KR20170128555A

KR20170128555A - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20170128555A
Application number: KR1020177029834A
Authority: KR
Inventors: 다카아키 다나카; 다로 기즈; ?스케 도요다; ??스케 도요다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-04-01
Filing date: 2016-03-30
Publication date: 2017-11-22
Also published as: EP3279353B1; MX2017012493A; JP6075517B1; JPWO2016157896A1; US20180119240A1; EP3279353A1; KR101989262B1; WO2016157896A1; CN107429362B; CN107429362A; EP3279353A4

Abstract

소정의 성분 조성으로 하고, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합이 70 % 이상이고, 또한 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합이 10 % 이하이고, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이, 하부 조직으로서 평균 폭이 1.0 ㎛ 이하인 라스를 갖고, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율이 80 % 이상이고, 또한 그 라스 내부 및 라스 경계에 평균 입자경이 20 nm 이하인 MC 형 탄화물이 분산 석출된, 조직으로 하고, 또한 평균 전위 밀도를 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 5.0 × 10¹⁵ m^-2 이하로 한다.

Description

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

본 발명은, 자동차를 비롯한 수송 기계류의 부품, 건축용 강재 등의 구조용 강재에 적합한, 인장 강도 (TS)：780 MPa 이상의 고강도를 갖고, 우수한 연신 플랜지성과 타발성을 겸비하고, 또한 제조 안정성도 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

지구 환경 보전의 관점에서 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이, 자동차 업계에 있어서는 항상 중요한 과제로 되어 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 차체의 경량화를 도모하는 데에 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화시키는 것이 유효하다. 예를 들어, 두께가 있는 강판을 사용하는 일이 많은 자동차의 서스펜션 부품에서는, 고강도화에 의한 박육화에 의해 대폭적인 경량화를 기대할 수 있다.

일반적으로 로어 아암 등의 자동차 서스펜션 부품은, 버링 가공에 의해 성형되기 때문에, 우수한 연신 플랜지성을 갖는 강판이 요구된다. 강도와 가공성을 겸비한 열연 강판에 관해서는, 수많은 연구개발이 이루어져 각종 기술이 제안되어 있다. 예를 들어, 금속 조직을 실질적으로 페라이트 단상 (單相) 으로 하고, 페라이트상의 입자 내에 미세 탄화물을 석출시킴으로써, 높은 인장 강도와 우수한 연신 플랜지성을 양립시킬 수 있음이 알려져 있다.

이와 같은 기술로서 특허문헌 1 에는, 강판 조직을 전위 밀도가 낮은 가공성이 우수한 페라이트 단상 조직으로 하고, 또한, 페라이트 중에 미세 탄화물을 분산 석출시켜 석출 강화시킴으로써, 열연 강판의 연신 플랜지성을 유지한 채로 강도를 향상시킨 강판이 개시되어 있다.

한편으로, 통상 버링 가공은 소정 형상으로 타발된 강판을 사용하여 실시된다. 실제의 부품 양산 제조시에는, 연속 프레스에 의한 금형의 온도 상승이나 금형의 마모로 인해 부품 타발의 클리어런스가 변화하는 것이 보통이며, 클리어런스 변동이 있는 경우에 타발 단면 (端面) 에 크래킹, 치핑 등의 문제가 발생하는 경우가 있다. 이러한 이유에 의해 타발 조건의 변동에 대하여 항상 우수한 타발성을 갖는 강판이 요구되고 있다.

이와 같은 강판으로서, 예를 들어 특허문헌 2 에는, 베이나이트상을 체적률로 92 % 초과로 하고, 또한 베이나이트 라스의 평균 간격 0.60 ㎛ 이하로 하고, 또한 전체 Fe 계 탄화물 중 입자 내에 석출된 Fe 계 탄화물의 개수 비율을 10 % 이상으로 함으로써, 양산 타발성을 향상시킨 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2012-26034호 일본 공개특허공보 2014-205888호

특허문헌 1 에 기재된 강판에서는, 고강도와 우수한 연신 플랜지성이 양립된다. 그러나, 강판 조직을 실질적으로 페라이트 단상으로 했기 때문에 강판의 타발시에 보이드의 기점이 되는 개재물이 거의 존재하지 않는다. 그래서, 특허문헌 1 에 기재된 강판에서는, 클리어런스나 블랭크 홀더 등의 조건이 변동했을 때에, 타발 단면에 거침이 발생할 우려가 있다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 강판에서는, 열간 압연 조건을 제어함으로써 소정의 베이나이트를 주체로 하는 강판 조직으로 하고, 이로써 우수한 타발성을 얻었다. 그러나, 이러한 베이나이트 조직은 권취 온도의 변동에 대하여 인장 강도 등의 기계 특성이 변동하기 쉬운 특징이 있다. 일반적으로, 열간 압연 후의 냉각에 있어서 코일의 전체 길이 전체 폭에 걸쳐서 강판 온도를 균일하게 하는 것은 용이하지 않다. 그래서, 특허문헌 2 에 기재된 강판에서는, 강판의 기계 특성의 편차가 커져, 제조 안정성이 저하될 우려가 있다.

본 발명은, 상기 현 상황을 감안하여 개발된 것으로, 인장 강도 (TS)：780 MPa 이상의 고강도를 갖고, 우수한 연신 플랜지성과 타발성을 겸비하고, 또한 제조 안정성도 우수한 열연 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 가공성, 특히 연신 플랜지성을 유지하면서 강판을 고강도화시키고, 또 타발성이 우수하고, 또한 제조 조건의 변동에 대한 기계 특성의 편차를 억제할 수 있는 방법에 대해서 예의 검토하였다.

전술한 바와 같이, 강판의 연신 플랜지성을 향상시키기 위해서는, 금속 조직내의 강도를 균일화시키는 것이 유효하다. 이러한 수법으로는, 페라이트 단상 조직으로서 고용 (固溶) 강화나 석출 강화에 의해 고강도화시키는 수법이나, 베이나이트 단상 조직으로서 조직 강화에 의해 고강도화시키는 수법이 고려된다. 그러나, 페라이트 단상 조직의 강판에서는, 강판을 타발함에 있어서, 보이드의 기점이 되는 개재물이 거의 존재하지 않기 때문에, 클리어런스나 블랭크 홀더 등의 조건이 변동했을 때에 타발 단면에 거침이 발생할 우려가 있다.

