KR20200011475A

KR20200011475A - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20200011475A
Application number: KR1020197038117A
Authority: KR
Inventors: 미츠루 요시다; 노부사토 고지마; 유우키 간자와; 고오헤이 가미야
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2017-07-07
Filing date: 2018-07-06
Publication date: 2020-02-03
Also published as: EP3650569A1; WO2019009410A1; EP3650569A4; KR102269845B1; US20210140005A1; JP6465266B1; TWI679285B; JPWO2019009410A1; CN110832098A; BR112019027154A2; EP3650569B1; US11313009B2; TW201907014A; CN110832098B

Abstract

본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께 1/4 깊이 위치에 있어서, 페라이트의 면적률이 10 내지 55％이며, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 45 내지 90％이며, 상기 페라이트, 상기 베이나이트 및 상기 마르텐사이트의 합계 면적률이 90％ 이상이며, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하이며, 판 두께 중심부에서 측정한 집합 조직에 있어서, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 최대 극밀도가 8.0 이하이며, 또한, {211} <011>과 {332} <113>의 극밀도의 합계가 10.0 이하이며, 인장 강도가 950MPa 이상이다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 자동차용, 가전용, 기계 구조용, 건축용 등의 용도에 사용되는 소재로서 적합한, 가공성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2017년 7월 7일에, 일본에 출원된 일본 특허출원 제2017-133889호 에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차를 비롯한 수송용 기계나 각종 산업 기계의 구조 부재 등의 소재로서 제공되는 강판에는, 강도, 신장이나 신장 플랜지성 등의 가공성, 저온 인성, 또한 그 특성들의 균일성 등 다양한 특성이 요구된다.

특히, 자동차의 내판 부재, 구조 부재, 섀시 부재 등의 부품에 사용되는 강판은, 그 용도에 따라서, 신장 플랜지성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성, 내충격성 및 내식성 등이 요구된다. 이들 재료 특성과 고강도를 고차원으로 밸런스 좋게 발휘시키는 것이, 상기와 같은 부재에 대해서 사용되는 강판에 요구된다. 또한, 상기와 같은 부재에 대해서 사용되는 강판은, 성형되고, 부재의 부품으로서 자동차에 설치된 후에, 충돌 등에 따른 충격을 받아도 파괴되기 어려운 특성을 가질 필요가 있다. 특히, 사용 온도가 낮은 한랭지에서는, 부재가 취화되기 쉬워지기 때문에, 내충격성 확보를 위해서는, 강판의 저온 인성도 향상시킬 필요성이 있다. 저온 인성은, vTrs(샤르피 파면 천이 온도) 등으로 규정되는 특성이다. 상기 부재의 부품에 사용되는 박강판에는, 우수한 가공성뿐만 아니라, 저온 인성이 매우 중요한 특성으로서 요구된다.

우수한 연성이 얻어지는 강판으로서, 연질의 페라이트 상과 경질의 마르텐사이트 상의 복합 조직으로 구성되는 Dual Phase 강판(이하 'DP 강')이 알려져 있다. DP 강은 연성이 우수한 한편, 현저하게 경도가 상이한 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 계면으로부터 보이드가 발생하여 균열이 생기므로, 구멍 확장성이 떨어지는 경우가 있었다.

특허문헌 1에서는, 면적률로, 베이니틱 페라이트를 90％ 이상, 마르텐사이트를 5％ 이하, 베이나이트를 5％ 이하로 함으로써, 신장과 구멍 확장성(신장 플랜지성)을 개선한, 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 열연 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 1에 기재된 발명에서는, 베이니틱 페라이트를 주체로 하고 있기 때문에 충분한 신장이 얻어지지 않는 경우가 있다.

특허문헌 2에서는, 베이나이트를 면적률로 90％ 이상으로 한 다음, 잔부를 마르텐사이트, 오스테나이트, 페라이트로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 모상 조직으로 하고, 또한 조직 중에 분산되는 시멘타이트의 함유량과 평균 입경을 제어함으로써 구멍 확장성(신장 플랜지성)을 개선한, 인장 강도 980MPa 이상의 열연 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에 기재된 발명에서는, 천이비등 영역인 330 내지 470℃에서 권취를 행하고 있기 때문에, 판면 내의 온도 변동에 기인한 특성 변동이 발생하는 경우가 있다.

특허문헌 3에서는, 페라이트 분율이 50 내지 95％이며, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 이루어지는 경질 제2 상의 분율이 5 내지 50％이며, 탄화물 형성 원소의 함유량의 상호 관계나, 탄화물 형성 원소와 C 함유량의 관계를 소정의 범위로 한 다음, 석출물의 평균 입경, 석출물의 분율을 규정한, 피로 특성이 우수한 열연 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에 기재된 발명에서는, 연질의 페라이트를 주체로 하여, 미세 탄화물의 석출 강화에 의해 강도를 확보하고 있기 때문에, 충분한 저온 인성이 얻어지지 않는 경우가 있다.

특허문헌 4에서는, 마르텐사이트가 20 내지 60％이며, 페라이트가 40％ 이상, 상기 마르텐사이트와 상기 페라이트의 합계 면적률이 90％ 이상이며, 상기 마르텐사이트의 평균 입경이나, 상기 마르텐사이트의 경도와 상기 페라이트의 경도의 비를 소정의 범위 내로 한, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 열연 강판이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 기재된 발명에서는, 마무리 압연의 말기에 있어서의 소요 시간이 짧기 때문에, 집합 조직이 발달하여, 충분한 신장 및 신장 플랜지성이 얻어지지 않는 경우가 있다.

일본 특허공개 제2008-255484호 공보 일본 특허공개 제2014-205890호 공보 일본 특허공개 제2009-84648호 공보 국제 공개 제2017/085841호

본 발명은, 상술한 과제를 감안하여 이루어진 것으로, 고강도이며, 또한 신장, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 열연 강판 및 그 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 열연 강판의 화학 조성 및 제조 조건의 최적화에 의해, 열연 강판의 집합 조직과 마이크로 조직을 제어함으로써, 고강도이며, 또한 신장, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 열연 강판을 제조할 수 있다는 사실을 알게 되었다.

본 발명의 요지는, 다음과 같다.

