KR20190126100A

KR20190126100A - 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20190126100A
Application number: KR1020197028709A
Authority: KR
Inventors: 다쓰오 요코이; 노부오 요시카와; 시게루 요네무라; 가즈야 오오쓰카
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2017-03-31
Publication date: 2019-11-08
Also published as: JP6332571B1; BR112019017622A2; MX2019011711A; CN110475890A; WO2018179391A1; JPWO2018179391A1; US20200024679A1; EP3604587A4; EP3604587A1

Abstract

강판의 화학 조성이, 질량%로, C：0.020~0.070%, Si：0.05~1.70%, Mn：0.60~2.50%, Al：0.005~0.020%, N：＞0.0030%~0.0060%, P≤0.050%, S≤0.005%, Ti：0.015~0.170%, Nb：0~0.100%, V：0~0.300%, Cu：0~2.00%, Ni：0~2.00%, Cr：0~2.00%, Mo：0~1.00%, B：0~0.0100%, Ca：0~0.0100%, Mg：0~0.0100%, REM：0~0.1000%, Zr：0~1.000%, Co：0~1.000%, Zn：0~1.000%, W：0~1.000%, Sn：0~0.050%, 잔부：Fe 및 불순물, Ca+Mg+REM≥0.0005이며, 강판의 금속 조직이, 면적%로, 페라이트 : 5~70%, 베이나이트 : 30~95%, 잔류 γ≤2%, 마텐자이트≤2%, 펄라이트≤1%, 페라이트+베이나이트≥95%이며, 페라이트립 내의 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶개/cm³이고, 강판 중의 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이며, 인접하는 TiN 석출물간의 최단 거리의 평균치가 10.0μm 이상이고, 나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인, 열간 압연 강판.

Description

열간 압연 강판 및 강제 단조 부품 및 그들의 제조 방법

본 발명은, 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

자동차의 차체 구조에 사용되는 강판에는, 안전성의 향상 및 경량화의 관점에서, 고강도화와 높은 프레스 가공성이 요구되고 있다. 이러한 요구에 대해, 종래보다 양호한 구멍 확장성(높은 버링성)이 우수한 고강도인 강판이 제안되어 있다. 예를 들면, 구멍 확장성(λ값)이 우수한 강판으로서는, Ti, Nb 등의 미세 석출물에 의해 석출 강화된 페라이트 주상의 강판과 그 제조 방법이 보고되어 있다.

특허문헌 1에는, 고강도이며 우수한 연신 플랜지성을 구비한 열연 강판이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2에는, 재질 균일성이 우수한 고성형성 고장력 열연 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 연신율 및 연신 플랜지성이 우수한 고장력 열연 강판이 개시되어 있다.

일본국 특허공개 2002-105595호 공보 일본국 특허공개 2002-322540호 공보 일본국 특허공개 2002-322541호 공보

그런데, 자동차의 차체 구조의 복잡화, 부품 형상의 복잡화에 따라, 자동차용 강판의 가공은, 종래의 프레스 가공의 요소뿐만 아니라, 판 단조 등과 같이 종래의 프레스 가공 요소에 새로운 가공 요소가 복합적으로 조합되어져 오고 있다. 종래의 프레스 가공 요소란, 예를 들면 디프 드로잉 가공, 구멍 확장, 벌징 성형 가공, 굽힘 가공, 아이어닝 가공과 같은 요소였다.

그러나, 최근의 판 단조로 대표되는 프레스 가공은, 상기의 종래의 프레스 가공 요소에, 추가로 프레스 하중을 분산시키고, 부분적으로 압축 하중을 가함으로써, 단조의 가공 요소, 예를 들면 업세팅 가공, 증후(增厚)(증육(增肉)) 가공과 같은 가공 요소도 부가되어져 오고 있다. 즉, 판 단조는, 종래와 같은 강판을 프레스 가공할 때의 가공 요소 외에, 단조 가공 특유의 가공 요소를 포함하는 복합적인 가공 요소를 갖는 프레스 가공이다.

이러한 판 단조를 행함으로써, 종래의 프레스 가공에 의해, 강판의 판 두께가 원래의 판 두께 그대로이거나, 감후(減厚)(감육(減肉))되면서 강판이 변형되어 부품의 성형이 행해지면서, 부분적으로는 압축력이 가해져 단조 가공을 받은 부분에서는, 강판의 판 두께가 증후(증육)됨으로써, 기능상 필요한 개소의 강판의 판 두께가 되도록 효율적으로 변형시킬 수 있어, 부품의 강도를 확보할 수 있다.

그러나, 특허문헌 1~3에서는, 판 단조로 대표되는 복합적 가공 요소를 포함하는 가공에 관해서는 전혀 언급되어 있지 않다. 또, 특허문헌 1에 기재된 열연 강판을 제조하기 위한 권취 조건은 매우 엄격하고 현실적이지 않다. 또한 특허문헌 2 및 3에 기재된 열연 강판은 고가의 합금 원소인 Mo를 0.07% 이상 함유하므로, 제조 비용이 높아진다는 문제가 있다.

고(高)버링강은, 종래의 프레스 가공에서는 양호한 성형성을 나타내는 것이 알려져 있다. 그러나, 종래의 프레스 가공에 단조 가공의 요소도 포함하는 성형 방법인 판 단조에서는, 적은 가공도로도 강판에 균열이 발생하여 파단되는 경우가 있는 것이 판명되었다.

즉, 종래의 프레스 가공에 있어서는, 판 두께 네킹(강판의 판 두께의 감후)이 발생한 부분에서 프레스 균열이 일어나지만, 판 단조와 같이 판 두께 네킹을 수반하지 않는 가공에 있어서도, 재료에 균열이 발생하여 파단되어 완성품이 얻어지지 않는 경우가 있는 것이 판명되었다.

이러한 판 단조의 균열 발생의 한계가, 강판의 어떠한 성질에 의해 지배되고 있으며, 어떻게 하면 향상시킬 수 있는지에 대해서는 그다지 알려져 있지 않다. 그 때문에, 종래의 고버링강의 기능인, 디프 드로잉 가공성, 구멍 확장성, 벌징 성형 가공성과 같은 기능을 유효하게 살리면서, 판 단조 가공해도 파단되지 않는 고버링강이 요구되고 있었다.

본 발명은, 상기의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 고버링강으로서의 기본적 기능을 유지하면서, 부분적으로 압축력이 가해져 단조 가공을 받은 부분의 균열 한계를 향상시키는 것이 가능한 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 열간 압연 강판 및 강제 단조 부품 및 그들의 제조 방법을 요지로 한다.

(1) 강판의 화학 조성이, 질량%로,

C：0.020~0.070%,

Si：0.05~1.70%,

Mn：0.60~2.50%,

Al：0.005~0.020%,

N：0.0030% 초과 0.0060% 이하,

P：0.050% 이하,

S：0.005% 이하,

Ti：0.015~0.170%,

O：0.0010~0.0100%,

Nb：0~0.100%,

V：0~0.300%,

Cu：0~2.00%,

Ni：0~2.00%,

Cr：0~2.00%,

Mo：0~1.00%,

B：0~0.0100%,

Ca：0~0.0100%,

Mg：0~0.0100%,

REM：0~0.1000%,

Zr：0~1.000%,

Co：0~1.000%,

Zn：0~1.000%,

W：0~1.000%,

Sn：0~0.050%, 및,

잔부：Fe 및 불순물이며,

하기 (i) 식을 만족하고,

상기 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 상기 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 상기 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이고, 또한, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,

페라이트 : 5~70%,

베이나이트 : 30~95%,

잔류 오스테나이트 : 2% 이하,

마텐자이트 : 2% 이하, 및,

펄라이트：1% 이하이고, 또한,

페라이트 및 베이나이트의 합계 : 95% 이상이며,

상기 페라이트는, 입내에 Ti를 포함하는 석출물을 가지며,

상기 Ti를 포함하는 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶개/cm³이고,

상기 강판 중에 TiN 석출물이 포함되며,

상기 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이고,

인접하는 상기 TiN 석출물간의 최단 거리의 평균치가 10.0μm 이상이며,

나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인,

열간 압연 강판.

Ca+Mg+REM≥0.0005…(i)

단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.

(2) 상기 Ti를 포함하는 석출물의 평균 원상당경이 1.00~3.00nm인,

상기 (1)에 기재된 열간 압연 강판.

(3) 인장 강도가 780MPa 이상이고,

균일 연신율과 인장 강도의 곱이 7000MPa·% 이상이며,

구멍 확장률과 인장 강도의 곱이 50000MPa·% 이상인,

상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 압연 강판.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 압연 강판을 제조하는 방법으로서,

용제(溶製) 공정을 행한 후에, 상기 (1)에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 그 슬래브에 대해, 가열 공정, 연속 열연 공정, 제1 냉각 공정, 제2 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고,

상기 용제 공정에 있어서, 용강의 Si 함유량을 0.05~0.20%로 하고, 용존 산소 농도를 0.0020~0.0080%로 한 후, 탈산 처리를 행하고,

상기 탈산 처리에 있어서, Ti를 첨가한 후에 Al을 첨가하고, 이어서 Ca, Mg 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을 첨가하며,

상기 가열 공정에 있어서, 상기 슬래브를 하기 (i) 식으로 나타내어지는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열하고,

상기 연속 열연 공정은, 조압연과 3단 이상의 다단 마무리 압연을 포함하며,

상기 조압연의 종료 온도가 1100℃ 이상이고,

상기 다단 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형이, 0.01~0.10이며,

상기 다단 마무리 압연의 압연 종료 온도가, 하기 (ii) 식으로 구해지는 Ar₃+30℃ 이상의 온도이고,

상기 제1 냉각 공정에서는, 상기 다단 마무리 압연이 종료된 후, 1.00~5.00s 후에 냉각을 개시하여, 상기 압연 종료 온도로부터 650~750℃의 온도 범위까지, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지하며,

상기 제2 냉각 공정에서는, 상기 대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위로부터, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고,

상기 권취 공정에서는, 450~650℃의 귄취 온도로 권취하는,

열간 압연 강판의 제조 방법.

SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273…(i)

Ar₃=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)…(ii)

(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 압연 강판으로부터 얻어지는,

강제 단조 부품.

(6) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 열간 압연 강판에 대해, 적어도 단조 가공을 실시하는,

강제 단조 부품의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 고버링강으로서의 기본적 기능인 양호한 구멍 확장성을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다.

도 1은, 단순 전단 시험을 설명하는 개요도이다. 도 1(a)는, 단순 전단 시험의 시험편을 나타내는 도면이다. 도 1(b)는, 단순 전단 시험 후의 시험편을 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 열심히 검토를 행하여, 이하의 지견을 얻었다.

(a) 상당 소성 변형

판 단조는, 종래의 인장 시험에서의 파단 변형을 초과하는 변형역(고변형역)에서의 변형을 포함하고 있다. 또, 판 단조는 복합적 가공이므로, 단순히 인장 시험 및 전단 시험 데이터만으로는 평가할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, 「상당 소성 변형」을 지표로서 도입하여, 새로운 평가법을 확립하였다.

이 상당 소성 변형을 지표로서 이용함으로써, 인장 시험을 했을 때의 파단 시의 인장 응력 및 인장 변형과, 전단 시험을 했을 때의 파단 시의 전단 응력 및 전단 변형을, 복합적으로 평가할 수 있는 것을 알아내었다.

상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 다른, 단축(單軸) 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이다. 그리고, 등방 경화 법칙 및 소성 일 공역의 관계를 가정하여, 상수인 변환 계수(κ)를 이용함으로써, 아래 식과 같이 변환할 수 있다. 후술하는 방법에 의해, 변환 계수(κ)를 산출한 다음, 상당 소성 변형을 도출한다.

단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ

단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ

(b) 다단 전단 시험

상당 소성 변형을 구하기 위해서는, 인장 시험에 의한 인장 응력 및 인장 변형의 관계와, 전단 시험에 의한 전단 응력 및 전단 변형의 관계를 취득할 필요가 있다. 그러나, 판 단조는, 고변형역에서의 변형을 포함하고 있다. 그 때문에, 통상 사용되고 있는 전단 시험 장치를 이용하여 1회로 시험을 행하면, 시험편을 유지하고 있는 부분으로부터 시험편으로 균열이 진행되어 버린다. 그 결과, 고변형역까지의 변형을 시험할 수 없는 경우가 많다. 따라서, 판 단조와 같은 강판의 판 두께의 감후(감육 및 네킹)가 발생하지 않는 가공을 재현하는 방법이 필요해진다.

그래서, 전단 시험을 다단계로 나누어 행하고, 각 단계의 전단 시험 후마다, 시험편을 유지하고 있는 부분에 발생해 있는 시험편의 균열의 기점을 기계 가공하고, 시험편의 균열이 진행하지 않도록 하여, 이들 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여 시험 결과를 평가하는 것으로 하였다. 이 시험 방법을 적용함으로써, 고변형역까지의 전단 시험 결과를 얻는 것이 가능해져, 고변형역까지의 전단 응력과 전단 변형의 관계를 구할 수 있다.

한편, 인장 응력 및 인장 변형에 대해서는, 종래의 인장 시험 방법을 적용할 수 있다. 예를 들면, JIS Z2241(2011)에 의거한 JIS5호 시험편을 이용할 수 있다.

(c) 균열 발생의 메커니즘

상술한 다단 전단 시험과, 상당 소성 변형을 이용한 평가법과, 판 단조의 전후에 있어서의 강판의 마이크로 조사를 채용함으로써, 균열의 발생 메커니즘에 대해, 이하의 지견을 얻었다.

고버링강의 마이크로 조직으로서, 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해, Ti, Nb 등의 미세 석출물에 의해 석출 강화된 페라이트(석출 강화 페라이트)를 주상으로 한 조직이 이용되고 있다. 한편, Ti가 첨가되면, 특별한 제법을 이용하지 않는 한 조대한 TiN이 석출된다(이하, 석출된 TiN을 간단히 「TiN」이라고도 한다.). 이는, TiN이 열역학적으로 매우 안정된 화합물이며, 강판 제조 프로세스 중의 주조 시, 열간 압연의 가열 시, 또는 조압연 초기 등의 고온 상태에 있어서, 다른 화합물에 대해 우선적으로 정출(晶出) 또는 석출되기 때문이다.

TiN은, 절삭 공구, 기계 부품, 플라스틱 성형의 금형, 스포츠 용품, 장식품 등의 코팅 용도로서 이용될 정도로 단단하고, 그 경도는 Hv2000~2300 정도인 것이 알려져 있으며, 매우 경질인 석출물이다. 따라서, 판 단조와 같은 고변형역에서의 변형을 받으면, 모상 조직과의 변형능의 차로부터 계면에서 보이드가 발생하기 쉽다.

경질 석출물(TiN)과, 적당히 연질인 모상 조직(페라이트 또는 베이나이트)의 변형능의 차로부터, 양 상의 계면에서 보이드(미소한 공동)가 발생한다. 그 후, 판 단조의 변형이 증가함과 더불어, 보이드가 성장하여, 인접 보이드와 결합하여 균열이 되어, 파단에 이른다. 그래서, 보이드의 발생을 방지하는 것, 및 보이드가 성장해도, 인접 보이드와의 결합을 억제할 수 있으면, 균열 발생을 억제할 수 있는 것을 알아내었다. 단, 그 때에 고버링강으로서의 본래 기능을 해치지 않는 것도 중요하다.

이들 지견으로부터 이하의 사항을 알아내었다.

(i) TiN의 평균 직경을 한정하는 것.

즉, 보이드는 경질 석출물인 TiN의 입계에 발생하므로, TiN의 평균 직경을 한정함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.

(ii) TiN끼리의 거리를 제한하는 것.

즉, 보이드는 TiN의 입계에 발생하므로, TiN끼리를 떨어뜨려 배치함으로써, 보이드가 성장해도 결합하기 어렵게 할 수 있다.

(iii) 나노 경도 편차를 저감시키는 것.

즉, 경질 조직과 연질 조직의 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 저감할 수 있다.

(iv) 파단 시의 상당 소성 변형이 0.90(90%) 이상인 것.

상기의 (i)~(iii)의 조건을 만족함으로써, 파단 시의 상당 소성 변형이 0.90(90%) 이상이 되어, 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서도, 일정한 가공성을 담보하는 것이 가능한 것을 확인하였다.

(d) 유효 누적 변형

상기 (i)~(iv)의 조직을 얻기 위해, 열간 압연에 있어서의 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연으로 행해지는 다단 마무리 압연에 있어서, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(이하 「유효 누적 변형」이라고 기술하는 경우가 있다)이 0.01~0.10이 되도록, 최종 마무리 압연을 행하는 것이 필요하다.

유효 누적 변형은, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 의한 결정립의 회복, 재결정 및 입자 성장을 고려한 지표이다. 그 때문에, 유효 누적 변형을 구할 때에는, 압연 후의 시간 경과에 따른 정적 회복 현상을 표현하는 구성 법칙을 이용하였다. 결정립이 압연 후의 시간 경과에 따라 정적 회복하는 것을 고려한 것은, 압연 후의 결정립에 변형으로서 축적된 에너지의 해방이, 열적인 결정립의 전위(轉位)의 소멸에 의한 정적 회복에 의해 일어나기 때문이다. 그리고, 이 열적인 전위의 소멸은, 압연 온도와 압연 후의 경과 시간에 영향을 받는 것이다. 그래서, 이 정적 회복도 고려하여, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율(대수 변형(logarithmic strain)), 압연 후의 시간 경과를 파라미터로서 기술한 지표를 도입하여, 이를 「유효 누적 변형」이라고 정의하였다.

이와 같이, 유효 누적 변형을 제한함으로써, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어짐과 더불어 나노 경도의 편차가 저감되므로, 경질 조직과 연질 조직의 계면에서의 보이드의 발생을 억제함으로써, 판 단조해도 균열이 발생하지 않기 때문에, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

(e) 순차 탈산

목적으로 하는 조성 및 크기의 TiN을 얻기 위해서는, 탈산 공정에서 강 중에, Ca, Mg 또는 REM을 포함하며 또한 Ti와 Al 중 어느 1종류 이상을 포함하는 복합 산화물(이하의 설명에 있어서, 간단히 「복합 산화물」이라고 한다.)을 미세하게 분산시킬 필요가 있다. 이는, 탈산 공정에서 강탈산 원소를 순차적으로 첨가함으로써 비로소 실현할 수 있는 것을 알아내었다.

순차 탈산이란, 약탈산 원소 산화물이 존재하는 용강으로 강탈산 원소를 첨가하는 방법이다. 강탈산 원소에 의해 약탈산 원소 산화물이 환원됨으로써, 느린 공급 속도, 또한 과포화도가 작은 상태로 산소가 방출된다. 그 결과, 첨가된 강탈산 원소로부터 생성되는 산화물은 미세해진다. 약탈산 원소인 Si로부터 순차적으로 Ti, Al, 다음에 강탈산 원소인 Ca, Mg 또는 REM으로 단계적으로 탈산 원소를 첨가함으로써, 이들 효과를 최대한으로 발휘시키는 탈산 방법이다.

본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해 상세하게 설명한다.

(A) 화학 조성

각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.