한편으로, 베이나이트 단상 조직의 강판은, 우수한 연신 플랜지성을 갖는다. 또, 베이나이트 단상 조직의 강판은, 베이나이트 조직 중에 다수의 Fe 계 탄화물이 존재하고, 이것이 타발시에 보이드의 기점이 되기 때문에, 우수한 타발성도 겸비한다. 그러나, 베이나이트 조직은 변태 온도에 따라 강도 등의 기계 특성이 크게 변동하기 때문에, 권취 온도 등의 열간 압연 조건의 변동에 대한 기계 특성의 편차가 커지는 것이 염려된다.

그래서, 본 발명자들은, 베이나이트, 그리고 마텐자이트를 주체로 한 조직에 템퍼링 처리를 부가함으로써 열간 압연 조건 변동의 영향을 완화시키는 것을 고려하였다.

일반적으로, 베이나이트 또는 마텐자이트 조직에 템퍼링 처리를 부가함으로써, 열간 압연 조건이 변화하는 것에 의한 기계 특성의 편차는 대폭 저감되지만, 동시에 강판 강도가 대폭 저하되어 버린다. 또한, 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마텐자이트상 중의 Fe 계 탄화물의 형태는 어닐링 조건에 의해 변화하기 때문에, 어닐링 조건에 따라서는 반드시 타발성이 우수한 강판이 되지는 않는다.

그래서, 본 발명자들은, 베이나이트, 그리고 마텐자이트를 주체로 한 조직에 템퍼링 처리를 부가함에 있어서, 상기한 바와 같은 강판 강도의 저하를 억제하고, 또한 우수한 연신 플랜지 성형성과 타발성을 겸비시키는 수법에 대해서 예의 검토를 거듭하였다.

그 결과, 라스 내부 및 라스 경계에 TiC 등의 MC 형 탄화물을 분산 석출시킴으로써, 어닐링시에 있어서의 라스의 조대화, 그리고 회복으로 인한 라스의 소멸이 억제되고, 어닐링 후에도 높은 강판 강도를 유지할 수 있음을 지견하였다. 또한, 라스 내부 및 라스 경계에 석출되어 있는 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율을 일정 이상 확보함으로써, 우수한 타발성이 얻어지는 것을 지견하였다.

그리고, 발명자들은 검토를 더 거듭하여, 특히 Ti 를 0.03 % 이상 첨가하고, 어닐링 공정에 있어서의 열이력을 적정화시킴으로써, 안정적으로 강판 조직을 상기 조직으로 할 수 있음을 지견하는 데에 이르렀다.

또, MC 형 탄화물이란, M 원소 (M 원소로서는, Ti 나 Nb, V, Mo 등을 들 수 있다.) 와 C 의 원자비가 대체로 1：1 이 되는, TiC 나 NbC, VC, (Ti,Mo)C 등의 탄화물이다. 여기서, M 원소는 1 종류일 필요는 없고, 복수의 금속 원소가 함유된 복합 탄화물이어도 된다. 또한, N 을 함유한 탄질화물 및 복합 탄질화물이어도 된다.

또, 본 발명자들은, 예의 검토를 더 거듭하여 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도로부터 실온까지 냉각시킬 때의 열이력을 적절히 제어함으로써, 템퍼드 마텐자이트상 및 템퍼드 베이나이트상 이외의 잔부 조직, 특히 마텐자이트상, 조대 펄라이트상 및 잔류 오스테나이트상의 생성이 억제되고, 이로써 고강도와 우수한 타발성에 더하여 우수한 연신 플랜지성도 겸비할 수 있음을 지견하는 데에 이르렀다.

본 발명은, 상기 지견에 의거하여 더 검토한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량% 로,

C：0.03 % 이상 0.20 % 이하, Si：0.4 % 이하,

Mn：0.5 % 이상 2.0 % 이하, P：0.03 % 이하,

S：0.03 % 이하, Al：0.1 % 이하,

N：0.01 % 이하 및 Ti：0.03 % 이상 0.15 % 이하

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,

템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합이 70 % 이상이고, 또한 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합이 10 % 이하이고,

상기 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이, 하부 조직으로서 평균 폭이 1.0 ㎛ 이하인 라스를 갖고, 그 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율이 80 % 이상이고, 또한 그 라스 내부 및 라스 경계에 평균 입자경이 20 nm 이하인 MC 형 탄화물이 분산 석출된, 조직을 갖고,

평균 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 5.0 × 10¹⁵ m^-2 이하인, 열연 강판.

2. 상기 조성으로서, 추가로 질량% 로,

V：0.01 % 이상 0.3 % 이하,

Nb：0.01 % 이상 0.1 % 이하 및

Mo：0.01 % 이상 0.3 % 이하

중 적어도 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 에 기재된 열연 강판.

3. 상기 조성으로서, 추가로 질량% 로,

B：0.0002 % 이상 0.010 % 이하

를 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 열연 강판.

4. 상기 조성으로서, 추가로 질량% 로, REM, Zr, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn 및 Cs 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는, 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판.

5. 상기 1 ∼ 4 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로서, 그 표면에 도금층을 갖는, 열연 강판.

6. 상기 1 ∼ 4 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고, 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연 공정 후, 상기 강판을 산세하고, 그 후 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 갖고,

상기 열간 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하, 상기 마무리 압연 종료 후, 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상, 권취 온도를 500 ℃ 이하로 하고,

상기 연속 어닐링 공정에서는,

상기 강판의 최고 가열 온도를 700 ℃ 이상 (A₃점 ＋ A₁점)/2 이하로 하고,

상기 강판을 상기 최고 가열 온도까지 가열할 때의 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 시간을 20 초 이상 1000 초 이하로 하고,

강판 온도가 700 ℃ 초과인 시간을 200 초 이하로 하고,

상기 강판을 최고 가열 온도로부터 냉각시킬 때의 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 8 ℃/s 이상 25 ℃/s 이하로 하고, 그 냉각 정지 후, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간을 10 초 이상으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.

7. 상기 연속 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 공정을 추가로 구비하는, 상기 6 에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 자동차를 비롯한 수송 기계류의 부품, 건축용 강재 등의 구조용 강재에 적합한, 인장 강도 (TS)：780 MPa 이상의 고강도를 갖고, 우수한 연신 플랜지성과 타발성을 겸비하고, 또한 제조 조건의 변동에 대한 기계 특성의 편차를 억제한 열연 강판이 얻어진다. 이로써, 열연 강판의 더나은 용도 전개가 가능해져, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

도 1 은 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이 하부 조직으로서 라스를 갖고, 이 라스 내부 및 라스 경계에 Fe 계 탄화물이 석출됨과 함께, MC 형 탄화물이 분산 석출된 조직의 일례를 나타내는 모식도이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명의 열연 강판에 있어서의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또, 성분 조성에 있어서의 원소 함유량의 단위는 모두 「질량%」인데, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히 「%」로 나타낸다.