〔1〕 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은,

질량％로,

C: 0.02 내지 0.20％,

Si: 0.005 내지 2.00％,

Mn: 1.30 내지 2.40％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

sol.Al: 0.001 내지 1.00％,

Ti: 0.030 내지 0.200％,

N: 0.0010 내지 0.0100％,

Nb: 0 내지 0.100％,

V: 0 내지 0.50％,

Mo: 0 내지 0.50％,

Cu: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 1.00％,

Cr: 0 내지 2.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ca: 0 내지 0.0100％,

Mg: 0 내지 0.0100％, 및

REM: 0 내지 0.0100％

를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,

표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 페라이트의 면적률이 10 내지 55％이며, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 45 내지 90％이며, 상기 페라이트, 상기 베이나이트 및 상기 마르텐사이트의 합계 면적률이 90％ 이상이며, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하이며,

판 두께 중심부에서 측정한 집합 조직에 있어서, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 최대 극밀도가 8.0 이하이며, 또한, {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계가 10.0 이하이며,

인장 강도가 950MPa 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.

〔2〕 상기 〔1〕에 기재된 열연 강판은,

상기 화학 조성이, 질량％로,

Nb: 0.001 내지 0.100％,

V: 0.005 내지 0.50％,

Mo: 0.001 내지 0.50％,

Cu: 0.02 내지 1.00％,

Ni: 0.02 내지 1.00％,

Cr: 0.02 내지 2.00％, 및

B: 0.0001 내지 0.0100％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

〔3〕 상기 〔1〕 또는 〔2〕에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,

Ca: 0.0002 내지 0.0100％,

Mg: 0.0002 내지 0.0100％, 및

REM: 0.0002 내지 0.0100％

〔4〕 상기 〔1〕 내지 〔3〕 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판은,

r값의 면내 이방성의 절댓값 |Δr|이 0.35 이하여도 된다.

단, Δr=(r₀+r₉₀-2×r₄₅)/2

이며, r₀: 압연 방향의 r값, r₉₀: 압연 직교 방향의 r값, r₄₅: 압연 방향에 대해서 45° 방향의 r값이다. 또한, r값은 랭크포드(Lankford)값을 의미한다.

〔5〕 상기 〔1〕 내지 〔4〕 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판을 제조하는 데 있어서, 상기 〔1〕 내지 〔3〕 중 어느 한 항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 슬래브 또는 강편에 다(多) 패스 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는, 본 발명의 다른 양태에 관한 열연 강판의 제조 방법이며,

상기 다 패스 열간 압연에 있어서의 가열 온도를 1150 내지 1350℃로 하고,

마무리 온도를 단위 ℃에서 FT로 표시했을 때, 상기 FT+50℃ 초과 내지 상기 FT+150℃ 간의 합계 압하율을 50％ 이상, 상기 FT 내지 상기 FT+50℃ 간의 합계 압하율을 40 내지 80％, 상기 FT 내지 상기 FT+50℃ 간의 압연에 요하는 시간을 0.5 내지 10.0초로 하고,

상기 FT+50℃ 초과 내지 상기 FT+150℃ 및 상기 FT 내지 상기 FT+50℃의 각각의 온도역에 있어서 2 패스 이상의 압연을 행하고,

상기 FT를, 식 (1)에 의해 구해지는 Ar₃ 이상, 또한 식 (2)에 의해 구해지는 TR 이상, 또한 1100℃ 이하로 하여 마무리 압연을 완료한 후, 3.0초 이내에 수랭을 개시하여, 상기 FT 내지 750℃의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하고,

750 내지 600℃의 온도역에서 5 내지 20초 간 체재시킨 후,

600℃로부터 식 (3)에 의해 구해지는 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지, 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.

Ar₃(℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)

TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)

Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)

단, 상기 식 (1) 내지 (3) 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량을 나타낸다.

〔6〕 상기 〔5〕에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 Ms로부터 상기 Ms 미만의 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 80℃/s 이상으로 해도 된다.

〔7〕 상기 〔5〕 또는 〔6〕에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 마무리 압연 완료 후, 0.3초 이내에 수랭을 개시하여, 상기 FT 내지 상기 FT-40℃까지의 평균 냉각 속도가 100℃/s 이상인 냉각을 행해도 된다.

〔8〕 상기 〔7〕에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 FT 내지 상기 FT-40℃까지의 평균 냉각 속도가 100℃/s 이상인 냉각을 행하는 공정을, 압연 스탠드 간에서 행해도 된다.

본 발명에 따르면, 고강도이며, 또한 신장, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 열연 강판 및 그 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공 할 수 있다. 본 발명에 관한 열연 강판을 자동차의 내판 부재, 구조 부재, 섀시 부재 등의 부품의 소재로서 사용하면, 부품 형상으로 가공하는 것이 용이하며, 극한랭지에서의 사용에도 견딜 수 있기 때문에, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판(이하, 단순히 '강판'이라 기재하는 경우가 있음) 및 그 제조 방법에 대하여 이하에 상세히 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 강의 화학 조성에 관한 ％는 모두 질량％이다.

<강의 화학 조성>

(C: 0.02 내지 0.20％)

C는, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질 상이나 Ti 탄화물을 생성시킴으로써, 강의 강도를 높이는 작용을 갖는다. C 함유량이 0.02％ 미만이면 상기 작용을 충분히 발휘시키는 것이 곤란하다. 따라서, C 함유량은 0.02％ 이상, 바람직하게는 0.04％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.20％ 초과이면, 강판의 신장 플랜지성이나 저온 인성이 현저하게 열화된다. 또한, 열간 압연 후의 페라이트 변태가 현저하게 지연되어, 원하는 양의 페라이트가 얻기 어려워진다. 또한, 용접성의 열화가 현저해진다. 따라서, C 함유량은 0.20％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이하, 보다 바람직하게는 0.12％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

(Si: 0.005 내지 2.00％)

Si는, 페라이트 변태를 촉진시킴과 함께 시멘타이트 석출을 억제하는 작용을 갖는다. 또한, Si는, 고용 강화에 따른 강의 강도를 향상시키는 작용도 갖는다. Si 함유량이 0.005％ 미만이면, 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.40％ 이상, 보다 바람직하게는 0.80％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 2.00％ 초과이면, 열간 압연 공정에서의 표면 산화에 의해, 강판의 표면 성상이 현저하게 열화된다. 따라서, Si 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.30％ 이하이다.

