르텐사이트가 생성되어 충분한 베이나이트가 얻어지지 않고, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판에 표면 처리를 행해도, 강도, 연성 및 신장 플랜지성의 향상이라는 효과가 얻어진다. 예를 들어, 전기 도금, 용융 도금, 증착 도금, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류 처리, 무기 염류 처리, 논크롬 처리 등을 행할 수도 있다.
또한, 상기 실시 형태는, 어느 것도 본 발명을 실시함에 있어서 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않고, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그의 기술 사상, 또는 그의 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 범위 내에서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
이 실험에서는, 표 1에 나타낸 화학 조성을 갖는 복수의 강(강의 기호 A 내지 Q)를 사용하여 표 2에 나타내는 마이크로 조직 및 결정립을 갖는 열연 강판의 시료를 제조하고, 그의 기계적 특성을 조사했다. 표 1 중의 공란은, 해당 원소의 함유량이 검출 한계 미만이었음을 나타내며, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 표 1 중 또는 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다. 표 2 중의「경과 시간」은 마무리 압연의 완료로부터 제1 냉각의 개시까지의 시간이다.
입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 비율은 EBSD 해석 장치를 이용하여 상기의 방법에 의해 측정했다. 잔류 오스테나이트, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마르텐사이트의 면적률은 광학 현미경을 이용하여 상기의 방법에 의해 측정했다.
그리고, 각 열연 강판의 인장 시험 및 안장형 신장 플랜지 시험을 행했다. 인장 시험은, 각 열연 강판으로부터 제작한 일본 공업 규격 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 이용하여, 일본 공업 규격 JIS Z 2241에 기재된 방법에 따라 행했다. 안장형 신장 플랜지 시험은 상기의 방법에 의해 행했다. 표 2 중의 「지표」는, 신장 플랜지성의 지표(H×TS)의 값이다.
표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 시료에서만, 높은 강도를 얻으면서, 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 얻을 수 있었다. 또한, 시료 No. 15에서는, 슬래브 균열이 발생되어 버렸다. 또한, 시료 No. 11 및 No. 17에서는, 안장형 신장 플랜지 시험에서 성형할 수 없었다.
각 열연 강판은, 표 3에 나타내는 조건 하에서 다음과 같이 제조했다. 전로에서의 용제 및 연속 주조를 행한 후에, 표 3에 나타내는 가열 온도로 가열하고, 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 행했다. 가열 온도, 마무리 압연의 최종 3단의 누적 변형 및 종료 온도를 표 3에 나타낸다. 마무리 압연 후, 표 3에 나타내는 온도 T1까지 표 3에 나타내는 냉각 속도로 런 아웃 테이블(ROT)에서 냉각했다. 그리고, 온도가 온도 T1에 도달되는 대로, 공랭을 개시했다. 이 공랭의 시간을 표 3에 나타낸다. 공랭 후, 표 3에 나타내는 평균 냉각 속도로 표 3에 나타내는 온도 T2까지 냉각하고, 권취를 행하여 열연 코일을 제작했다. 표 3 중의 밑줄은, 그 수치의 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
본 발명은 예를 들어 자동차의 섀시 부품 등에 사용되는 열연 강판에 관련된 산업에 이용할 수 있다.

Claims (3)

  1. 질량％로,
    C : 0.06％ 내지 0.22％,
    Si: 1.0％ 내지 3.2％,
    Mn: 0.8％ 내지 2.2％,
    P : 0.05％ 이하,
    S : 0.005％ 이하,
    Al: 0.01％ 내지 1.00％,
    N : 0.006％ 이하,
    Cr: 0.00％ 내지 1.00％,
    Mo: 0.000％ 내지 1.000％,
    Ni: 0.000％ 내지 2.000％,
    Cu: 0.000％ 내지 2.000％,
    B : 0.0000％ 내지 0.0050％,
    Ti: 0.000％ 내지 0.200％,
    Nb: 0.000％ 내지 0.200％,
    V: 0.000％ 내지 1.000％,
    W: 0.000％ 내지 1.000％,
    Sn: 0.0000％ 내지 0.2000％,
    Zr: 0.0000％ 내지 0.2000％,
    As: 0.0000％ 내지 0.5000％,
    Co: 0.0000％ 내지 1.0000％,
    Ca: 0.0000％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0000％ 내지 0.0100％,
    REM: 0.0000％ 내지 0.1000％,
    잔부: Fe 및 불순물로 표현되는 화학 조성을 갖고,
    체적％로,
    잔류 오스테나이트: 2％ 내지 30％,
    페라이트: 20％ 내지 85％,
    베이나이트: 10％ 내지 60％,
    펄라이트: 5％ 이하,
    마르텐사이트: 10％ 이하로 표현되는 마이크로 조직을 갖고,
    방위 차가 15° 이상의 입계에 의해 둘러싸여 있으며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입자 내 방위차가 5°내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 5％ 내지 50％인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Cr: 0.05％ 내지 1.00％가 성립하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 조성에 있어서,
    Mo: 0.001％ 내지 1.000％,
    Ni: 0.001％ 내지 2.000％,
    Cu: 0.001％ 내지 2.000％,
    B : 0.0001％ 내지 0.0050％,
    Ti: 0.001％ 내지 0.200％,
    Nb: 0.001％ 내지 0.200％,
    V: 0.001％ 내지 1.000％,
    W: 0.001％ 내지 1.000％,
    Sn: 0.0001％ 내지 0.2000％,
    Zr: 0.0001％ 내지 0.2000％,
    As: 0.0001％ 내지 0.5000％,
    Co: 0.0001％ 내지 1.0000％,
    Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％, 혹은
    REM: 0.0001％ 내지 0.1000％,
    또는 이들 임의의 조합이 만족되는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
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