C：0.03 % 이상 0.20 % 이하

C 는, 강의 강도를 향상시키고, 열간 압연시에 베이나이트 및 마텐자이트의 생성을 촉진시킨다. 그래서, 본 발명에서는, C 함유량을 0.03 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.20 % 를 초과하면, 탄소 당량이 과잉으로 커져 강판의 용접성을 열화시킨다. 따라서, C 함유량을 0.03 % 이상 0.20 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 % 이상 0.18 % 이하이며, 보다 바람직하게는 0.05 % 초과 0.15 % 이하이다.

Si：0.4 % 이하

Si 는, 연성 (연신) 저하를 초래하지 않고 강판 강도를 향상시키는 유효한 원소로서 통상 고강도 강판에 적극적으로 함유된다. 그러나, Si 함유량이 0.4 % 를 초과하면, 열 처리시에 강판 표면에 산화물을 형성하고, 도금 밀착성의 악화의 원인이 된다. 따라서, Si 함유량을 0.4 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.3 % 이하, 보다 바람직하게는 0.2 % 이하이다. 또, Si 는 불순물 레벨까지 첨가량을 삭감시켜도 되고, O % 여도 된다.

Mn：0.5 % 이상 2.0 % 이하

Mn 은, 고용되어 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Mn 은, ??칭성의 향상에 의해 열간 압연시에 베이나이트 및 마텐자이트의 생성을 촉진시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 0.5 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 2.0 % 를 초과하면, 오스테나이트가 과도하게 안정되어 강판 중에 마텐자이트나 잔류 오스테나이트를 과도하게 포함하는 조직이 된다. 그래서, 연신 플랜지성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량을 0.5 % 이상 2.0 % 이하로 한다. 또, 바람직하게는 0.8 % 이상 1.8 % 이하, 보다 바람직하게는 1.0 % 이상 1.7 % 이하이다.

P：0.03 % 이하

P 는, 입계에 편석되어 연신을 저하시켜, 가공시에 크래킹을 유발시키고, 그리고 내충격성을 열화시키는 유해한 원소이다. 따라서, P 함유량을 0.03 % 이하로 한다. 단, 과도한 탈 P 는 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, P 함유량을 0.002 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S：0.03 % 이하

S 는, 강 중에 MnS 나 TiS 로서 존재하여 열연 강판의 타발 가공시에 보이드의 발생을 조장한다. 또한, S 는, 가공 중에도 보이드의 발생 기점이 되기 때문에, 연신 플랜지성을 저하시킨다. 그래서, S 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.03 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.01 % 이하이다. 단, 과도한 탈 S 는 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, S 함유량은 0.0002 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.1 % 이하

Al 은, 탈산재로서 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Al 을 0.01 % 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Al 이 0.1 % 를 초과하면, 강판 중에 Al 산화물로서 잔존하고, Al 산화물이 응집되어 조대화되기 쉬워져, 연신 플랜지성을 열화시킨다. 따라서, Al 함유량을 0.1 % 이하로 한다.

N：0.01 % 이하

N 은, 강 중에 조대한 TiN 으로서 존재하고, 열연 강판의 타발 가공시에 조대한 보이드의 발생을 조장한다. 또한, N 은, 가공 중에도 조대한 보이드의 발생 기점이 되기 때문에, 연신 플랜지성을 저하시킨다. 그래서, N 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.01 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.006 % 이하이다. 단, 과도한 탈 N 은 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, N 함유량은 0.0005 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ti：0.03 % 이상 0.15 % 이하

Ti 는, MC 형 탄화물을 형성하여 어닐링 공정에 있어서의 라스 조대화 억제를 도모하고, 강판을 고강도화시키는 데에 필요 불가결한 원소이다. 또한, MC 형 탄화물은 석출 강화에 의해 강판의 강도를 높인다. 여기서, Ti 함유량이 0.03 % 미만이면, 이들 효과를 충분히 얻을 수 없다. 그래서, 라스의 조대화 및 석출량 저하에 의해 강판 강도가 저하되어, 원하는 강판 강도 (인장 강도：780 MPa 이상) 를 얻기가 곤란해진다. 한편, Ti 함유량이 0.15 % 를 초과하면, 중앙 편석이 현저해져 타발성 열화의 원인이 된다. 따라서, Ti 함유량을 0.03 % 이상 0.15 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.04 % 이상 0.14 % 이하, 더 바람직하게는 0.05 % 이상 0.13 % 이하이다.

이상, 기본 성분에 대해서 설명했는데, 본 발명의 열연 강판에서는, 더나은 고강도화를 목적으로 하여, 필요에 따라 V：0.01 % 이상 0.3 % 이하, Nb：0.01 % 이상 0.1 % 이하 및 Mo：0.01 % 이상 0.3 % 이하 중 적어도 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

V：0.01 % 이상 0.3 % 이하

V 는, MC 형 탄화물을 형성하고, Ti 와 마찬가지로 어닐링 공정에 있어서의 라스 조대화 억제 및 석출 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, V 를 0.01 % 이상 함유할 필요가 있다. 한편, V 함유량이 0.3 % 를 초과하면, 중앙 편석이 현저해져 타발성 열화의 원인이 된다. 따라서, V 함유량을 0.01 % 이상 0.3 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직하게는 0.01 % 이상 0.2 % 이하이며, 더 바람직하게는 0.01 % 이상 0.15 % 이하이다. 또, V 는, 단독으로 MC 형 탄화물을 형성하는 경우도 있고, Ti 나 Nb, Mo 와의 복합 탄화물을 형성하는 경우도 있다. 이들 탄화물 조성은, 발명의 효과에 전혀 영향을 미치는 것은 아니다.

Nb：0.01 % 이상 0.1 % 이하

Nb 는, MC 형 탄화물을 형성하고, Ti 와 마찬가지로 어닐링 공정에 있어서의 라스 조대화 억제 및 석출 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.01 % 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Nb 를 0.1 % 를 초과하여 과잉으로 첨가해도 열간 압연시에 가열로에서 고용되지 않기 때문에 효과가 포화되어, 쓸데없이 합금 비용을 높이는 원인이 된다. 따라서, Nb 함유량을 0.01 % 이상 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직하게는 0.01 % 이상 0.08 % 이하이며, 더 바람직하게는 0.01 % 이상 0.06 % 이하이다. 또, Nb 는, 단독으로 MC 형 탄화물을 형성하는 경우도 있고, Ti 나 V, Mo 와의 복합 탄화물을 형성하는 경우도 있다. 이들 탄화물 조성은, 발명의 효과에 전혀 영향을 미치는 것은 아니다.