(Mn: 1.30 내지 2.40％)

Mn은, 고용 강화 및 켄칭성을 높임으로써 강의 강도를 높이는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1.30％ 미만이면, 950MPa 이상의 강판의 강도가 얻기 어려워진다. 따라서, Mn 함유량은 1.30％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 2.40％ 초과이면, 열간 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 과도하게 지연됨으로써, 원하는 양의 페라이트가 얻기 어려워진다. 또한, 마르텐사이트 및 베이나이트의 경질화에 의해, 마르텐사이트 및 베이나이트와 연질의 페라이트의 경계 근방에 있어서 균열이 용이하게 발생함으로써, 강판의 신장 플랜지성이나 인성이 저하된다.

본 발명자들은, Mn을 다량으로 함유시키면, 강판의 r값의 면내 이방성의 증가와 함께, 신장 플랜지성이 저하되는 경우가 있다는 것을 알게 되었다. 이 이유는 명확하지 않지만, Mn을 다량으로 함유시킴으로써, MnS가 다량으로 석출되는 것, 및 Mn 편석에 기인한 열간 압연 중의 재결정이나, 마무리 압연 후의 페라이트 변태에 국소적인 변동이 발생하는 것이 원인이라고 추측된다. 이상의 점에서, 원하는 양의 페라이트를 얻으면서, 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판을 안정적으로 제조하기 위해서, Mn 함유량은 2.40％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.10％ 이하, 보다 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 더 바람직하게는 1.90％ 이하이다.

(P: 0.100％ 이하)

P는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 열연 강판의 신장 플랜지성이나 저온 인성을 저하시키는 작용을 갖는다. 그 때문에, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.020％ 이하이다. P는 원료로부터 불순물로서 혼입되지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 신장 플랜지성이나 저온 인성을 확보하는 데 있어서는, P의 함유량은 보다 낮은 편이 바람직하다. 단, P 함유량을 과잉으로 저감하면, 제조 비용이 증가한다. 제조 비용의 관점에서는, P 함유량의 하한은 바람직하게는 0.001％, 보다 바람직하게는 0.005％이다.

(S: 0.0100％ 이하)

S는, 불순물로서 함유되는 원소이며, 열연 강판의 가공성을 저하시키는 작용을 갖는다. 그 때문에, S 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.0030％ 이하이다. S는 원료로부터 불순물로서 혼입되지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없으며, 가공성을 확보하는 관점에서는 S의 함유량은 보다 낮은 편이 바람직하다. 단, S 함유량을 과잉으로 저감시키면, 제조 비용이 증가한다. 제조 비용의 관점에서는, S 함유량의 하한은 바람직하게는 0.0001％, 보다 바람직하게는 0.0005％, 보다 더 바람직하게는 0.0010％이다.

(sol.Al: 0.001 내지 1.00％)

Al은, 제강 단계에서 탈산에 의해 강을 청정화하며, 또한 페라이트 변태를 촉진시키는 작용을 갖는다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이상, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편, sol.Al 함유량을 1.00％ 초과로 하여도, 상기 작용에 따른 효과가 포화됨과 함께, 비용 상승을 초래한다. 따라서, sol.Al 함유량은 1.00％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하, 보다 바람직하게는 0.60％ 이하이다. 또한, sol.Al은 산가용성 Al을 의미한다.

(Ti: 0.030 내지 0.200％)

Ti는, Ti 질화물을 형성하여 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. 또한, Ti는, 탄화물을 석출시켜, 강을 강화시키는 작용을 갖는다. Ti 함유량이 0.030％ 미만이면 상기 작용이 발휘되기 어려워진다. 따라서, Ti 함유량은 0.030％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.040％ 이상, 보다 바람직하게는 0.060％ 이상이다. 한편, Ti를 과잉으로 함유시키면, 조대한 질화물이나 탄화물이 생성됨으로써, 강판의 신장 플랜지성이나 인성이 저하된다. 또한, Ti는 오스테나이트의 재결정 온도를 높이는 작용도 갖기 때문에, Ti를 과잉으로 함유시키면, 재결정 온도가 과잉으로 높아져서, r값의 이방성이 증가함으로써, 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.160％ 이하, 보다 바람직하게는 0.140％ 이하이다.

(N: 0.0010 내지 0.0100％)

N은, Ti 질화물을 형성하여 슬래브 재가열 시 및 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 마이크로 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.0010％ 미만이면 상기 작용을 발휘시키는 것이 곤란해진다. 따라서, N 함유량은 0.0010％ 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 한편, N 함유량이 0.0100％ 초과이면, 조대한 Ti 질화물을 형성하여, 강판의 신장 플랜지성을 열화시킨다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.

(Nb: 0 내지 0.100％)

Nb는 임의 원소이다. Nb는, 열연 강판의 결정 입경의 조대화를 억제함과 함께, 페라이트 입경을 미세화하여, NbC의 석출 강화에 의해 열연 강판의 강도를 높이는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 한편, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, 전술한 효과가 포화됨과 함께, 열간 마무리 압연의 압연 하중의 증가를 야기시키는 경우가 있다. 그 때문에, Nb 함유량은, 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

(V: 0 내지 0.50％)

V는 임의 원소이다. V는, 강 중에 고용하여 열연 강판의 강도를 높임과 함께, 탄화물이나 질화물, 탄질화물 등으로서 강 중에 석출되고, 석출 강화시키는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, V 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 한편, V 함유량이 0.50％를 초과하면 강판의 인성 저하를 야기시키는 경우가 있다. 그 때문에, V 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Mo: 0 내지 0.50％)

Mo는 임의 원소이다. Mo는, 강의 ?칭성을 높임과 함께, 탄화물이나 탄질화물을 형성하여 열연 강판을 고강도화시키는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Mo 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면, 슬래브의 균열 감수성이 높아지는 경우가 있다. 그 때문에, Mo의 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Cu: 0 내지 1.00％)

Cu는 임의 원소이다. Cu는, 강의 인성을 개선하는 효과와 강도를 높이는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Cu 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.08％ 이상이다. 한편, Cu를 과잉으로 함유시키면 강판의 용접성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Cu 함유량은, 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Ni: 0 내지 1.00％)