C：0.020~0.070%

C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하여, 석출 강화에 의해 강도 향상에 기여한다. C 함유량이 0.020% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과가 충분히 얻어지지는 않는다. 한편, C 함유량이 0.070%를 초과하면, 구멍 확장 가공 시의 균열의 기점이 되는 철계 탄화물이 증가하여, 구멍 확장값이 열화한다. 그 때문에, C 함유량은 0.020~0.070%로 한다. C 함유량은 0.025% 이상인 것이 바람직하고, 0.030% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, C 함유량은 0.060% 이하인 것이 바람직하고, 0.050% 이하인 것이 보다 바람직하다.

Si：0.05~1.70%

Si는, 탈산 효과, 및 재료 조직 중에 있어서의 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하여, 연성 및 구멍 확장성의 향상에 기여하는 효과를 갖는다. 그러나, 그 함유량이 과잉인 경우, 고온역에서 페라이트 변태가 발생하기 쉬워지고, 이에 따라 고온역에서 Ti를 포함하는 탄화물이 석출되기 쉬워진다. 고온역에서의 탄화물의 석출은, 석출량의 편차를 발생시키기 쉽고, 결과적으로 강도나 구멍 확장성 등의 재질 변동을 초래한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.05~1.70%로 한다.

Si 함유량은, 피시 스케일, 방추형 스케일과 같은 스케일계 결함 발생의 억제의 관점에서, 0.06% 이상인 것이 바람직하고, 0.08% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Si 함유량은 1.50% 이하인 것이 바람직하고, 또한 화성 처리성, 도장 후 내식성을 향상시키는 관점에서, 1.00% 이하인 것이 보다 바람직하다.

Mn：0.60~2.50%

Mn은, 페라이트의 강화 및 담금질성의 향상에 기여하는 원소이다. 한편, 다량으로 함유시키면, 담금질성이 필요 이상으로 높아져 페라이트를 충분히 확보할 수 없으며, 또, 주조 시에 슬래브 균열이 발생한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.60~2.50%로 한다. Mn 함유량은 1.00% 이상인 것이 바람직하고, 1.50% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Mn 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하고, 1.80% 이하인 것이 보다 바람직하다.

Al：0.005~0.020%

Al은, Si와 동일하게 탈산 효과와 페라이트를 생성하는 효과를 갖는다. 한편, 그 함유량이 과잉이면 취화를 초래함과 더불어, 주조 시에 턴디시 노즐을 폐색하기 쉽게 한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.005~0.020%로 한다. Al 함유량은 0.007% 이상인 것이 바람직하고, 0.010% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Al 함유량은 0.018% 이하인 것이 바람직하고, 0.015% 이하인 것이 보다 바람직하다.

N：0.0030% 초과 0.0060% 이하

N은, 많이 함유하면 고용 질소가 잔존하여 연성이 저하할 뿐만 아니라, TiN이 석출되어 구멍 확장성을 저하시키므로, 그 함유량은 적을수록 바람직하다. 그러나, 과도하게 N 함유량을 저하시키는 것은, 정련 시의 비용 증가가 된다. 순차 탈산에 의해 얻어진 미세한 산화물이, 미세한 TiN을 석출하는 핵이 되는 경우에는, N 함유량은 0.0060%까지 허용된다. 순차 탈산을 실시하여 얻어진 미세한 산화물을 활용하여, TiN의 미세화 효과를 발현시켰다고 해도, N 함유량이 0.0060%를 초과하면, TiN이 조대화된다. 판 단조와 같은 복합적 가공의 경우, 조대화된 TiN이 보이드의 기점이 되어, 파괴가 촉진되어 버린다.

그 때문에, N 함유량은 0.0030% 초과 0.0060% 이하로 한다. N 함유량은 0.0031% 이상인 것이 바람직하고, 0.0035% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, TiN의 조대화를 회피하는 것을 확실하게 하기 위해, N 함유량은, 0.0055% 이하인 것이 바람직하고, 0.0050% 이하인 것이 보다 바람직하다.

P：0.050% 이하

P는 용선(溶銑)에 포함되는 불순물이며, 입계 편석되므로 국부 연성을 열화시킴과 더불어, 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 편이 좋다. 그 때문에, P 함유량은 0.050% 이하로 제한한다. P 함유량은 0.030% 이하 또는 0.020% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련 시의 비용 증가가 되므로, 하한을 0.001%로 해도 된다.

S：0.005% 이하

S도 용선에 포함되는 불순물이며, MnS를 형성하여 국부 연성 및 용접성을 열화시키므로, 가능한 한 적은 편이 좋다. 그 때문에, S 함유량은 0.005% 이하로 제한한다. 연성 또는 용접성의 향상을 위해, S 함유량을 0.003% 이하 또는 0.002% 이하로 해도 된다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이다. 그러나, 과도하게 함유량을 저하시키는 것은 정련 시의 비용 증가가 되므로, 하한을 0.0005%로 해도 된다.

Ti：0.015~0.170%

Ti는, 탄질화물, 또는 고용 Ti가 열간 압연 시의 입자 성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 또, TiC로서 페라이트 중에 미세 분산됨으로써, 석출 강화를 통해 강판의 고강도화에 기여한다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되는 것에 더하여, 경질 석출물인 TiN을 석출하기 쉬워진다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.015~0.170%로 한다. Ti 함유량은 0.030% 이상, 0.045% 이상 또는 0.060% 이상인 것이 바람직하고, 0.070% 이상, 0.080% 이상, 0.090% 이상 또는 0.100% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, Ti 함유량은 0.160% 이하, 0.150% 이하, 0.140% 이하, 0.130% 이하 또는 0.120% 이하인 것이 바람직하다.

O：0.0010~0.0100%

O는, 용강 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위해 필요한 원소이며, 그 효과를 얻기 위해서는, 최종 제품인 강에 있어서 0.0010% 이상 함유하면 된다. 한편, O 함유량이 0.0100%를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 불순물로서의 산화물의 사이즈가 커짐과 더불어, 그 밀도도 증가한다. 그리고, 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서, 산화물이 보이드의 기점이 되어, 파괴가 촉진되어 버린다.

그 때문에, O 함유량은 0.0010~0.0100%로 한다. O 함유량은 0.0030% 이상인 것이 바람직하고, 0.0050% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, O 함유량은 0.0090% 이하인 것이 바람직하고, 0.0080% 이하인 것이 보다 바람직하다.

Nb：0~0.100%

Nb는, 탄질화물, 또는 고용 Nb가 열간 압연 시의 입자 성장을 지연시킴으로써, 열연판의 입경을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 또, NbC로서 존재함으로써, 석출 강화를 통해 강판의 고강도화에 기여한다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.100% 이하로 한다. 필요에 따라, Nb 함유량을 0.080% 이하, 0.060% 이하 또는 0.050% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.

V：0~0.300%

V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, V 함유량은 0.300% 이하로 한다. 필요에 따라, V 함유량을 0.200% 이하, 0.100% 이하 또는 0.060% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, 하한을 0.001% 또는 0.010%로 해도 된다.

Cu：0~2.00%

Cu는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Cu 함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Cu 함유량이 다량으로 포함되면 강판의 표면에, 스케일에 기인한 상처가 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.20% 이하, 0.80% 이하, 0.50% 이하 또는 0.25% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Cu 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.

Ni：0~2.00%

Ni는, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Ni 함유량은 2.00% 이하로 한다. 또, Ni 함유량이 다량으로 포함되면 연성이 열화할 우려가 있다. 그 때문에, Ni 함유량을 0.60% 이하, 0.35% 이하 또는 0.20% 이하로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Ni 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.

Cr：0~2.00%

Cr은, 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Cr 함유량은 2.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해, 그 상한을 1.00%, 0.60% 또는 0.30%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Cr 함유량의 하한을 0.01%로 해도 된다.

Mo：0~1.00%

Mo는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, Mo 함유량은 1.00% 이하로 한다. 보다 경제성을 높이기 위해, 그 상한을 0.60%, 0.30% 또는 0.10%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Mo 함유량의 하한을 0.005% 또는 0.01%로 해도 된다.

B：0~0.0100%

B는 입계에 편석되어, 입계 강도를 높임으로써 저온 인성을 향상시킨다. 따라서, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, 그 함유량이 과잉이면, 효과가 포화되어 경제성이 저하한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 또, B는 강력한 담금질 원소이며, 그 함유량이 다량으로 포함되면 냉각 중에 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 충분한 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는 경우가 있다. 그 때문에, B 함유량을 0.0050% 이하, 0.0020% 이하 또는 0.0015%로 해도 된다. 그 하한은 0%이지만, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, B 함유량의 하한을 0.0001% 또는 0.0002%로 해도 된다.

Ca：0~0.0100%

Mg：0~0.0100%

REM：0~0.1000%

Ca+Mg+REM≥0.0005…(i)

Ca, Mg 및 REM은, 강탈산 원소이다. 상술한 바와 같이, Ti 및 Al에 이어서 이들 원소를 용강 중에 첨가하여, 순차적으로 탈산함으로써, 산화물은 미세한 것이 된다. 그 결과, 이들이 핵이 되어 석출되는 TiN도 미세한 것이 되어, 판 단조가 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다.

그 때문에, Ca, Mg 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을, 그 합계 함유량이 상기 (i) 식을 만족하도록 함유시킨다. 그러나, Ca 또는 Mg의 함유량이 0.0100%를 초과하거나, REM 함유량이 0.1000%를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, Al 또는 Ca가 포함되어 있는 산화물의 사이즈가 커짐과 더불어, 그 밀도도 증가해 버린다. 그 결과, 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서, Al 또는 Ca가 포함되어 있는 산화물이 보이드의 기점이 되어, 파괴가 촉진되어 버린다.

그 때문에, Ca 및 Mg의 함유량은 0.0100% 이하, REM 함유량은 0.1000% 이하로 한다. 상기 합계 함유량은 0.0010% 이상, 0.0015% 이상 또는 0.0020% 이상인 것이 바람직하다. 또, Ca 및 Mg의 함유량은 각각 0.0090% 이하, 0.0080% 이하 또는 0.0070% 이하인 것이 바람직하다. 또한, REM 함유량은 0.0900% 이하, 0.0800% 이하 또는 0.0700% 이하인 것이 바람직하다.