Mo：0.01 % 이상 0.3 % 이하

Mo 는, Ti 와 복합 첨가함으로써 MC 형 복합 탄화물을 형성하고, Ti 와 마찬가지로 어닐링 공정에 있어서의 라스 조대화 억제 및 석출 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 를 0.01 % 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Mo 함유량이 0.3 % 를 초과하면, 중앙 편석이 현저해져 타발성 열화의 원인이 된다. 따라서, Mo 함유량을 0.01 % 이상 0.3 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Mo 는, Nb 나 V 와의 복합 탄화물을 형성하는 경우도 있지만, 이들 탄화물 조성은, 발명의 효과에 전혀 영향을 미치는 것은 아니다.

또한, 본 발명의 열연 강판에서는, 열간 압연시에 있어서의 ??칭성의 향상을 목적으로 하여, 필요에 따라 B：0.0002 % 이상 0.010 % 이하를 함유할 수 있다.

B：0.0002 % 이상 0.010 % 이하

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 페라이트의 생성·성장을 억제함으로써 ??칭성을 향상시키고, 베이나이트 및 마텐자이트의 생성을 촉진시키는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0002 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, B 함유량이 0.010 % 를 초과하면, 경질의 철붕화물을 형성하여 연신 플랜지성 열화의 원인이 된다. 따라서, B 를 함유하는 경우에는, 그 함유량을 0.0002 % 이상 0.010 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 0.0002 % 이상 0.0050 % 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0004 % 이상 0.0030 % 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명의 열연 강판은, 상기한 조성에 더하여 추가로 REM, Zr, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn 및 Cs 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유해도 된다.

또, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판에 있어서의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합：70 % 이상

본 발명의 열연 강판에서는, 고강도와 우수한 타발성을 겸비하는 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트를 주체로 한 조직으로 한다. 여기서, 템퍼드 베이나이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합이 70 % 미만이면, 원하는 고강도와 타발성을 겸비한 열연 강판이 얻어지지 않는다. 또, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 분율을 개별적으로 정의하지 않는 이유는, 어닐링 후의 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트는 구별할 수 없는 조직이 되기 때문이다. 또한, 이런 점은 열간 압연시의 제조 조건이 변동했을 때에도 어닐링 후의 기계 특성의 편차를 억제할 수 있는 큰 요인이다. 따라서, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합은, 70 % 이상으로 한다. 바람직하게는 75 % 이상, 보다 바람직하게는 80 % 이상이다. 또한, 템퍼드 베이나이트상과 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합은 100 % 여도 된다.

조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합：10 % 이하

상기한 바와 같이, 본 발명의 열연 강판에서는, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트를 주체로 한 조직이 되고, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 이외의 잔부 조직으로는, Fe 계 탄화물, 조대 펄라이트, 미세 펄라이트, 의사 (擬似) 펄라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등을 들 수 있다. 이들 조직 중, 특히 조대 펄라이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트가 금속 조직 중에 존재하는 경우, 연신 플랜지성이 현저히 열화된다. 따라서, 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합은 10 % 이하로 한다. 또, 바람직하게는 8 % 이하, 보다 바람직하게는 5 % 이하이다. 또한, 0 % 여도 된다.

여기서, 조대 펄라이트란 라멜라 간격이 0.2 ㎛ 이상인 것, 미세 펄라이트란 라멜라 간격이 0.2 ㎛ 미만인 것, 의사 펄라이트란 펄라이트 라멜라가 명료하게 관찰되지 않는 것으로 한다. 또, 라멜라 간격은, 주사형 전자 현미경에 의한 조직 관찰에 의해 구할 수 있다.

또한, 템퍼드 베이나이트상, 템퍼드 마텐자이트상, 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상 이외의 잔부 조직으로는, 예를 들어 페라이트상이나 의사 펄라이트상, 미세 펄라이트상을 들 수 있다. 또, 이러한 잔부 조직은, 합계의 면적률로 30 % 이하이면 허용할 수 있다.

템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이 하부 조직으로서 갖는 라스의 평균 폭：1.0 ㎛ 이하

템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상에 의한 고강도화를 위해서는, 이들 하부 조직으로서 평균 폭：1.0 ㎛ 이하의 미세한 라스를 갖는 것이 중요하다. 도 1 에, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이 하부 조직으로서 라스를 갖고, 이 라스 내부 및 라스 경계에 Fe 계 탄화물이 석출됨과 함께, MC 형 탄화물이 분산 석출된 조직의 일례를 나타내는 모식도를 나타낸다. 여기서, 라스가 회복에 의해 소실되거나 라스의 평균 폭이 1.0 ㎛ 를 초과하는 경우, 소정의 고강도를 달성할 수 없게 된다. 따라서, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이 하부 조직으로서 갖는 라스의 평균 폭은, 1.0 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 0.8 ㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.6 ㎛ 이하이다. 또한, 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 0.1 ㎛ 정도이다.

라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율：80 % 이상

도 1 에 나타내는 바와 같이 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물은, 타발시에 보이드의 기점이 됨으로써 타발성의 개선에 기여한다. 특히, 어스펙트비가 5 이하인 Fe 계 탄화물은 이 효과가 크고, 그 비율을 80 % 이상으로 함으로써 우수한 타발성을 발현할 수 있다. 따라서, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율을 80 % 이상으로 한다. 바람직하게는 85 % 이상이다. 또, 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것이 아니라, 100 % 여도 된다.

여기서, Fe 계 탄화물이란, θ 탄화물 (세멘타이트) 이나 ε 탄화물이다. 탄화물 중에 합금 원소가 고용되어 있어도 된다. 또한, 어스펙트비는, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물의 장경과 단경의 길이의 비로 한다.