Ni는 임의 원소이다. Ni는, 강의 인성을 개선하는 효과와 강도를 높이는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Ni 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.10％ 이상이다. 한편, Ni를 과잉으로 함유시키면 합금 비용이 늘어나고, 또한, 강판의 용접 열 영향부의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

(Cr: 0 내지 2.00％)

Cr은 임의 원소이다. Cr은, 강의 켄칭성을 높임으로써 마르텐사이트 등의 생성을 촉진하는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻을 경우, Cr 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 한편, Cr을 과잉으로 함유시키면, 열간 압연 후의 냉각 과정에 있어서의 페라이트 변태가 과도하게 지연되어버려, 원하는 양의 페라이트가 얻기 어려워지는 경우가 있다. 그 때문에, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 더 바람직하게는 1.00％ 이하, 특히 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

(B: 0 내지 0.0100％)

B는 임의 원소이다. B는, 입계 강도를 높임과 함께, 강의 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. 또한, B는, 질화물에 의해 강을 석출 강화시키는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이다. 한편, 0.0100％를 초과해서 B를 함유시켜도 상기 효과가 포화됨과 함께, 합금 비용이 증가한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.0030％ 이하, 특히 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.

(Ca: 0 내지 0.0100％)

Ca는 임의 원소이다. Ca는 용강 중에 미세한 산화물을 다수 분산시켜, 강판의 금속 조직을 미세화시키는 효과를 갖는다. 또한, Ca는, 용강 중의 S를 구 형상의 CaS로서 고정시켜, MnS 등의 연신 개재물의 생성을 억제함으로써, 열연 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Ca 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.0005％ 이상이다. 한편, Ca 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중의 CaO가 증가되어, 강판의 인성에 악영향을 미치는 경우가 있다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

(Mg: 0 내지 0.0100％)

Mg는 임의 원소이다. Mg는 Ca와 마찬가지로 용강 중에 산화물이나 황화물을 형성하여, 조대한 MnS의 형성을 억제하고, 미세한 산화물을 다수 분산시켜, 강판의 조직을 미세화하는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, Mg 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 한편, Mg 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강 중의 산화물이 증가하여, 강판의 인성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Mg 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

(REM: 0 내지 0.0100％)

REM은 임의 원소이다. REM도 Ca와 마찬가지로, 용강 중에 산화물이나 황화물을 형성하여, 조대한 MnS의 형성을 억제하고, 미세한 산화물을 다수 분산시켜, 강판의 조직을 미세화하는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻을 경우, REM 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.0005％ 이상이다. 한편, REM 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중의 산화물이 증가되어, 강판의 인성에 악영향을 미치는 경우가 있다. 그 때문에, REM 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 더 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

여기서, REM(희토류)은, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17원소를 가리킨다. 또한, 본 실시 형태에서는, REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 조성은, 이상의 원소 외에, Fe 및 불순물로 이루어진다. 본 실시 형태에 있어서 불순물은, 원재료에 포함되는 성분, 혹은 제조의 과정에서 혼입되는 성분이며, 의도적으로 강에 함유시킨 것이 아닌 성분임을 의미한다.

<집합 조직 이외의 강 조직>

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 페라이트의 면적률, 「베이나이트 및 마르텐사이트」의 합계 면적률, 「페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트」의 합계 면적률, 평균 결정 입경의 범위를 규정한다. 여기서, 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률이나 결정 입경에 대하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치의 강 조직을 규정하는 것은, 이 깊이 위치가, 강판의 표면과 판 두께 중심 위치의 중간점이며, 집합 조직 이외에 대해서는, 당해 위치에 있어서의 강 조직이, 열연 강판의 강 조직을 대표하기(열연 강판 전체가 평균적인 강 조직을 나타내기) 때문이다.

본 실시 형태에 있어서, 페라이트는, 폴리고날 페라이트 외에, 침상형 페라이트 및 의사 폴리고날 페라이트를 포함하고, 펄라이트 조직을 구성하는 페라이트나 베이나이트 조직을 구성하는 베이니틱 페라이트는 포함하지 않는다. 본 실시 형태에 있어서 베이니틱 페라이트는, 베이나이트로서 취급한다.

이하에, 각각의 범위를 규정한 이유에 대하여 설명한다.

(페라이트의 면적률: 10 내지 55％)

연질의 페라이트 상은, 강판이 양호한 연성을 얻기 위해서 필요한 조직이다. 페라이트의 면적률이 10％ 미만이면, 강판의 신장이 저하된다. 따라서, 페라이트의 면적률은 10％ 이상으로 한다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 15％ 이상이다. 한편, 페라이트가 과잉으로 석출되면, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에서는, 950MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 55％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 40％ 미만, 보다 바람직하게는 38％ 이하, 특히 바람직하게는 36％ 이하이다.

(베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률: 45 내지 90％)

경질의 베이나이트나 마르텐사이트는 고강도를 얻기 위해서 필요한 조직이다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 45％ 미만이면, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에서 950MPa 이상의 인장 강도를 얻는 것은 곤란하다. 따라서, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률은 45％ 이상으로 한다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률은, 바람직하게는 60％ 초과이며, 보다 바람직하게는 62％ 이상, 더욱 바람직하게는 64％ 이상이다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, 마르텐사이트에는, 오토 템퍼된 템퍼링 마르텐사이트도 포함되고, 베이나이트에는, 베이니틱 페라이트가 포함된다. 한편, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 90％를 초과하면, 페라이트의 면적률이 부족하여, 강판의 가공성이 얻어지지 않고 신장이 저하된다. 그 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률은 90％ 이하로 한다. 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률은, 바람직하게는 85％ 이하이다.

(페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률: 90％ 이상(기타 조직: 10％ 이하))

페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 이외의, 임의의 조직인 기타 조직으로서, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및 입계 시멘타이트 등이 있다. 기타 조직의 면적률이 10％를 초과하면, 이들 조직이 균열 기점으로 되고, 강판의 신장 플랜지성이나 저온 인성이 저하된다. 따라서, 기타 조직의 면적률은 10％ 이하로 한다. 기타 조직의 면적률은, 바람직하게는 8％ 이하, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다. 기타 조직의 면적률은 0％여도 상관없다. 환언하면, 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트의 합계 면적률은 90％ 이상으로 하고, 바람직하게는 92％ 이상이며, 보다 바람직하게는 95％ 이상이며, 100％여도 상관없다.