여기서, 본 발명에 있어서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. 또한, 란타노이드는, 공업적으로는, 미시메탈의 형태로 첨가된다.

Zr：0~1.000%

Co：0~1.000%

Zn：0~1.000%

W：0~1.000%

Zr, Co, Zn 및 W는, 각각 1.000% 이하의 범위이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 이들의 상한을 0.300% 또는 0.10%로 해도 된다. Zr, Co, Zn 및 W의 합계 함유량이 1.000% 이하 또는 0.100%인 것이 바람직하다. 이들의 함유는 필수가 아니며, 하한은 0%이지만, 필요에 따라, 하한을 0.0001%로 해도 된다.

Sn：0~0.050%

Sn은, 소량이면 함유해도 본 발명의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 그러나, 0.05%를 초과하면 열간 압연 시에 흠이 발생할 우려가 있다. 그 때문에, Sn 함유량은 0.050% 이하로 한다. Sn의 함유는 필수가 아니며, 하한은 0%이지만, 필요에 따라, 하한을 0.001%로 해도 된다.

본 발명의 강판의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다.

여기서 「불순물」이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 여러 가지 요인에 의해 혼입되는 성분으로서, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

(B) 금속 조직

본 발명의 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 또한, 본 발명에 있어서 금속 조직은, 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이고, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 조직을 말하는 것으로 한다. 또, 이하의 설명에 있어서 「%」는, 「면적%」를 의미한다.

석출 강화 페라이트：5~70%

Ti를 함유하는 미세한 석출물(미세 석출된 Ti의 탄화물 등이며, 이하, 「미세 Ti 석출물」이라고도 말한다.)이 압연 후의 냉각 중에 γ→α 변태할 때의 Ti의 탄화물의 과포화도를 구동력으로 하여 Ti의 탄화물이 페라이트 중에 상계면 석출 또는 균질핵 생성되어 Ti의 탄화물이 미세하게 분산된 초석 페라이트가 석출 강화된 페라이트이다(이하, 「석출 강화 페라이트」라고도 한다.). 석출 강화 페라이트는, 우수한 균일 연신율과 강도를 양립시키기 위해 필요한 조직이다.

그러나, 석출 강화 페라이트의 면적률이 5% 미만에서는 균일 연신율과 강도를 양립시키는 것이 어렵고, 한편, 70%를 초과하면 균일 연신율은 우수하지만 국부 연성이 열화해 버린다. 그 때문에, 석출 강화 페라이트의 면적률은 5~70%로 한다. 균일 연신율과 강도의 밸런스를 확보하는 관점에서, 석출 강화 페라이트의 면적률은 7% 이상인 것이 바람직하고, 10% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 석출 강화 페라이트의 면적률은 65% 이하인 것이 바람직하고, 60% 이하인 것이 보다 바람직하다.

여기서, 본 발명에 있어서, 석출 강화 페라이트란, 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶개/cm³인 페라이트를 의미한다. 페라이트립 내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶개/cm³ 미만에서는, 석출 강화에 의한 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 50.0×10¹⁶개/cm³를 초과하면, 강도가 포화될 뿐만 아니라, 연성이 저하한다.

즉, 석출 강화 페라이트의 면적률이 5~70%라는 것은, 페라이트의 면적률이 5~70%이며, 또한, 페라이트립 내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶개/cm³인 것을 의미한다.

또한, 석출 강화 페라이트의 입내에 포함되는 미세 Ti 석출물의 평균 원상당경은, 1.00~3.00nm인 것이 바람직하다. 미세 Ti 석출물의 평균 원상당경이 1.00nm 미만에서는, 석출 강화의 효과가 얻어지기 어렵고, 한편, 조립(粗粒)이 되어 평균 원상당경이 3.00nm를 초과하면, 충분한 양의 미세 Ti 석출물을 확보할 수 없게 되기 때문이다.

베이나이트：30~95%

베이나이트는, 강도와 국부 연성의 밸런스를 얻기 위해 필요한 조직이며, 균열의 전파를 억제하는 효과가 있다. 그러나, 베이나이트가 너무 많아지면, 페라이트가 감소하여, 국부 연성은 우수하지만 균일 연신율이 현저하게 열화해 버린다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률은 30~95%로 한다. 베이나이트의 면적률은 80% 이하인 것이 바람직하고, 또한 균일 연신율을 중시하는 경우는 70% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

잔류 오스테나이트：2% 이하

고버링강은, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 고강도도 확보하여, 강도와 가공성을 양립시키는 것이 특징이다. 그러나, 강판 중에 마텐자이트 변태를 일으키지 않은 열역학적으로 안정적인 잔류 오스테나이트가 존재한다는 것은, 그 잔류 오스테나이트의 C 농도는 높고, 잔류 오스테나이트가 판 단조 시에 가공 유기 변태하여 생성되는 마텐자이트의 경도가 너무 높아져, 보이드의 발생을 조장해 버린다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트는 가능한 한 적은 편이 좋고, 그 면적률은 2% 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 1.5% 이하, 1% 이하 또는 0.5% 이하가 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이고, 0%가 가장 바람직하다.

마텐자이트：2% 이하

고버링강은, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 존재에 의해 가공성을 확보하면서, 고강도도 확보하여, 강도와 가공성을 양립시키는 것이 특징이다. 그러나, 경질 조직인 마텐자이트의 면적률이 2%를 초과하면, 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 따라, 마텐자이트와 페라이트의 경계에 보이드가 발생하기 쉬워져, 파단되기 쉬워진다. 그 때문에, 마텐자이트의 면적률은 2% 이하로 한다. 마텐자이트의 면적률은 1.5% 이하, 1% 이하 또는 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 특별히 하한을 규정할 필요는 없으며, 하한은 0%이다.

펄라이트：1% 이하

펄라이트는, 구멍 확장 성형 시에 파괴의 기점이 되므로, 그 면적률은 1% 이하로 한다. 펄라이트의 면적률은 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 펄라이트의 면적률은 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 0%인 것이 바람직하다.

석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 합계：95% 이상

고버링강은, 우수한 균일 연신율과 강도를 양립시키는 석출 강화 페라이트, 및 강도와 국부 연성을 양립시키는 베이나이트를 갖는다. 이에 따라 우수한 강도, 균일 연신율 및 국부 연성이 얻어진다. 석출 강화 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이 95% 미만이면, 이들 특성이 열화해 버린다. 따라서, 석출 강화 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적률은 95% 이상으로 한다. 그 합계 면적률은 97% 이상인 것이 바람직하고, 98% 이상인 것이 보다 바람직하다.

여기서, 본 발명에 있어서, 금속 조직의 면적률은 이하와 같이 구한다. 상술한 바와 같이, 우선 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이고, 또한, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터 시료를 채취한다. 그리고, 그 시료의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 관찰한다.

구체적으로는, 시료를 나이탈 에칭하고, 에칭 후에 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A, 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 얻는다.

다음에, 나이탈 에칭한 부분을 라펠라 에칭하여, 광학 현미경을 이용하여 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행한다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출한다. 또한 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 이용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 체적률은 면적률과 거의 동일하므로, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 한다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구한다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻을 수 있다.

또, 석출 강화 페라이트의 면적률은, EBSP-OIMTM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)에 장비되어 있는, Kernel Average Misorientation(KAM)법에 의해 구할 수 있다.

KAM법은, 측정 데이터 중 어느 정육각형의 픽셀의 서로 이웃하는 6개(제1 근사), 또한 그 외측 12개(제2 근사), 또는 또 그 외측의 18개(제3 근사)의 픽셀간의 방위차를 평균 내어, 그 평균 낸 값을 그 중심의 픽셀의 값으로 하는 계산을 각 픽셀에 행한다. 입계를 초과하지 않도록 이 계산을 실시함으로써 입내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 즉, 이 맵은 입내의 국소적인 방위 변화에 의거한 변형의 분포를 나타내고 있다.

본 발명에 있어서의 석출 강화 페라이트의 해석 조건은, EBSP-OIMTM에 있어서, 제3 근사에서 서로 이웃하는 픽셀간의 평균의 방위차를 계산하여, 이 방위차가 1° 이하로 산출된 부분을, 석출 강화 페라이트로 하였다.

본 발명의 석출 강화 페라이트의 생성 온도역은, 압연 후의 냉각 중에 γ→α 변태할 때의 Ti의 탄화물의 과포화도를 구동력으로 하여 Ti의 탄화물이 페라이트 중에 상계면 석출 또는 균질핵 생성되는 온도역과 합치하고 있다. 고온에서 변태된 다각형의 초석 페라이트는 확산 변태로 생성되므로, 전위 밀도가 작고, 입내의 변형이 적기 때문에, 결정 방위의 입내 차가 작아진다. 그 때문에, 석출 강화 페라이트도 동일하게 결정 방위차가 작아진다. 지금까지 발명자들이 실시해 온 여러 가지 조사 결과에 의해, 광학 현미경 관찰로 얻어지는 다각형의 페라이트 면적률과, KAM법으로 측정한 제3 근사에서의 방위차가 1° 이하에서 얻어지는 영역의 면적률이, 거의 일치하기 때문이다.

석출 강화 페라이트의 면적분율의 측정은, 상세하게는 하기와 같이 행하였다. 조직 관찰에서 서술한 것과 동일하게 채취한 시료를, 콜로이달 실리카 연마제로 30~60분 연마하여, 배율 400배, 160μm×256μm 영역, 측정 단계 0.5μm의 측정 조건으로 EBSP 측정을 실시하였다. EBSP-OIMTM법은 주사형 전자현미경(SEM) 내에서 고경사진 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 키쿠치상(Kikuchi pattern)을 고감도 카메라로 촬영하여, 컴퓨터 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정하는 장치 및 소프트웨어로 구성되어 있다.