라스 내부 및 라스 경계에 분산 석출된 MC 형 탄화물의 평균 입자경：20 nm 이하

도 1 에 나타내는 바와 같이 라스 내부 및 라스 경계에 미세하게 분산 석출된 MC 형 탄화물은, 강판의 어닐링시에 핀 고정 효과에 의해 라스의 조대화를 억제하고, 그리고 회복에 의한 라스의 소멸을 억제함으로써, 고강도화에 기여한다. 그러나, MC 형 탄화물의 평균 입자경이 20 nm 를 초과하는 경우, 핀 고정에 기여하는 MC 형 탄화물의 입자수가 부족하여 핀 고정 효과가 불충분해져, 강판 강도가 저하된다. 한편으로, MC 형 탄화물의 평균 입자경이 20 nm 이하인 경우, 충분한 수의 MC 형 탄화물이 핀 고정 효과를 발휘하여, 강판 강도의 저하를 억제한다. 따라서, 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 라스 내부 및 라스 경계에 분산 석출되는 MC 형 탄화물의 평균 입자경은, 20 nm 이하로 한다. 바람직하게는 15 nm 이하이다. 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 1 nm 정도이다. 단, 입자경이 50 nm 를 초과하는 MC 형 탄화물의 비율은 10 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 열연 강판에서는, 평균 전위 밀도를 이하의 범위로 하는 것이 중요하다.

평균 전위 밀도：1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 5.0 × 10¹⁵ m^-2 이하

본 발명의 열연 강판에서는, 베이나이트 및 마텐자이트 조직을 갖는 강판을 템퍼링함으로써 열간 압연 조건의 변동에 대한 편차를 저감시키고 있다. 여기에, 어닐링 후 강판의 평균 전위 밀도가 5.0 × 10¹⁵ m^-2를 초과하는 경우, 강판의 템퍼링이 불충분하여 열간 압연 조건 변동의 영향을 충분히 완화시킬 수 없다. 한편으로, 충분히 템퍼링된 경우에도, 통상 평균 전위 밀도는 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상이다. 따라서, 평균 전위 밀도는 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 5.0 × 10¹⁵ m^-2 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 2.0 × 10¹⁵ m^-2 이하이다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각하고, 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 연속 어닐링 공정에서는,

상기 강판의 최고 가열 온도를 700 ℃ 이상 (A₃ 점 ＋ A₁점)/2 이하로 하고,

강판 온도가 700 ℃ 초과인 시간을 200 초 이하로 하고,

상기 강판을 최고 가열 온도로부터 냉각시킬 때의 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 8 ℃/s 이상 25 ℃/s 이하로 하고, 그 냉각 정지 후, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간을 10 초 이상으로 하는 것이다. 또한, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 공정을 추가로 구비해도 된다.

또, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 용제 후, 생산성 등의 문제 때문에 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직한데, 조괴-분괴 압연법, 박 (薄) 슬래브 연주조법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다.

또한, 상기와 같이 얻어진 강 소재에, 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하지만, 조압연에 앞서 강 소재를 오스테나이트 단상역에서 가열한다. 조압연 전의 강 소재가 오스테나이트 단상역에서 가열되어 있지 않으면, 강 소재 중에 존재하는 Ti 탄화물 등의 재용해가 진행되지 않아, 열간 압연 후의 어닐링에 있어서 MC 형 탄화물의 미세 석출이 행해지지 않는다. 따라서, 조압연에 앞서 강 소재를 오스테나이트 단상역, 바람직하게는 1150 ℃ 이상으로 가열한다. 가열 온도의 상한에 대해서는 특별히 규정은 없지만, 가열 온도가 필요 이상으로 높아지면, 슬래브 표면의 산화에 의한 수율 저하가 현저해지기 때문에, 통상 가열 온도는 1350 ℃ 이하이다. 또, 강 소재에 열간 압연을 실시할 때에, 주조 후의 강 소재 (슬래브) 가 오스테나이트 단상역의 온도로 되어 있는 경우에는, 강 소재를 가열하지 않고, 혹은 단시간 가열 후, 직송 압연해도 된다.

다음으로, 열간 압연 공정에 있어서의 제조 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

마무리 압연 온도：850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하

마무리 압연 온도가 낮아지면, 압연 후의 냉각에 있어서 페라이트 변태가 촉진되기 때문에, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 베이나이트 및 마텐자이트 분율이 저하된다. 그 결과, 어닐링 후에 소정의 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 분율을 얻을 수 없게 된다. 그래서, 마무리 압연 출구측의 온도는 850 ℃ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 880 ℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 온도가 1000 ℃ 를 초과하는 경우, 강판의 표면 성상이 열화된다. 그래서, 마무리 압연 온도의 상한은 1000 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 970 ℃ 이하이다. 또, 상기 마무리 압연 온도를 포함하는, 권취 온도 등의 각 온도는, 강판 표면의 온도이다.

마무리 압연 종료 후, 500 ℃ 까지의 냉각 속도：30 ℃/s 이상

마무리 압연 후에 강판을 냉각시킴에 있어서, 냉각 속도가 불충분한 경우에는 페라이트를 충분히 억제할 수 없고, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 베이나이트 및 마텐자이트 분율이 저하된다. 그 결과, 어닐링 후에 소정의 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 분율을 얻을 수 없게 된다. 그래서, 마무리 압연 종료 후, 500 ℃ 까지의 냉각 속도는, 30 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 50 ℃/s 이상이다. 또, 냉각 속도의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 300 ℃/s 정도이다.

권취 온도：500 ℃ 이하

권취 온도의 적정화는, 열간 압연 후의 강판 조직을 컨트롤하는 데에 있어서 중요하다. 권취 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 베이나이트의 라스 폭이 커지기 때문에, 어닐링 후의 템퍼드 베이나이트의 라스 폭을 소정의 값으로 할 수 없다. 한편으로, 권취 온도의 하한은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 권취 온도를 과잉으로 낮춘 경우 냉각 비용이 쓸데없이 비싸질 뿐이다. 그래서, 권취 온도는 0 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 200 ℃ 이상이다.

상기한 열간 압연 공정 후, 열연 강판을 산세하고, 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 실시한다. 이하, 이 연속 어닐링 공정에 있어서의 제조 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

강판의 최고 가열 온도：700 ℃ 이상 (A₃점 ＋ A₁점)/2 이하

연속 어닐링 공정에 있어서의 강판의 최고 가열 온도의 적정화는, 어닐링에 의한 열간 압연시의 제조 조건 변동의 영향을 충분히 저감시키고, 또한 원하는 고강도를 달성하는 데에 있어서 중요하다. 강판의 최고 가열 온도가 700 ℃ 미만이면, 베이나이트 및 마텐자이트 중의 전위 밀도를 적정 범위로 컨트롤하는 것이 곤란하고, 그래서 열간 압연시의 제조 조건 변동의 영향을 충분히 저감시킬 수 없다. 게다가, 강판의 가열 온도가 700 ℃ 미만인 경우에는, 라스 내부 및 라스 사이의 Fe 계 탄화물의 어스펙트비가 커지기 쉬워, 어스펙트비가 5 이하인 Fe 계 탄화물의 비율을 원하는 범위로 하는 것이 곤란하다. 한편, 강판의 최고 가열 온도가 (A₃점 ＋ A₁점)/2 를 초과하면, MC 형 탄화물의 조대화가 현저하게 일어나기 때문에 베이나이트 및 마텐자이트 중의 라스의 조대화를 충분히 억제할 수 없게 된다. 또한, 오스테나이트화가 촉진됨으로써, 베이나이트 및 마텐자이트 분율이 저하되어, 원하는 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트 분율로 할 수 없게 된다. 따라서, 연속 어닐링 공정에 있어서의 강판의 최고 가열 온도는 700 ℃ 이상 (A₃점 ＋ A₁점)/2 이하로 한다. 또, 바람직하게는 700 ℃ 이상 {(A₃점 ＋ A₁점)/2} － 10 ℃ 이하이다.