기타 조직 중의 잔류 오스테나이트는, 펀칭 등의 예가공에 의해 매우 경질의 마르텐사이트로 변태함으로써 강판의 신장 플랜지성을 현저하게 열화시킨다. 그 때문에, 기타 조직 중에서도 특히, 잔류 오스테나이트의 면적률을 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 2％ 이하, 보다 더 바람직하게는 1％ 이하이고, 특히 바람직하게는 0％이다.

(평균 결정 입경: 12.0㎛ 이하)

페라이트 입경 및 마르텐사이트나 베이나이트의 블록 직경의 평균 결정 입경이 조대하면, 파단 시의 파면 단위가 커져서, 강판의 저온 인성이 저하된다. 따라서, 평균 결정 입경은 12.0㎛ 이하로 한다. 평균 결정 입경은, 바람직하게는 10.0㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 7.0㎛ 이하이다. 평균 결정 입경은 작을수록 바람직하므로 하한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 통상의 열간 압연에서는 평균 결정 입경이 1.0㎛를 하회하는 세립화는 기술적으로 곤란하기 때문에, 일반적으로는 1.0㎛ 이상이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 평균 결정 입경은, 결정 구조가 bcc의 것, 즉 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트에 있어서 결정 방위차 15° 이상 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의한 결정 입경의 평균을 의미하고, 잔류 오스테나이트, 입계 시멘타이트의 결정 입경은 평균 결정 입경에 포함되지 않는다.

본 실시 형태에 있어서, 평균 결정 입경 및 각 조직의 면적률은, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 강판 단면의, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 조직에 대하여, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경과 EBSD 검출기로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용하여, 주사 전자 현미경(SEM) 관찰과 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction: 전자선 후방 산란 회절법) 해석에 의해 구한다.

SEM 관찰에서는, 잔류 오스테나이트는, 베이나이트 및 마르텐사이트의 라스나 블록 및 패킷 간에 존재하고, 베이나이트 및 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 구별하는 것이 곤란하기 때문에, 베이나이트 및 마르텐사이트에 포함시켜 측정하고, 페라이트, 「베이나이트, 마르텐사이트(및 잔류 오스테나이트)」, 및 잔부 조직(펄라이트 및 입계 시멘타이트)의 면적률을 측정한다.

EBSD 해석에서는, 판 두께의 1/4 깊이 위치를 중심으로 하는 압연 방향으로 200㎛, 판 두께 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛ 간격으로 fcc와 bcc를 구별해서 결정 방위 정보를 측정하고, EBSD 해석 장치의 부속 소프트웨어(AMETEK사 제조 「OIM Analysis(등록상표)」)를 사용하여, 결정 방위차 15° 이상 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하여, fcc(잔류 오스테나이트)의 면적률을 구하고, 또한 하기 [수 1]을 이용한 방법에 의해 bcc의 평균 결정 입경을 구한다.

SEM 관찰에 의해 구한 「베이나이트, 마르텐사이트(및 잔류 오스테나이트)」의 면적률로부터, EBSD 해석에 의해 구한 fcc(잔류 오스테나이트)의 면적률을 차감함으로써, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 얻는다.

bcc의 평균 결정 입경에 대해서는, 하기 [수 1]에 나타내는 식에 의해 산출되는 값을 구한다. 식 중, D는 평균 결정 입경, N은 평균 결정 입경의 평가 영역에 포함되는 결정립의 수, Ai는 i번째(i=1, 2, ‥, N)의 결정립의 면적, di는 i번째의 결정립의 원 상당 직경을 나타낸다.

[수 1]

15° 이상의 결정 방위차를 갖는 경계는 주로, 페라이트 입계, 마르텐사이트 및 베이나이트의 블록 경계이다. JIS G 0552: 2013에 준한 페라이트 입경의 측정 방법에서는, 결정 방위차가 15° 미만인 페라이트 입자에 대해서도 입경이 산정되어버리는 경우가 있으며, 또한, 마르텐사이트나 베이나이트의 블록은 산정되지 않는다. 따라서, 본 실시 형태에 있어서의 평균 결정 입경은, EBSD 해석에 의해 구한 값을 채용한다.

<집합 조직>

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 강판의 판 두께 중심부에 있어서, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 최대 극밀도, 및 {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계를 규정한다. 본 실시 형태에 있어서 판 두께 중심부는, 판 두께 중심 위치(강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이 위치)로부터, 강판의 앞쪽 방향 및 뒤쪽 방향으로 각각 판 두께의 1/10 정도의 범위를 의미한다. 예를 들어, 강판의 판 두께가 2㎜이면, 판 두께 중심부는, 판 두께 중심 위치를 경계로 앞쪽 방향 및 뒤쪽 방향으로 각각 100㎛ 정도의 범위를 의미한다.

판 두께 중심부에 있어서의 집합 조직을 규정하는 이유는, 판 두께 중심부의 집합 조직과 기계 특성이 충분히 상관하고 있기 때문이다. 이 이유는 분명치는 않지만, 본 발명자들은 이하와 같이 추측한다. 열연 강판은, 압연 시에 롤과 강판의 마찰에 의해, 강판의 표리에서 역방향의 전단 변형이 발생하고, 판 두께 중심부에서는 평면 스트레인 변형이 발생한다. 열연 강판의 집합 조직은, 이 변형에 수반하여 판 두께 방향으로 변화하고, 강판의 표리에서 전단 변형의 방향이 반대이기 때문에, 집합 조직도 표리에서 대칭의 방위가 발달한다. 그 때문에, 기계 특성에 미치는 집합 조직의 영향을 표리에서 서로 상쇄하는 결과, 판 두께 중심부의 집합 조직과 기계 특성이 잘 대응한다.