EBSP법에서는 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위의 정량적 해석이 가능하고, 분석 영역은 SEM으로 관찰할 수 있는 영역이며, SEM의 분해능에 따라 다르지만, 최소 20nm의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은 수시간에 걸쳐, 분석하고 싶은 영역을 등간격의 그리드형으로 수만점 매핑하여 행한다. 다결정 재료에서는 시료 내의 결정 방위 분포 및 결정립의 크기를 볼 수 있다.

이와 같이 하여, 상술한 제3 근사에서의 방위차가 1° 이하로 산출된 부분을, 석출 강화 페라이트로 하여, 석출 강화 페라이트의 면적을 구하고, 측정 면적에 대해 석출 강화 페라이트의 면적률을 구하였다.

또, 미세 Ti 석출물의 관찰은, 삼차원 아톰 프로브 측정법에 의해, 이하와 같이 하여 행하였다.

우선, 측정 대상의 시료로부터, 절단 및 전해 연마법에 의해, 필요에 따라 전해 연마법과 아울러 집속 이온 빔 가공법을 활용하여, 침상의 시료를 제작한다. 삼차원 아톰 프로브 측정에서는, 적산된 데이터를 재구축하여 실공간에서의 실제의 원자의 분포상으로서 구할 수 있다. Na-Cl 구조의 미세 Ti 석출물의 경우, 단위 격자는, 4.33옹스트롬이므로, Ti와 Ti의 원자간 거리는, 4.33×√2=6.1옹스트롬인 것으로 하였다.

그래서, 거의 동일 좌표 위치(7옹스트롬 이하)에, Ti 원자가 복수 존재하고 있는 경우에는, 이들 Ti 원자는 동일한 석출물 중에 있다고 판단하고, 이 동일한 석출물 중에 있다고 판단된 Ti 원자의 개수를 카운트하여, 이 개수가 50개 이상 존재한 경우에, 이 석출물을 미세 Ti 석출물이라고 정의하였다.

상기 미세 Ti 석출물의 사이즈는, 관찰한 미세 Ti 석출물을 구성하는 Ti의 원자의 수와 미세 Ti 석출물의 격자 상수로부터, 미세 Ti 석출물을 구상이라고 가정하여 산출한 원상당경으로 한다.

삼차원 아톰 프로브 측정법으로 얻어진 미세 Ti 석출물의 Ti 원자의 개수를 이용하여, 석출물의 원상당경(직경) R을 구하는 방법을 이하에 나타낸다.

삼차원 아톰 프로브 측정법으로 대상 샘플의 모든 원자의 수 N을 측정하지만, 실제로는, 삼차원 아톰 프로브 측정법으로는 대상 샘플의 모든 원자의 수 N을 검출할 수는 없다. 각 장치 고유의 원자의 검출률 α(=검출된 원자의 수/원자의 총수)가 있으므로, 실제의 측정치 n으로부터 존재했을 원자의 수 N을 산출한다. 즉, 원자의 총수 N=n/α이다. 또한, 본 발명에 있어서 측정한 기기에서의 검출률 α는 0.35였다.

다음에, 이 원자의 수 N에 대해, Na-Cl 구조의 Ti 석출물의 경우는 단위 격자에 8개의 Ti 원자가 존재하는 것으로 하고, 또, Na-Cl 구조의 격자 상수 a는, 4.33옹스트롬인 것으로 하여, 다음 식으로 원상당경을 산출한다.

원상당경(직경) R={(6/8)·(1/π)·N·a³}(^1/3)

예를 들면, Ti의 수가 50개인 경우는, 원상당경은, 거의 1nm으로 계산된다. 본 발명에서는, 임의로 30개 이상의 미세 Ti 석출물의 원상당경(직경)을 측정하여, 그 평균치를 구한다.

미세 Ti 석출물의 개수 밀도는, 측정 시야를 분모로 하고, 미세 Ti 석출물의 수를 분자로 하여 구한다. 개수 밀도의 측정에 있어서는, 10nm(판 두께 방향 t)×40nm(판 폭 방향 W)×60nm(판 길이 방향 L)의 시야를, 5시야 이상 측정하여, 그 개수 밀도(개/cm³)의 평균치를 구하였다.

또, 본 발명에 있어서는, TiN의 존재 상태에 대해서도 이하와 같이 규정한다.

TiN의 평균 원상당경：1.0~10.0μm

TiN이 크면, 판 단조에 의한 강판의 변형 증가에 따라, 입계에 존재하는 보이드가 결합되기 쉬워지므로, TiN의 평균 원상당경은 10.0μm 이하로 한다. 이들 효과를 보다 확실하게 확보하기 위해, TiN의 평균 원상당경은 8.0μm 이하인 것이 바람직하고, 5.0μm 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, TiN은 작을수록 바람직하므로, TiN의 평균 원상당경에는, 본래 하한을 설정할 필요는 없다. 그러나, 후술하는 TiN의 관찰 방법에 있어서는, TiN의 원상당경이 1.0μm 미만에서는, TiN인지의 여부의 판별이 곤란해진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 원상당경이 1.0μm 이상인 것만을 TiN으로 하여 측정 대상으로 한다. 그 때문에, TiN의 평균 원상당경은 1.0μm 이상이 된다.

TiN의 평균 원상당경(직경)은, 이하와 같이 하여 구한다. 상술한 바와 같이, 우선 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이고, 또한, 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치로부터 시료를 채취한다. 그리고, 그 시료의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 연마하여, 에칭하지 않은 상태로 관찰한다. 구체적으로는, 광학 현미경을 이용하여 1000배의 배율로 마이크로 조직 사진을 촬영하여, 마이크로 조직 사진을 육안 또는 화상 처리 장치 등에 의해 관찰한다.

마이크로 조직 사진에 있어서, TiN이라고 특정할 수 있는 것에 대해, 그 원상당경(직경)을 구하고, 이 원상당경(직경)이 1.0μm 이상인 것만을 TiN으로 한다. 그리고, 60μm(압연 방향 L)×40μm(판 두께 방향 t)의 시야를, 20시야 이상에 대해 관찰하여, TiN의 원상당경(직경)의 모두를 평균 낸 것을, TiN의 평균 원상당경(직경)으로 한다.

인접하는 TiN간의 최단 거리의 평균치：10.0μm 이상

TiN과 페라이트의 계면에 발생한 보이드가 성장하여, 보이드끼리가 결합되어 더 큰 보이드가 되지 않도록 하기 위해, TiN간의 거리를 일정량 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 인접하는 TiN간의 거리의 평균치를 10.0μm 이상으로 한다.

보이드의 성장에 의한 균열 발생을 억제하는 관점에서, 상기 평균치는 15.0μm 이상인 것이 바람직하고, 20.0μm 이상인 것이 보다 바람직하다. 상한은 특별히 설정하지 않지만, 어느 정도의 TiN의 석출은 불가피하므로, 인접 TiN간의 최단 거리의 평균치는 1000μm 이하로 하는 것이 바람직하다.

인접하는 TiN간의 최단 거리의 평균치는, 이하와 같이 하여 구한다. 임의의 TiN을 20개 선택하고, 그와 가장 근접한 TiN까지의 거리를 각각 측정하여, 그 평균치를 산출한다. 또한, TiN간의 최단 거리의 측정은, 평균 원상당경의 측정과 동일하게 구한다.

(C) 기계 특성

나노 경도의 표준 편차：1.0GPa 이하

경질 조직과 연질 조직의 변형능의 차를 작게 함으로써 양 조직의 계면에 발생하는 보이드를 줄이고, 또한 보이드 간격을 둠으로써, 보이드가 결합되어 균열로 성장되는 것을 억제하는 것이 가능해진다. 그래서, 경질 조직과 연질 조직의 변형능의 차에 대응하는 나노 경도차를 가능한 한 저감함으로써, 보이드의 발생을 억제할 수 있다. 본 발명에 있어서는, 연질 조직과 경질 조직의 경도차의 지표로서, 시료 단면(斷面)에 있어서의 나노 경도의 표준 편차를 채용한다.

나노 경도는, 예를 들면, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 측정하는 것이 가능하다. 1mN의 하중에서 100점 이상의 나노 경도를 임의로 측정하여, 그 결과로부터 나노 경도의 표준 편차를 산출할 수 있다.

연질 조직과 경질 조직의 경도차를 감소시켜, 보이드의 발생을 억제하기 위해서는, 나노 경도의 표준 편차는 작은 편이 좋고, 1.0GPa 이하로 한다. 나노 경도의 표준 편차는 0.8GPa 이하인 것이 바람직하다.

인장 강도：780MPa 이상

본 발명에 따른 강판은, 종래의 고버링강과 동등한 780MPa 이상의 인장 강도를 갖는 것이 바람직하다. 인장 강도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 1200MPa, 1150MPa 또는 1000MPa로 해도 된다. 단, 인장 강도는, JIS Z 2241(2011)의 인장 강도를 나타낸다.

균일 연신율과 인장 강도의 곱：7000MPa·% 이상

균일 연신율이 작으면 프레스 성형 시에 네킹에 의한 판 두께 감소가 일어나기 쉬워, 프레스 균열의 원인이 된다. 프레스 성형성을 확보하기 위해, 균일 연신율(u-EL)과 인장 강도(TS)의 곱：TS×u-EL≥7000MPa%를 만족하는 것이 바람직하다. 단, 균일 연신율은, JIS Z 2241(2011)에서 규정하는 시험에 있어서, 공칭 응력 σn과 공칭 변형 εn의 관계에서, 공칭 응력 σn을 공칭 변형 εn로 미분했을 때의 값이 제로가 되는 점의 공칭 변형을 εn0으로 했을 때, 이하의 식으로 나타내어진다.