또, A₁점 및 A₃점은 다음 식에 의해 산출할 수 있다.

A₁점＝751 － 26.6 × [%C] ＋ 17.6 × [%Si] － 11.6 × [%Mn] ＋ 22.5 × [%Mo] ＋ 233 × [%Nb] － 39.7 × [%V] － 57 × [%Ti] － 895 × [%B] － 169 × [%Al]

A₃점＝937 － 476.5 × [%C] ＋ 56 × [%Si] － 19.7 × [%Mn] ＋ 38.1 × [%Mo] ＋ 124.8 × [%V] ＋ 136.3 × [%Ti] － 19 × [%Nb] ＋ 3315 × [%B]

여기서, [%X] 는 X 원소의 강 중 함유량 (질량%) 을 의미한다.

강판을 최고 가열 온도까지 가열할 때의 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 시간：20 초 이상 1000 초 이하

강판을 최고 가열 온도까지 가열함에 있어서, 가열 열이력을 적절히 제어하는 것은 원하는 고강도와 우수한 타발성을 강판에 부여하는 데에 있어서 중요하다. 상기 서술한 바와 같이, 라스의 조대화를 억제하기 위해서 MC 형 탄화물에 의한 핀 고정 효과를 이용한다. 이 핀 고정 효과를 발휘시키기 위해서는, 라스가 조대화를 개시하기 전에, MC 형 탄화물을 충분히 베이나이트 및 마텐자이트 중에 분산시킬 필요가 있다. 본 발명자들의 검토에 따르면, MC 형 탄화물의 석출은 600 ℃ 이상에서 현저하게 일어나기 시작한다. 한편, 라스의 조대화 및 소멸은 700 ℃ 를 초과함으로써 현저하게 일어난다. 따라서, 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 온도역에서 일정 시간 유지하고, 충분히 MC 형 탄화물을 석출시킴으로써 라스의 조대화 및 소멸을 억제할 수 있다. 여기서, MC 형 탄화물을 충분히 석출시키기 위해서는, 이 온도역에서 20 초 이상 유지하는 것이 필요하다. 또, 이 온도역에서의 유지 시간이 부족한 경우에는, MC 형 탄화물이 충분히 석출되기 전에 라스의 조대화가 개시되기 때문에, 핀 고정 효과가 충분히 발휘되지 않아 라스가 조대해진다. 바람직하게는 35 초 이상, 보다 바람직하게는 50 초 이상이다.

한편, 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간이 1000 초를 초과하면, 라스 내부 및 라스 사이에 석출된 Fe 계 탄화물이 재고용되어 구오스테나이트 입계나 패킷 입계, 블록 입계 등으로 이동되어 버려, 타발성 개선에 효과적으로 기여하는 라스 내부 및 라스 사이의 Fe 계 탄화물이 존재하지 않게 된다. 따라서, 우수한 타발성을 갖는 강판을 얻기 위해서는 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간을 1000 초 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 800 초 이하, 보다 바람직하게는 500 초 이하이다. 또, 여기서 말하는 강판 온도란, 강판 표면의 온도이다.

강판 온도가 700 ℃ 초과인 시간：200 초 이하

강판 온도가 700 ℃ 초과인 온도역에서는 라스의 조대화가 현저하게 일어난다. 상기 서술한 바와 같이, 본 발명에서는, 미세하게 분산 석출시킨 MC 형 탄화물에 의한 핀 고정 효과에 의해 라스 경계의 이동을 억제하여 라스의 조대화를 억제하고 있다. 그리고, 이로써, 강판 강도를 유지하고 있다. 그러나, 이 온도역에서의 유지 시간이 과도하게 길어지면, 라스의 조대화를 다 억제할 수 없게 된다. 그래서, 라스의 조대화를 방지하는 관점에서, 강판 온도가 700 ℃ 초과인 온도역에서의 유지 시간은 200 초 이하로 한다. 바람직하게는 180 초 이하, 보다 바람직하게는 150 초 이하이다. 단, 강판 온도가 700 ℃ 초과인 시간이 10 초 미만인 경우, 강판의 연성이 약간 열등해지기 때문에, 10 초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

강판을 최고 가열 온도로부터 냉각시킬 때의 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도：8 ℃/s 이상 25 ℃/s 이하

연속 어닐링 공정에 있어서 강판을 최고 가열 온도까지 가열한 후에 냉각시킴에 있어서, 냉각 속도를 적절히 제어하는 것은 우수한 연신 플랜지성을 얻는 데에 있어서 중요하다. 특히, 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/s 를 하회한 경우에는, 냉각 도중에 펄라이트 변태를 억제할 수 없어, 조대한 펄라이트가 소정량 이상으로 생성된다. 그래서, 연신 플랜지성이 저하된다. 한편, 이 평균 냉각 속도가 과도하게 빠른 경우에는, 후술하는 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서 소정 시간 유지하는 것이 곤란해진다. 그래서, 강판을 최고 가열 온도로부터 냉각시킬 때의 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도는 25 ℃/s 이하로 한다.