(판 두께 중심부에 있어서의 {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군(주 방위군)의 최대 극밀도: 8.0 이하)

열연 강판의 판 두께 중심부의 집합 조직에서 발달하는 주 방위로서 {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113>이 있다. 이들 방위군 중 어느 하나만이 발달하여도, 열연 강판의 인장 강도, 항복 강도, 신장, r값 등 다양한 기계 특성의 면내 이방성이 높아져서, 전둘레 방향에 걸쳐 변형되는 신장 플랜지성이 특히 현저하게 저하된다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 이들 모든 방위군의 발달을 억제하여, 집합 조직이 보다 랜덤해지는 것이 중요하다. 본 실시 형태에서는, 판 두께 중심부에 있어서의 {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 각각의 극밀도를 산출하여, 그 최댓값을 구한다. 최대 극밀도가 낮다고 하는 것은, 랜덤 방위의 조직의 비율이 높음을 의미하기 때문에, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 집합 조직이 발달하지 않았음을 의미한다. 그 때문에, 상기 방위군의 최대 극밀도를 8.0 이하로 한다. 상기 방위군의 최대 극밀도는, 바람직하게는 7.0 이하, 보다 바람직하게는 6.0 이하이다. 또한, 상기 방위군의 최대 극밀도는, 집합 조직을 갖지 않는 경우가 1.0이기 때문에, 1.0에 가까운 것이 보다 바람직하다.

극밀도는 EBSD 해석에 따른 결정 방위 정보에 의해 얻을 수 있지만, X선 랜덤 강도비와 동의이다.

(판 두께 중심부에 있어서의 {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계: 10.0 이하)

상술한 방위군 중, 특히 {211} <011> 및 {332} <113>의 발달에 의해, 강판의 신장 플랜지성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계를 10.0 이하로 한다. {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계는, 보다 바람직하게는 8.0 이하이다. 상기 극밀도의 합계는, 작으면 작을수록 바람직하지만, 집합 조직을 갖지 않는 경우에는 각각의 극밀도가 1.0이기 때문에, 2.0에 가까운 값이 보다 바람직하다.

또한, {hkl}은 압연면에 평행한 결정면, <uvw>는 압연 방향에 평행한 결정 방향을 나타낸다. 즉, {hkl} <uvw>는 판면 법선 방향으로 {hkl}, 압연 방향으로 <uvw>가 향하고 있는 결정을 나타낸다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, 판 두께 중심부에 있어서의 각 결정 방위의 극밀도는, 주사전자현미경과 EBSD 해석 장치를 조합한 장치 및 AMETEK사 제조의 OIM Analysis(등록상표)를 사용하여, EBSD 해석에 의해, 판 두께 중심부(판 두께 중심 위치(강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이 위치)로부터, 강판의 앞쪽 방향 및 뒤쪽 방향으로 각각 판 두께 1/10 정도의 범위)에 있어서, fcc와 bcc를 구별하여, 1000개 이상의 bcc의 결정립 방위 정보를 측정하고, 급수 전개법(harmonic series expansion)을 사용한 ODF 해석에 의해 구한다.

<기계 특성>

(인장 강도: 950MPa 이상)

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 강 조직 및 집합 조직의 제어에 의해, 고강도이며, 또한 우수한 저온 인성, 신장 및 신장 플랜지성을 갖는다. 그러나, 열연 강판의 인장 강도가 작으면, 차체 경량화나 강성 향상 등의 효과가 작다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 인장 강도(TS)는 950MPa 이상으로 한다. 인장 강도는, 바람직하게는 980MPa 이상이다.

열연 강판의 신장은, JIS Z 2241: 2011로 규정된 파단 전체 신장(El)에 의해 평가하고, 강도와 신장의 밸런스의 지표로 되는 TS×El이 1400MPa·％ 이상인 것이 바람직하고, 15000MPa·％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

열연 강판의 신장 플랜지성은, 후술하는 |Δr|에 더하여, JIS Z 2256: 2010으로 규정된 구멍 확장률(λ)에 의해 평가하고, 강도와 신장 플랜지성의 밸런스의 지표로 되는 TS×λ가 50000MPa·％ 이상인 것이 바람직하고, 55000MPa·％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

열연 강판의 저온 인성은, JIS Z 2242: 2005로 규정된 샤르피 충격 시험에 있어서의 파면 천이 온도(vTrs)가 -40℃ 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판에서는, 충분한 신장 플랜지성을 얻는 관점에서, r값의 면내 이방성의 지표인, |Δr|(Δr의 절댓값)이 작은 편이 바람직하다. r값의 면내 이방성 |Δr|은, 바람직하게는 0.40 이하이고, 보다 바람직하게는 0.35 이하이며, 보다 더 바람직하게는 0.30 이하, 특히 바람직하게는 0.25 이하이다. r값의 면내 이방성은 작으면 작을수록 바람직하며, 0이 가장 바람직하다.

Δr은, (r₀+r₉₀-2×r₄₅)/2로 표시되고, r₀: 압연 방향의 r값, r₉₀: 압연 직교 방향의 r값, r₄₅: 압연 방향에 대해서 45° 방향의 r값이다. 또한, r값은 랭크포드(Lankford)값을 의미한다.

<제조 방법>

계속해서, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 제조 조건의 한정 이유를 설명한다.

본 발명자들은, 본 실시 형태에 따른 열연 강판이, 이하와 같은 열간 압연 및 냉각을 포함하는 제조 방법에 의해 얻어진다는 사실을 확인하고 있다.

우선, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브에 다 패스 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조나 주조·분괴 압연에 의해 얻은 것이어도 되지만, 그것들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 가한 것이어도 된다. 다 패스 열간 압연은 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하여 행할 수 있지만, 공업적 생산성의 관점에서는, 적어도 최종의 수단은 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다.

(열간 압연에 있어서의 가열 온도: 1150 내지 1350℃)

열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 온도가 1150℃ 미만이면, Ti 탄화물의 용체화가 불충분해져서, 강판의 강도나 가공성이 저하된다. 한편, 열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 온도가 1350℃ 초과이면, 두꺼운 스케일이 생성되어 수율의 저하를 야기하거나, 슬래브 또는 강편을 가열로에서 가열할 때 가열로에 현저한 손상을 끼치거나 하는 경우가 있다. 따라서, 열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 온도는 1150 내지 1350℃로 한다.

또한, 열간 압연에 제공하는 슬래브 또는 강편의 온도는, 상기 온도역에 있으면 되며, 1150℃ 미만으로 된 강괴 또는 강편을 가열로에 장입하여 상기 온도역까지 가열하고 나서 열간 압연에 제공하는 경우 외에, 연속 주조에 의해 얻어지는 슬래브 또는 분괴 압연에 의해 얻어지는 강편을 1150℃ 이상의 고온 상태를 유지한 채 가열 처리를 행하지 않고 열간 압연에 제공해도 된다.

(FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 합계 압하율: 50％ 이상)

본 실시 형태에서는, 마무리 온도를 단위 ℃에서 FT로 하여, FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 열간 압연의 합계 압하율을 높임으로써, 강판 중의 재결정 오스테나이트 입자의 미세화를 도모할 수 있다. 강판 중의 재결정 오스테나이트 입자를 미세화시키기 위해서는, FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 합계 압하율은 50％ 이상으로 한다. 상기 온도역에 있어서의 합계 압하율이 50％ 미만이면, 오스테나이트가 충분히 미세화되지 않기 때문에, 변태 후의 조직이 조대해짐과 함께, 계속되는 FT 내지 FT+50℃ 간의 압연 시의 압연 패스 간에서의 재결정이 지연됨으로써, 변태 후의 집합 조직이 발달해버린다. FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간에서의 합계 압하율은 높을수록 바람직하지만, 공업적으로는 90％ 정도가 한계이기 때문에, 90％ 이하로 해도 된다.

(FT 내지 FT+50℃ 간의 합계 압하율: 40 내지 80％)

(FT 내지 FT+50℃ 간의 압연에 요하는 시간: 0.5 내지 10초)

본 실시 형태에서는, FT 내지 FT+50℃ 간의 합계 압하율 및 압연에 요하는 시간을 적정하게 제어함으로써, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 조건과 더불어, 가공성과 인성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

FT 내지 FT+50℃ 간의 합계 압하율이 40％ 미만이면, 변태 후의 조직이 조대해져서, 압연 패스 간 및 압연 마무리 후의 재결정이 지연됨과 함께, 강판 내부의 변형량이 불균일해지고, 변태 후에 특정한 방위가 발달해버림으로써, 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, FT 내지 FT+50℃ 간의 합계 압하율은 40％ 이상으로 한다. 한편, 상기 온도역에 있어서의 합계 압하율이 80％를 초과하면, 재결정하여도 집합 조직이 현저하게 발달하기 때문에, 강판의 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, FT 내지 FT+50℃ 간의 합계 압하율은 80％ 이하로 한다.

본 실시 형태에서는, 상기 온도역의 압연에 요하는 시간도 적정하게 제어하는 것이 더 중요하다. 상기 온도역의 압연에 요하는 시간이 너무 짧은 경우에는 패스 간에서 재결정이 진행되지 않아 압연 변형이 과도하게 축적되어버려, 특정한 방위가 발달함으로써 원하는 집합 조직이 얻기 어려워진다. 그 때문에, 상기 온도역의 압연에 요하는 시간은 0.5초 이상으로 한다. 바람직하게는 1.0초 이상이며, 보다 바람직하게는 2.0초 이상이다. 한편, 상기 온도역의 압연에 요하는 시간이 너무 긴 경우에는, 압연 패스 간에서 재결정립이 입성장되어버려, 변태 후의 조직이 조대해진다. 그 때문에, 상기 온도역의 압연에 요하는 시간은 10.0초 이하로 한다. 바람직하게는 8.0초 이하, 보다 바람직하게는 6.0초 이하이다.

FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 압연, FT 내지 FT+50℃ 간의 압연 중 어느 압연에 있어서도, 가공과 재결정을 반복시키는 것이 중요하기 때문에, 각각의 온도역에 있어서 2 패스 내지는 3 패스 이상의 압연을 실시한다. 강판의 집합 조직의 발달 억제의 관점에서, FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 1 패스당 압하율의 최대는, 바람직하게는 60％ 이하, 보다 바람직하게는 55％ 이하이다. FT 내지 FT+50℃ 간의 1 패스당 압하율의 최대는 바람직하게는 50％ 이하, 보다 바람직하게는 45％ 이하, 보다 더 바람직하게는 40％ 이하, 가장 바람직하게는 35％ 이하이다.

또한, 합계 압하율은, 소정의 온도역에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께를 기준으로 한, 이 온도역에서의 합계 압하량(이 온도역의 압연에 있어서의 최초 패스 전의 입구 판 두께와 이 온도역의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다.

(마무리 온도 FT: 식 (1)에 의해 구해지는 Ar₃ 이상, 또한 식 (2)에 의해 구해지는 TR 이상, 또한 1100℃ 이하)

Ar₃(℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)

TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)

단, 상기 식 (1) 및 (2) 중의 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량을 나타낸다.

본 실시 형태에서는, 마무리 압연 중의 오스테나이트 상의 가공과 재결정을 반복함으로써, 조직을 미세화함과 함께 집합 조직의 발달의 억제를 도모한다. 그 때문에, 마무리 온도 FT는, 식 (1)에 의해 구해지는 Ar₃ 이상, 또한 식 (2)에 의해 구해지는 TR 이상으로 한다. 여기서, 처리 온도 FT는, 최종 압연 후의 강판의 표면 온도를 가리킨다.

FT가 Ar₃ 미만이면, 마무리 압연 중에 있어서의 페라이트 변태가 진행되고, 가공 페라이트가 생성함으로써, 강판의 신장이나 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, FT가 TR 미만이면, 열간 압연 후 냉각 전에 있어서의 오스테나이트가 현저하게 편평해져서, 최종 제품의 열연 강판에 있어서, 압연 방향으로 신장된 조직으로 되어, 소성 이방성이 커짐으로써, 신장 및 신장 플랜지성이 저하된다. FT를 TR 이상으로 함으로써, 압연 패스 간에 있어서의 가공 오스테나이트의 재결정을 적절하게 재촉하여, 재결정 오스테나이트 입자의 미세화를 도모할 수 있고, 열간 압연 후에 있어서는, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 조건과 더불어, 저온 인성 및 신장 플랜지성에 적합한 강 조직 및 집합 조직을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. FT는, 바람직하게는 TR+20℃ 이상, 보다 바람직하게는 TR+40℃ 이상이다.

한편, FT가 1100℃를 초과하면, 조직이 조대화되어버려, 강판의 저온 인성이 저하된다. 따라서, FT는 1100℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1080℃ 이하, 보다 바람직하게는 1060℃ 이하이다. 또한, 마무리 압연 중의 온도는, 강재의 표면 온도를 가리키고, 방사 온도계 등에 의해 측정할 수 있다.