균일 연신율 (u-EL)=ln(εn0+1)

구멍 확장률과 인장 강도의 곱：50000MPa·% 이상

구멍 확장성이 나쁘면, 신장 플랜지 가공을 했을 때에 재료 흐름성이 나빠 균열을 발생시킬 가능성이 있다. 그 때문에, 구멍 확장성을 확보하기 위해, 구멍 확장률(λ)과 인장 강도(TS)의 곱：(TS)×(λ)≥50000MPa%를 만족하는 것이 바람직하다. 단, 구멍 확장률(λ)은, JIS Z 2256(2010)에 준거한 시험 방법에 의한 구멍 확장률(λ)을 나타낸다.

상당 소성 변형：0.9 이상

상당 소성 변형은, 단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를, 변형 형태가 다른, 단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ와 인장 변형 ε의 관계로 변환하는 것이며, 등방 경화 법칙과 소성 일 공역의 관계를 가정하여, 상수인 변환 계수(κ)를 이용하여 변환한 것이다.

여기서, 등방 경화 법칙이란, 항복 곡선의 형상은, 변형이 진전되어도 변화하지 않는(즉, 상사형으로 팽창되는) 것으로 가정한 가공 경화 법칙이다. 소성 일 공역의 관계란, 가공 경화는 소성 일만의 함수로서 기술되며, 변형 형태에 상관없이 동일한 소성 일(σ×ε)이 부여되었을 때, 동일한 가공 경화량을 나타낸다는 관계이다.

이에 따라, 단순 전단 시험에서의 전단 응력과 전단 소성 변형을, 각각 단축 인장 시험의 인장 응력과 인장 변형으로 변환할 수 있다. 이 관계를 이하에 나타낸다.

단축 인장 시험에서의 인장 응력 σ(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 응력 σs×κ

단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(변환)=단순 전단 시험에서의 전단 소성 변형 εsp/κ

다음에, 전단 응력과 전단 소성 변형의 관계를, 인장 응력과 인장 변형의 관계와 비슷해지도록 변환 계수 κ를 구한다. 예를 들면, 변환 계수 κ는, 이하의 순서로 구할 수 있다. 우선, 단축 인장 시험에서의 인장 변형 ε(실측치)과 인장 응력 σ(실측치)의 관계를 구해 둔다. 이어서, 단축 전단 시험에서의 전단 변형 εs(실측치)와 전단 응력 σs(실측치)의 관계를 구한다.

다음에, κ를 변화시켜, 전단 변형 εs(실측치)로부터 구한 인장 변형 ε(변환)과, 전단 응력 σs(실측치)로부터 구한 인장 응력 σ(변환)를 구해 두고, 인장 변형 ε(변환)이, 0.2%로부터 균일 연신률(u-EL)까지의 사이일 때의, 인장 응력 σ(변환)를 구한다. 이 때의, 인장 응력 σ(변환)와 인장 응력 σ(실측치)의 오차를 구하여, 오차가 최소가 되는 κ를, 최소 제곱법을 이용하여 구한다.

상당 소성 변형 εeq는, 구한 κ를 이용하여, 단순 전단 시험에서의 파단 시의 전단 소성 변형 εsp(파단)를, 단순 인장 시험에서의 인장 변형 ε으로 변환한 것으로서 정의된다.

본 발명에 따른 강판은, 판 단조로 대표되는 고변형 영역에서의 가공 특성이 좋은 것이 특징이며, 상당 소성 변형 εeq가 0.50 이상을 만족하고 있다. 종래의 TRIP강의 상당 소성 변형이 많아 봐야 0.30 정도이므로, 본 발명에 따른 강판의 판 단조성이 양호한 것이 확인되었다.

(D) 치수

판 두께：1.0~4.0mm

본 발명에 따른 강판은, 주로 자동차 등이 주된 용도이며, 그 판 두께 범위는 주로 1.0~4.0mm이다. 이 때문에, 판 두께 범위를 1.0~4.0mm로 해도 된다. 필요에 따라, 하한을 1.2mm, 1.4mm 또는 1.6mm로, 상한을 3.6mm, 3.2mm 또는 2.8mm로 해도 된다.

(E) 제조 방법

발명자들은, 지금까지의 연구에 의해, 하기에 나타내는 (a)로부터 (f)까지의 제조 공정을 순서대로 행함으로써, 본 발명의 열간 압연 강판을 제조할 수 있는 것을 확인하고 있다. 이하, 각 제조 공정에 대해 상세하게 설명한다.

(a) 용제 공정

열간 압연에 선행하는 제조 방법은, 용강의 탈산 방법을 제외하고, 특별히 한정되는 것은 아니다. 탈산 방법으로서는, 이하에 설명하는 순차 탈산을 행함으로써, TiN의 조성 및 크기를 제어할 수 있다. 따라서, 고로 또는 전로 등에 의한 용제에 이어서, 순차 탈산을 포함하는 각종의 2차 제련을 행하여 상술한 성분 조성이 되도록 조정한다. 다음에, 통상의 연속 주조, 박슬래브 주조 등의 방법으로 슬래브를 제조하면 된다. 그 때, 본 발명의 성분 범위로 제어할 수 있으면, 원료에는 스크랩 등을 사용해도 상관없다.

이하에 순차 탈산 방법에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 용강 중의 용존 산소 농도를, 탈산 처리를 행하기 전에 Ti보다 약탈산 원소인 Si량으로 조정하여, Si량과 평형을 이루는 용존 산소 농도를 0.0020~0.0080%로 한다. 이 용존 산소 농도가 0.0020% 미만에서는, 최종적으로 Ti를 포함하는 질화물의 사이즈를 작게 하는데 충분한 양의 복합 산화물이 얻어지지 않는다. 한편, 용존 산소 농도가 0.0080% 초과에서는, 생성된 복합 산화물이 조대화되어 Ti를 포함하는 질화물의 사이즈를 작게 하는 효과를 잃는다.

또, 이 때 Si 함유량이 0.05% 미만에서는, Si와 평형을 이루는 용존 산소 농도가 0.0080% 초과가 된다. 한편, Si 함유량이 0.2% 초과에서는, Si와 평형을 이루는 용존 산소 농도가 0.0020% 미만이 된다. 그 때문에, 탈산 처리를 행하기 이전 단계에서의 Si 함유량은 0.05~0.20%로 하고, 용존 산소 농도는 0.0020~0.0080%로 한다.

다음에, 이 용존 산소 농도의 상태에서, Ti의 최종 함유량이 0.015~0.170%가 되도록 Ti를 첨가하고, 그 후 즉시, Al의 최종 함유량이 0.005~0.020%가 되도록 Al을 첨가하여 탈산 처리를 행한다.

Ti를 첨가한 후의 시간의 경과와 함께, Ti를 첨가했을 때에 생성되는 Ti 산화물은, 성장하여 응집 조대화되어 부상해 버리므로, Al의 첨가는, Ti를 첨가한 후 즉시 행하는 것이 바람직하다.

또한, Al의 첨가량이, Al의 최종 함유량이 0.005% 미만이 되는 양이면, Ti 산화물은 성장, 응집 조대화되어 부상해 버린다. 한편, Al의 첨가량이, Al의 최종 함유량이 0.020% 초과가 되는 양이면, Ti 산화물이 완전히 환원되어 버려, 최종적으로 상술한 복합 산화물이 충분히 얻어지지 않는다.

이어서, Al을 첨가하고 나서 5min 이내에, Ti, Al보다 더 강탈산 원소인 Ca를 첨가하여 탈산한다. 이 때, Ca의 최종 함유량이 0.0005~0.0100%가 되도록 Ca를 첨가하면 된다. 여기서 Ca의 투입량이, Ca의 최종 함유량이 0.0005% 미만이 되는 양이면, 순차 탈산으로 얻어진, Ti, Al, Ca 또는 이들의 산화물의 양이 적어지고, 이들이 핵이 되어 석출되는 TiN의 양도 적어져, 판 단조가 우수한 고강도 열연 강판을 얻을 수 없다.

한편, Ca의 투입량이, Ca의 최종 함유량이 0.0100%를 초과하는 양을 첨가해도 그 효과가 포화되어, Ti, Al, Ca 또는 이들의 산화물의 사이즈가 커짐과 더불어, 그 밀도도 증가해 버린다. 판 단조와 같은 복합적 가공에 있어서, Al 또는 Ca가 포함되어 있는 산화물이 보이드의 기점이 되어, 파괴가 촉진되어 버리므로, Ca의 상한을 0.0100%로 한다.

또한, Ca 대신에, Ca와 동일한, Ti, Al보다 강탈산 원소인 Mg 또는 REM을 이용하여 탈산해도 된다. 즉, Al을 첨가하고 나서 5min 이내에, Mg의 최종 함유량이 0.0005~0.0100%가 되는 범위에서, Ti, Al보다 더 강탈산 원소인 Mg를 첨가하여 탈산해도 된다. 동일하게 Al을 첨가하고 나서 5min 이내에, REM의 최종 함유량이 0.0005~0.1000%가 되는 범위에서, Ti, Al보다 더 강탈산 원소인 REM을 첨가하여 탈산해도 된다.

또한, Ca, Mg 및 REM을 단독으로 첨가하는 것이 아니라, Ca, Mg 및 REM으로부터 선택되는 2종류 이상 복합하여 첨가해도 상관없다.

즉, Al을 첨가하고 나서 5min 이내에, Ca, Mg 및 REM의 최종 합계 함유량이 0.0005 이상이 되고, Ca 및 Mg의 최종 함유량이 0.0100% 이하, REM의 최종 함유량이 0.1000% 이하가 되도록, Ca, Mg 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을 첨가하여 탈산해도 된다.

(b) 가열 공정

제조된 슬래브에 열간 압연을 실시하여, 열간 압연 강판으로 한다. 열간 압연을 행할 때에는, 우선, 슬래브를 가열한다. 가열 공정에 있어서는, 슬래브를 하기 (i) 식으로 나타내어지는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열한다. 연속 주조의 경우에는 한 번 저온까지 냉각한 후, 재차 가열해도 되고, 특별히 냉각하지 않고 연속 주조에 이어서 가열해도 된다. 여기서, SRTmin은, TiC의 용체화 온도를 의미한다.

SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273…(i)

(c) 연속 열연 공정

가열 후는, 가열로에서 추출한 슬래브에 대해 조압연 및 그 후의 다단 마무리 압연을 실시한다. Ti를 포함하는 석출물이 석출되지 않도록, 조압연의 종료 온도는 1100℃ 이상으로 한다. 또, 전술한 바와 같이, 다단 마무리 압연은, 3단 이상의 다단(예를 들면 6단 또는 7단)의 연속 압연으로 행해진다. 그리고, 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형(유효 누적 변형)이, 0.01~0.10이 되도록 다단 마무리 압연을 행한다.

전술한 바와 같이, 유효 누적 변형은, 압연 시의 온도, 압연에 의한 강판의 압하율에 따른 결정립경의 변화와, 결정립이 압연 후의 시간 경과에 따라 정적으로 회복되는 결정립경의 변화를 고려한 지표이다. 유효 누적 변형(εeff)은, 이하의 식으로 구할 수 있다.

유효 누적 변형(εeff)=Σεi(ti, Ti)…(iii)

상기 식 (iii) 중의 Σ는, i=1~3에 대한 총합을 나타낸다.

단, i=1은, 다단 마무리 압연에 있어서 마지막으로부터 1단째의 압연(즉, 최종단 압연)을, i=2는 마지막으로부터 2단째의 압연, i=3은 마지막으로부터 3단째의 압연을, 각각 나타낸다.

여기서, i로 나타내어지는 각 압연에 있어서, εi는 이하의 식으로 나타내어진다.

εi(ti, Ti)=ei/exp((ti/τR)^2/3)…(iv)

ti : 마지막으로부터 i단째의 압연으로부터 최종단 압연 후의 1차 냉각 개시까지의 시간(s)

Ti : 마지막으로부터 i단째의 압연의 압연 온도(K)

ei : 마지막으로부터 i단째의 압연에서 압하하였을 때의 대수 변형

ei=｜ln{1-(i단째의 입측 판 두께-i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)}｜

=｜ln{(i단째의 출측 판 두께)/(i단째의 입측 판 두께)}｜…(v)

τR=τ0·exp(Q/(R·Ti))…(vi)

τ0=8.46×10^-9(s)

Q : Fe의 전위의 이동에 관한 활성화 에너지의 상수=183200(J/mol)

R : 가스 상수=8.314(J/(K·mol))

이와 같이 하여 도출한 유효 누적 변형을 규정함으로써, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어짐과 더불어 나노 경도의 편차가 저감된다. 그 결과로서, 경질 조직과 연질 조직의 계면에 발생하는 보이드의 성장을 억제하여, 보이드가 성장해도 결합되기 어렵게 할 수 있으며, 판 단조해도 균열이 발생하지 않는, 판 단조성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

다단 마무리 압연의 종료 온도, 즉 연속 열연 공정의 종료 온도는, 하기 (ii) 식으로 구해지는 Ar₃을 이용하여, Ar₃(℃)+30℃ 이상의 온도로 하면 된다. 이에 따라 본 발명에서 목적으로 하는 석출 강화 페라이트 및 베이나이트가 얻어지기 때문이다.

Ar₃=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)…(ii)

(d) 제1 (가속) 냉각 공정

다단 마무리 압연 종료 후, 1.00~5.00s 후에 얻어진 열간 압연 강판의 냉각을 개시한다. 그리고, 압연 종료 온도로부터, 650~750℃의 온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지한다.

연속 열연 공정 종료 후로부터 1.00s 미만에서 냉각을 개시하면, 페라이트 변태가 촉진되어, 최종적인 마이크로 조직에 있어서 목적으로 하는 베이나이트 면적률이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 석출물이 조대화되어 본 발명의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 5.00s를 초과하여 냉각을 개시하면 페라이트 변태가 지연되어 목적으로 하는 석출 강화 페라이트의 면적률이 얻어지지 않는다.

또, 제1 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 펄라이트가 생성되기 쉬워진다. 한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과냉각을 회피하기 위해 300℃/s 이하로 하면 된다. 또한, 대기 중에서의 유지 온도가 650℃ 미만이면, 베이나이트가 생성되기 쉬워, 베이나이트 면적률이 커진다. 한편, 대기 중에서의 유지 온도가 750℃를 초과하면, 펄라이트가 생성되기 쉬워진다.

또한, 여기서 말하는 대기 중의 유지란, 열연 강판이 냉각 설비 내에서 공냉 또는 냉각이 최소한으로 제한되는 것을 포함하며, 이 때의 냉각 속도의 하한은 이상적으로는 0℃/s이고, 상한은 8℃/s이다.

(e) 제2 (가속) 냉각 공정

대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위로부터, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 개시 온도가 600℃ 미만에서는, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 미세 Ti 석출물의 석출도 불충분해진다. 한편, 냉각 개시 온도가 740℃를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 진행됨과 더불어, 펄라이트가 생성되어 구멍 확장성이 열화할 우려가 있다. 또, 미세 Ti 석출물이 조대화되어 강도가 저하할 우려가 있다.

또, 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만인 경우도, 펄라이트가 생성되어 구멍 확장성이 열화할 우려가 있다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 열 편차에 의한 열 변형으로 강판이 휘어지는 것이 염려되므로, 1000℃/s 이하로 하면 된다.

(f) 권취 공정

그 후, 냉각된 열간 압연 강판을, 450~650℃의 권취 온도로 권취한다. 권취 공정 후의 조건은, 특별히 한정되지 않는다.

(F) 강제 단조 부품

상기와 같이 하여 얻어진 열연 강판은, 판 단조성이 우수하므로, 당해 열연 강판을 판 단조 등의 단조 가공함으로써, 종래에서는 이룰 수 없었던 고강도를 요하는 복잡 형상의 단조 부품을 얻을 수 있다.

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

실시예 1

표 2 및 3에 나타내는 조건으로 탈산을 행하여, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여, 슬래브를 제작하고, 이 슬래브를, 표 2 및 3에 나타내는 조건으로 열간 압연한 후 냉각하고 나서 권취하여, 열간 압연 강판을 제조하였다. 얻어진 열간 압연 강판의 판 두께를 표 4 및 5에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

［금속 조직］

얻어진 열간 압연 강판의 금속 조직 관찰을 행하여, 각 조직의 면적률의 측정을 행하였다. 구체적으로는, 우선 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 그 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W이고, 또한, 그 강판의 표면으로부터 1/4t인 위치로부터 금속 조직 관찰용의 시험편을 잘라내었다.

그리고, 상기의 시험편의 압연 방향 단면(斷面)(이른바 L 방향 단면(斷面))을 나이탈 에칭하여, 에칭 후에 광학 현미경을 이용해 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행하였다. 그리고 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트의 면적률 A, 펄라이트의 면적률 B, 및 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률 C를 구하였다.

다음에, 나이탈 에칭한 부분을 라펠라 에칭하여, 광학 현미경을 이용해 300μm×300μm의 시야에서 관찰을 행하였다. 그리고, 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트의 합계 면적률 D를 산출하였다. 또한 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭한 시료를 이용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 체적률은 면적률과 거의 동일하므로, 상기 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률 E로 하였다. 면적률 C와 면적률 D의 차로부터 베이나이트의 면적률을, 면적률 E와 면적률 D의 차로부터 마텐자이트의 면적률을 구하였다. 이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 구하였다.

석출 강화 페라이트의 면적률은, 전술한 바와 같이, 상기 시험편을 콜로이달 실리카 연마제로 연마 후, 배율 400배로 160×256μm의 시야를 측정 단계 0.5μm의 측정 조건으로 EBSP 측정하여, KAM법으로 구하였다.

미세 Ti 석출물도, 전술한 바와 같이, 상기 시험편을 전해 연마하여, 삼차원 아톰 프로브 측정법으로 측정하여, 그 원상당경, 개수 밀도를 구하였다.

TiN도, 전술한 바와 같이, 상기 시험편을 배율 1000배로, 60×40μm의 시야를 20시야 관찰하여, 화상 처리에 의해 TiN의 평균 원상당경을 구하였다. 또, TiN끼리의 최단 거리는, 조직 조사와 동일한 개소를 500배의 금속 현미경으로 관찰하여, 구하였다.

［기계 특성］

기계 특성 중 인장 강도 특성(인장 강도(TS), 균일 연신율(u-EL), 구멍 확장률(λ))은, 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝에서부터 판 폭 방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 한 위치에 있어서, 압연 방향에 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로서 채취한 JIS Z 2241(2011)의 5호 시험편을 이용하여, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 평가하였다. 구멍 확장률은, 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치로부터 시험편을 채취하여, JIS Z 2256 2010 기재의 시험 방법에 준거하여 평가하였다.

또한, 이하의 순서에 의해 단순 전단 시험을 행하여, 그 결과에 의거하여 상당 소성 변형을 구하였다.

단순 전단 시험의 시험편은, 강판의 판 폭을 W로 했을 때에, 판의 한쪽 끝에서부터 판 폭 방향으로 1/4W 혹은 3/4W 중 어느 한 위치에 있어서, 압연 방향에 직행하는 방향(폭 방향)을 길이 방향으로서 채취한다. 도 1(a)에 시험편의 일례를 나타낸다. 도 1에 나타내는 단순 전단 시험의 시험편은, 판 두께가 2.0mm가 되도록 양면을 균등하게 연삭하여 판 두께를 맞추고, 강판의 폭 방향으로 23mm, 강판의 압연 방향으로 38mm인 직사각형의 시험편이 되도록 가공하였다.