470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간：10 초 이상

연속 어닐링 공정에 있어서, 강판을 상기와 같이 제어 냉각시킨 후, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역으로 일정 시간, 강판을 유지하는 것은, 우수한 연신 플랜지성을 얻는 데에 있어서 중요하다. 여기서, 상기 냉각 정지 후의 유지 온도가 530 ℃ 를 초과하면, 조대 펄라이트가 생성되기 때문에 연신 플랜지성이 저하된다. 한편으로, 냉각 정지 후의 유지 온도가 470 ℃ 를 하회하면, 오스테나이트로부터 베이나이트에 대한 변태가 지연된다. 이로써, C 가 미변태 오스테나이트 영역에 농화되어 오스테나이트를 안정화시키므로, 변태가 완료되지 않는다. 그리고, 그 후의 냉각에서 미변태 오스테나이트는 마텐자이트로 변태되거나, 잔류 오스테나이트로서 강판 조직에 잔존하기 때문에, 연신 플랜지성이 저하된다. 또한, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서 10 초 이상 강판을 유지한 경우에는, 대부분의 오스테나이트의 베이나이트로의 변태가 완료되고, 그 후 냉각시켰을 때에 생성되는 마텐자이트 분율을 소정 범위까지 저감시킬 수 있다. 따라서, 제어 냉각 정지 후, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간을 10 초 이상으로 한다. 바람직하게는 20 초 이상, 보다 바람직하게는 30 초 이상이다. 또한, 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 300 초 이하이다.

또, 이 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지에 의해 강판 조직의 제어는 완료되기 때문에, 그 후의 냉각 조건은 특별히 한정되지 않고, 임의의 냉각 방법에 의해 실온까지 냉각시키면 된다.

또한, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 후, 강판을 700 ℃ 이하인 온도로 재가열해도, 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 온도역에서의 통산 유지 시간이 1000 초 이하이면, 원하는 강판 조직이 얻어져 전혀 문제는 없다.

예를 들어, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 후에, 강판을 아연 포트에 침지시켜 용융 아연 도금 강판으로 해도 되고, 또한 그 후 가열 처리를 함으로써 합금화 용융 아연 도금 강판으로 해도 된다. 또한, 용융 도금에는 아연 이외에, 알루미늄 혹은 알루미늄 합금 등을 도금할 수도 있다.

또, 상기 연속 어닐링 공정 후에, 강판에 대하여 통상적인 방법에 따라 어닐링 라인 내에서 연속적으로 또는 별도 라인을 이용하여 조질 압연을 실시해도 된다.

또한, 상기와 같이 하여 제조한 열연 강판에 대하여 별도로 전기 아연 도금 처리를 실시해도 되고, 또 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 본 발명의 열연 강판은, 자동차 서스펜션용 강판으로서 바람직한 것 이외에, 통상적인 상온에서 실시되는 프레스 성형에 적합하고, 우수한 내열 처리 특성을 갖는다. 그래서, 상기와 같이 하여 제조한 열연 강판은, 프레스 전의 강판을 400 ℃ 에서 700 ℃ 로 가온시킨 후, 바로 프레스 성형하는 온간 성형의 소재 강판으로서도 바람직하다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 용강을 통상 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 두께가 300 mm 인 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를, 표 2 에 나타내는 온도로 가열하고, 조압연하고, 표 2 에 나타내는 온도에서 마무리 압연을 완료하고, 마무리 압연 종료 후, 표 2 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 판두께：3.2 mm 인 열연 강판으로 하였다. 또한 이들 열연 강판에 대하여 통상 공지된 수법에 의해 산세를 실시하고, 연속 어닐링 라인에서 표 2 에 나타내는 조건으로 어닐링 처리를 실시하였다. 또한, 일부 강판에 대해서는 연속 어닐링 라인내에서 용융 아연 도금 처리, 그리고 합금화 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

이렇게 해서 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 평균 전위 밀도의 측정, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 타발 시험, 제조 안정성을 평가하였다. 평가 결과를 표 3 에 나타낸다. 또, 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(i) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 시험편의 압연 방향과 평행한 단면 (L 단면) 을 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (배율：1000, 3000, 5000 배) 으로 촬영한 조직 사진을 사용하여, 화상 해석 장치에 의해 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합, 조대 펄라이트상의 면적률, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상 (MA) 의 면적률의 총합, 그리고 이들 이외의 상의 면적률을 구하였다. 또, 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상의 구별을 주사형 전자 현미경 사진으로 구별하는 것은 곤란하지만, 여기서는, 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합이 중요하기 때문에, 특히 마텐자이트상과 잔류 오스테나이트상을 구별하지 않고, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상 (MA) 의 총합의 면적률을 구하였다.

또한, 열연 강판으로부터 제작한 박막을 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하고, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트의 라스 폭을 측정함과 함께, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율, 또한 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 MC 형 탄화물의 평균 입자경을 구하였다.

여기서, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마텐자이트의 라스 폭의 측정에는 30000 배의 배율로 10 시야 촬영한 120 mm × 80 mm 크기의 투과형 전자 현미경 사진에 대해서, 3 개 이상 연속해서 나열되어 있는 라스의 장축에 직각으로 10 mm 의 간격으로 5 개 직선을 긋고, 그 직선이 라스 경계와 교차하는 선분의 길이를 각각 측정하여, 얻어진 선분의 길이의 평균값을, 라스의 평균 폭으로 하였다.

또, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율은, 165000 배의 배율로 촬영한 사진을 사용하여, 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 5 시야 합계로 최저 100 개의 Fe 계 탄화물에 대해서 장경과 단경의 길이를 측정하여 어스펙트비를 산출함으로써, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율을 구하였다.

또한, MC 형 탄화물의 평균 입자경은, 300000 배의 배율로 촬영한 사진을 사용하여, 5 시야 합계로 최저 100 개의 TiC 등의 MC 형 탄화물에 대해서 그 직경을 측정하여, 산술 평균값 (평균 입경 d_def) 으로서 구하였다. 또, 측정한 입자경의 하한은 2 nm 이다.

(ii) 평균 전위 밀도의 측정

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 판두께 1/4 부의 전위 밀도를 측정하고, 판두께 1/4 부의 전위 밀도가 강판의 평균적인 전위 밀도를 나타내고 있는 것으로 생각하고, 이 측정값을 평균 전위 밀도로 하였다. 채취한 시험편에 대하여, 기계 연삭에 더하여 0.1 mm 의 옥살산에 의한 연마를 실시함으로써, 판두께 1/4 부가 표면에 노출되도록 시료 조제하였다. 여기서, 옥살산에 의한 연마를 실시한 것은 연삭에 의한 가공층을 제거하기 위함이다.

상기와 같이 하여 조제한 시료에 대해서 X 선 회절 장치에 의해 강판의 변형을 측정하였다. 측정에는 X 선 회절 장치를 사용하고, CoKα 선을 사용하여 판두께 1/4 부의 α 철의 (110) 면, (211) 면 및 (220) 면의 회절 강도를 측정하고, 그 측정 차트로부터 각 결정면의 반사 강도의 피크값의 반값폭을 구하여, 다음 식 (1) 및 (2) 에 의해 강판에 부여된 국소 변형 ε' 를 결정한다.