시험편의 장편(長片)측(압연 방향)을, 단편(短片) 방향(폭 방향)을 향해 10mm씩 양측의 처킹부(2)를 처킹하여, 시험편의 중앙에, 3mm의 전단폭(전단 변형 발생부(1))을 형성하도록 하였다. 또한, 판 두께가 2.0mm 미만인 경우는, 연삭하지 않고, 판 두께는 그대로 시험을 하였다. 또, 시험편의 중앙에는, 단편 방향(폭 방향)으로 펜 등으로 직선의 표시를 하였다.

그리고, 처킹한 장변측을, 장편 방향(압연 방향)으로, 서로 역방향이 되도록 움직임으로써, 전단 응력 σs를 부하하여, 시험편에 전단 변형을 가하였다. 도 1(b)에, 전단 변형을 한 시험편의 일례를 나타낸다. 전단 응력 σs는, 하기 식에 의해 구하는 공칭 응력이다.

전단 응력 σs=전단력/(강판의 압연 방향의 시험편의 길이×시험편의 판 두께)

또한, 전단 시험에서는 시험편의 길이 및 판 두께가 변화하지 않으므로, 전단 공칭 응력≒전단 진응력이라고 생각해도 된다. 전단 시험 중, 시험편 중앙에 그린 직선을 CCD 카메라에 의해 촬영하여, 그 기울기 θ를 계측하였다(도 1(b) 참조). 이 기울기 θ로부터, 하기의 식을 이용하여, 전단 변형에 의해 발생한, 전단 변형 εs를 구하였다.

전단 변형 εs=tan(θ)

또한, 단순 전단 시험에는, 단순 전단 시험기(최대 변위 8mm)를 이용하였다. 그 때문에, 시험기의 스트로크(변위)의 한계가 있다. 또, 시험편의 단부 또는 척부에서의 균열의 발생에 의해, 1회의 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행할 수 없는 경우가 있다. 그래서, 전술한 바와 같이, 전단 시험 하중의 부하, 하중의 제하(除荷), 시험편의 척부 단부를 직선으로 절제, 하중의 재부하와 같은 일련의 작업을 반복하는, 「다단 전단 시험법」을 채용하였다.

이들 다단계의 전단 시험 결과를 직렬적으로 연결하여, 연속된 하나의 단순 전단 시험 결과로서 평가하기 위해, 각 단계의 전단 시험에서 얻어진 전단 변형(εs)으로부터, 전단 탄성률을 고려한 전단 탄성 변형(εse)을 뺀, 전단 소성 변형(εsp)을 하기와 같이 구하여, 각 단계의 전단 소성 변형(εs)을 모아 하나로 연결하였다.

전단 소성 변형 εsp=전단 변형 εs-전단 탄성 변형 εse

전단 탄성 변형 εse=σs/G

σs : 전단 응력

G : 전단 탄성률

여기서, G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)로 하였다.

E(영률(세로 탄성 계수))=206000(MPa)

푸아송비(ν)=0.3

단순 전단 시험에서는, 시험편이 파단될 때까지 시험을 행한다. 이와 같이 하여, 전단 응력 σs와 전단 소성 변형 εsp의 관계를 추적할 수 있다. 그리고, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형이 εspf이다.

상기 단순 전단 시험에서 얻어진 전단 응력 σs와, 시험편이 파단될 때의 전단 소성 변형 εspf의 관계로부터, 전술한 방법에 의해, 변환 계수 κ를 이용하여, 상당 소성 변형 εeq를 구하였다.

다음에, 나노 경도의 표준 편차의 측정을 행하였다. 금속 조직 관찰용의 시험편을 재차 연마하여, 1mN의 하중(재하(載荷)) 10s, 제하 10s)에서, 압연 방향에 평행한 단면(斷面) 내의, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)에 대해, 25μm×25μm의 측정 영역을 5μm 간격으로 측정하였다. 그 결과로부터, 나노 경도의 평균치 및 나노 경도의 표준 편차를 산출하였다. 나노 경도의 측정은, Hysitron사제 TriboScope/TriboIndenter를 이용하여 실시하였다.

이들 측정 결과를 표 4 및 5에 아울러 나타낸다.

표 4 및 5로부터도 확인되는 바와 같이, 본 발명에 따른 열간 압연 강판이면, 인장 강도(TS)가 780MPa 이상, 균일 연신율 u-EL과 인장 강도 TS의 곱(TS×u-EL)이 7000MPa·% 이상, 구멍 확장률 λ과 인장 강도 TS의 곱(TS×λ)이 50000MPa·% 이상을 가지며, 밸런스가 맞춰진 특성을 갖는 열연 강판이 얻어진다. 또, 본 발명에 따른 열연 강판은, 상당 소성 변형도 0.90(90%)을 초과하여, 판 단조 등의 고변형역 가공에도 견딜 수 있는 강판인 것이 확인되었다.

[산업상의 이용 가능성]

본 발명에 의하면, 고버링강으로서의 기본적 기능인 양호한 구멍 확장성을 유지하면서, 판 단조성이 우수한 열간 압연 강판을 얻는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명에 따른 열간 압연 강판은, 널리, 기계 부품 등에 이용할 수 있다. 특히, 판 단조 등의 고변형역에서의 가공을 갖는 강판의 가공에 적용함으로써, 그 현저한 효과를 얻을 수 있다.

1 : 전단 변형 발생부
2 : 처킹부

Claims

강판의 화학 조성이, 질량%로,
C：0.020~0.070%,
Si：0.05~1.70%,
Mn：0.60~2.50%,
Al：0.005~0.020%,
N：0.0030% 초과 0.0060% 이하,
P：0.050% 이하,
S：0.005% 이하,
Ti：0.015~0.170%,
O：0.0010~0.0100%,
Nb：0~0.100%,
V：0~0.300%,
Cu：0~2.00%,
Ni：0~2.00%,
Cr：0~2.00%,
Mo：0~1.00%,
B：0~0.0100%,
Ca：0~0.0100%,
Mg：0~0.0100%,
REM：0~0.1000%,
Zr：0~1.000%,
Co：0~1.000%,
Zn：0~1.000%,
W：0~1.000%,
Sn：0~0.050%, 및,
잔부：Fe 및 불순물이며,
하기 (i) 식을 만족하고,
상기 강판의 압연 방향과 수직인 단면(斷面)에 있어서, 상기 강판의 폭 및 두께를 각각 W 및 t로 했을 때에, 상기 강판의 단면(端面)으로부터 1/4W 또는 3/4W이고, 또한, 상기 강판의 표면으로부터 1/4t 또는 3/4t의 위치에 있어서의 금속 조직이, 면적%로,
페라이트 : 5~70%,
베이나이트 : 30~95%,
잔류 오스테나이트 : 2% 이하,
마텐자이트 : 2% 이하, 및,
펄라이트：1% 이하이고, 또한,
페라이트 및 베이나이트의 합계 : 95% 이상이며,
상기 페라이트는, 입내에 Ti를 포함하는 석출물을 가지며,
상기 Ti를 포함하는 석출물의 개수 밀도가, 1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶개/cm³이고,
상기 강판 중에 TiN 석출물이 포함되며,
상기 TiN 석출물의 평균 원상당경이 1.0~10.0μm이고,
인접하는 상기 TiN 석출물간의 최단 거리의 평균치가 10.0μm 이상이며,
나노 경도의 표준 편차가 1.00GPa 이하인,
열간 압연 강판.
Ca+Mg+REM≥0.0005 …(i)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
청구항 1에 있어서,
상기 Ti를 포함하는 석출물의 평균 원상당경이 1.00~3.00nm인, 열간 압연 강판.
청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
인장 강도가 780MPa 이상이고,
균일 연신율과 인장 강도의 곱이 7000MPa·% 이상이며,
구멍 확장률과 인장 강도의 곱이 50000MPa·% 이상인, 열간 압연 강판.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판을 제조하는 방법으로서,
용제(溶製) 공정을 행한 후에, 청구항 1에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하고, 그 슬래브에 대해, 가열 공정, 연속 열연 공정, 제1 냉각 공정, 제2 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고,
상기 용제 공정에 있어서, 용강의 Si 함유량을 0.05~0.20%로 하고, 용존 산소 농도를 0.0020~0.0080%로 한 후, 탈산 처리를 행하고,
상기 탈산 처리에 있어서, Ti를 첨가한 후에 Al을 첨가하고, 이어서 Ca, Mg 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을 첨가하며,
상기 가열 공정에 있어서, 상기 슬래브를 하기 (i) 식으로 나타내어지는 SRTmin℃ 이상, 1260℃ 이하의 온도로 가열하고,
상기 연속 열연 공정은, 조압연과 3단 이상의 다단 마무리 압연을 포함하며,
상기 조압연의 종료 온도가 1100℃ 이상이고,
상기 다단 마무리 압연에 있어서의 최종 3단의 압연에 있어서의 누적 변형이, 0.01~0.10이며,
상기 다단 마무리 압연의 압연 종료 온도가, 하기 (ii) 식으로 구해지는 Ar₃+30℃ 이상의 온도이고,
상기 제1 냉각 공정에서는, 상기 다단 마무리 압연이 종료된 후, 1.00~5.00s 후에 냉각을 개시하여, 상기 압연 종료 온도로부터 650~750℃의 온도 범위까지, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 대기 중에서 1~10s 유지하며,
상기 제2 냉각 공정에서는, 상기 대기 중에서의 유지 후에, 600~740℃의 온도 범위로부터, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고,
상기 권취 공정에서는, 450~650℃의 귄취 온도로 권취하는, 열간 압연 강판의 제조 방법.
SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273 …(i)
Ar₃=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni) …(ii)
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 열간 압연 강판 중의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유되지 않는 경우는 0을 대입하는 것으로 한다.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판으로부터 얻어지는, 강제 단조 부품.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 강판에 대해, 적어도 단조 가공을 실시하는, 강제 단조 부품의 제조 방법.