βcosθ/λ＝0.9/D ＋ 2ε'sinθ/λ······(1)

여기서,

β：피크값의 반값폭 (단, 식 (2) 에 의해 보정한 값을 사용한다)

θ：회절각

λ：CoKα 선의 파장 (0.1790 nm)

D：결정자 사이즈 (전위 셀, 결정립의 크기)

ε'：국소 변형

β²＝β_m ²－ β₀ ²······(2)

여기서,

β_m：전위 밀도를 측정하는 시료의 피크의 반값폭

β₀：변형이 없는 시료의 피크의 반값폭

이다.

또, sinθ/λ 에 대하여 βcosθ/λ 를 플롯하고, 그 기울기와 절편으로부터ε' 와 D 가 구해진다. 구해진 국소 변형 ε' 로부터 다음 식 (3) 에 의해 전위 밀도 ρ 를 결정한다.

ρ＝14.4ε'²/b²······(3)

여기서,

b：버거스 벡터 (0.248 nm)

이다.

(iii) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터 압연 방향에 대하여 직각 방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2001) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 연신 (El) 을 측정하였다.

(iv) 구멍 확장 시험

얻어진 열연 강판으로부터 시험편 (크기：100 mm × 100 mm) 을 채취하여, 시험편에 초기 직경 d₀：10 mmφ 의 구멍을 타발 가공 (클리어런스：시험편 판두께의 12.5 %) 으로 형성하였다. 이들 시험편을 사용하여, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 즉, 초기 직경 d₀：10 mmφ 의 구멍에 타발시의 펀치측에서부터 꼭지각：60°의 원추 펀치를 삽입하고, 그 구멍을 눌러 확장시켜 균열이 강판 (시험편) 을 관통했을 때의 구멍의 직경 d (mm) 를 측정하고, 다음 식에 의해 구멍 확장률 λ(%) 를 산출하였다.

구멍 확장률 λ(%)＝{(d － d₀)/d₀} × 100

또한, 여기서는, 인장 강도 (TS) × {구멍 확장률 (λ)}^0.5 가 6200·MPa%^0.5이상인 경우를 연신 플랜지성이 양호한 것으로 판단되었다.

(v) 타발 시험

얻어진 열연 강판으로부터 시험편 (크기：30 mm × 30 mm) 을 채취하여, 시험편에 직경 d₀：10 mmφ 의 구멍을 타발 가공 (클리어런스：시험편 판두께의 20 %, 30 %) 으로 형성하였다. 타발 후, 펀치 구멍의 전체 둘레에 걸쳐 타발 단면의 파면 상황을 마이크로스코프 (배율 50 배) 로 관찰하여, 크래킹, 치핑, 취성 파면의 유무를 관찰하였다. 크래킹, 치핑, 취성 파면이 없는 것을 ○ (합격) 으로 하고, 그 이외를 × (불합격) 으로 하여 타발성을 평가하였다.

표 3 으로부터 본 발명예에서는 모두 인장 강도 (TS)：780 MPa 이상의 고강도를 갖고, 우수한 연신 플랜지성과 타발성을 겸비하는 열연 강판이 얻어졌다.

또한, 강판의 기계 특성의 편차를 평가하기 위해, 본 발명예가 되는 열연 강판의 전체 길이 전체 폭으로부터 임의로 직각 방향 (C 방향) 을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2001) 을 100 개 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 측정하고, 그들의 표준 편차 σ 를 구하였다. 그 결과, 본 발명예에서는 모두 인장 강도 (TS) 의 표준 편차는 10 MPa 이내였다.

이와 같이 본 발명예에서는 모두 인장 강도 (TS) 와 같은 강판의 기계 특성의 편차가 작고, 제조 안정성도 우수하다고 할 수 있다.

Claims

질량% 로,
C：0.03 % 이상 0.20 % 이하, Si：0.4 % 이하,
Mn：0.5 % 이상 2.0 % 이하, P：0.03 % 이하,
S：0.03 % 이하, Al：0.1 % 이하,
N：0.01 % 이하 및 Ti：0.03 % 이상 0.15 % 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상의 면적률의 총합이 70 % 이상이고, 또한 조대 펄라이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적률의 총합이 10 % 이하이고,
상기 템퍼드 베이나이트상 및 템퍼드 마텐자이트상이, 하부 조직으로서 평균 폭이 1.0 ㎛ 이하인 라스를 갖고, 그 라스 내부 및 라스 경계에 석출된 Fe 계 탄화물 중, 어스펙트비가 5 이하인 것의 비율이 80 % 이상이고, 또한 그 라스 내부 및 라스 경계에 평균 입자경이 20 nm 이하인 MC 형 탄화물이 분산 석출된, 조직을 갖고,
평균 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁴ m^-2 이상 5.0 × 10¹⁵ m^-2 이하인, 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성으로서, 추가로 질량% 로,
V：0.01 % 이상 0.3 % 이하,
Nb：0.01 % 이상 0.1 % 이하 및
Mo：0.01 % 이상 0.3 % 이하
중 적어도 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성으로서, 추가로 질량% 로,
B：0.0002 % 이상 0.010 % 이하
를 함유하는, 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성으로서, 추가로 질량% 로, REM, Zr, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn 및 Cs 중 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는, 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로서, 그 표면에 도금층을 갖는, 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 얻어진 강판을 냉각시키고, 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후, 상기 강판을 산세하고, 그 후 연속 어닐링하는 연속 어닐링 공정을 갖고,
상기 열간 압연 공정에서는, 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상 1000 ℃ 이하, 상기 마무리 압연 종료 후, 500 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상, 권취 온도를 500 ℃ 이하로 하고,
상기 연속 어닐링 공정에서는,
상기 강판의 최고 가열 온도를 700 ℃ 이상 (A₃점 ＋ A₁점)/2 이하로 하고,
상기 강판을 상기 최고 가열 온도까지 가열할 때의 강판 온도가 600 ℃ 이상 700 ℃ 이하인 시간을 20 초 이상 1000 초 이하로 하고,
강판 온도가 700 ℃ 초과인 시간을 200 초 이하로 하고,
상기 강판을 최고 가열 온도로부터 냉각시킬 때의 530 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 8 ℃/s 이상 25 ℃/s 이하로 하고, 그 냉각 정지 후, 470 ℃ 이상 530 ℃ 이하인 온도역에서의 유지 시간을 10 초 이상으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 연속 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 공정을 추가로 구비하는, 열연 강판의 제조 방법.