본 실시 형태에서는, FT를 소정의 범위 내로 하고, 또한 상술한 FT 내지 FT+50℃ 간의 압연에 요하는 시간을 소정의 범위 내로 함으로써, 소정의 온도역에서의 압연 패스 간 및 마무리 압연 후의 오스테나이트의 재결정이 촉진되고, 가공 오스테나이트에 의한 페라이트 변태 촉진 효과가 약해져서, 페라이트의 면적률을 55％ 이하로 제어할 수 있다. 또한, 오스테나이트 입경을 미세화할 수 있으므로, 미세한 결정 입경이 얻어짐과 함께, 오스테나이트의 재결정이 진행됨으로써, 극밀도의 감소를 촉진할 수 있다.

(마무리 압연을 완료한 후, 수랭을 개시할 때까지의 시간: 3.0초 이내)

마무리 압연 완료 후에는, 압연에 의해 축적된 변형을 활용하여 조직의 미세화를 도모하기 위해서, 3.0초 이내에 수랭을 개시한다. 이 수랭은, 복수의 단계에 나누어 행해져도 된다. 마무리 압연 완료 후, 수랭 개시까지의 시간이 3.0초 초과이면 오스테나이트 중의 변형이 회복되어버려, 원하는 조직을 얻기 어려워진다. 마무리 압연 완료 후, 수랭을 개시할 때까지의 시간은, 바람직하게는 2.0초 이내, 보다 바람직하게는 1.0초 이내, 더욱 바람직하게는 0.5초 이내이다. 마무리 압연 완료 후, 수랭을 개시할 때까지의 시간은, 마무리 압연 완료 후의 오스테나이트를 재결정시키기 위해서 0.05초 이상이 바람직하다.

(FT 내지 750℃의 평균 냉각 속도: 20℃/초 이상)

마무리 압연 완료 후의 열연 강판을, 마무리 압연을 완료한 온도(처리 온도: FT(℃))로부터 750℃까지 냉각시킬 때의 평균 냉각 속도는, 원하는 조직을 얻기 위해서 중요한 공정 조건이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 산정에 있어서는, 시간으로서는 마무리 압연 완료 후, 수랭 개시까지의 시간이 포함된다. 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만이면, 미세 조직의 형성이 어려워지고, 냉각의 과정에서 페라이트나 펄라이트가 석출되어, 강판의 신장 플랜지성이나 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 20℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 30℃/초 이상, 보다 바람직하게는 40℃/초 이상이다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 열 변형에 따른 판 휨 억제의 관점에서는 300℃/초 이하인 것이 바람직하다.

또한, FT 내지 750℃의 온도역에 있어서, 마무리 압연 종료 후의 고온 영역을 급속 냉각함으로써, 조직을 보다 미세화할 수 있어, 강판의 저온 인성이 보다 향상된다. 그것을 위해서는, 마무리 압연을 완료한 후, 수랭을 3.0초 이내에 개시하여, FT 내지 750℃의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하는 것 외에, FT 내지 FT-40℃까지의 평균 냉각 속도를 100℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 상기 수랭이, FT 내지 FT-40℃의 온도 범위의 급랭을 목적으로 한 스텝과 그 후의 냉각을 행하는 복수의 냉각 스텝에서 행해지는 것을 방해하지 않는다. FT 내지 FT-40℃의 평균 냉각 속도가 100℃/초 미만이면 상기 효과가 얻기 어려워진다. FT 내지 FT-40℃의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 120℃/초 이상, 보다 바람직하게는 150℃/초 이상이다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 강판 내의 온도 변동 억제의 관점에서는 1000℃/초 이하인 것이 바람직하다.

상술한 마무리 압연 종료 후의 고온 영역의 급랭(FT 내지 FT-40℃의 냉각)은, 마무리 압연의 최종 스탠드의 후로 한정되지 않고, 압연 스탠드의 사이에서 행해도 된다. 즉, 급속 냉각을 행한 후의 스탠드에서는 압연하지 않거나, 혹은 형상 교정이나 냉각 제어 등을 목적으로 하여, 압하율이 8％ 이하인 압연을 가해도 된다. 이 경우, 급랭 후의 압연은 마무리 압연 공정에는 포함되지 않는다.

(750 내지 600℃의 체재 시간: 5 내지 20초)

마무리 압연 후의 열연 강판이, 750 내지 600℃의 온도역에 도달하면, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 활발해진다. 그 때문에, 열연 강판을 상기 온도역에서 5초간 이상 체재시켜, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태를 촉진 함으로써, 원하는 페라이트 면적률을 얻는다. 상기 온도역에 있어서의 체재 시간이 5초 미만이면, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 충분히 진행되지 않아, 원하는 페라이트 면적률을 얻는 것이 어려워진다. 그 때문에, 상기 온도역에 있어서의 체재 시간은 5초 이상으로 한다. 바람직하게는 7초 이상이다. 한편, 상기 온도역에 있어서의 체재 시간이 20초를 초과하면, 페라이트가 과잉으로 석출되거나, 펄라이트나 시멘타이트가 석출되기도 한다. 그 때문에, 상기 온도역에 있어서의 체재 시간은 20초 이하로 한다. 바람직하게는 17초 이하, 보다 바람직하게는 14초 이하이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, 750 내지 600℃의 체재 시간은, 마무리 압연 후의 열연 강판의 온도가 750℃에 도달하고 나서, 온도가 저하되어 600℃에 도달할 때까지의 시간을 나타내고, 이 시간 범위에 있어서 강판이 반드시 항상 냉각될 필요는 없다.

(600℃로부터 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 20℃/초 이상)

Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)

750 내지 600℃의 온도역에 5 내지 20초 간 체재시킨 후의 열연 강판에 잔류되어 있는 미변태 오스테나이트를, 마르텐사이트나 베이나이트로 변태시켜 950MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위해서, 600℃로부터 상기 식 (3) 식으로 표시되는 마르텐사이트 변태 개시 온도 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 한다. 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만이면, 냉각 중에 펄라이트가 과잉으로 형성하는 등에 의해 원하는 조직이 얻기 어려워져서, 결과적으로 950MPa 이상의 인장 강도가 얻기 어려워진다. 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이상, 보다 바람직하게는 50℃/초 이상이다. 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 열 변형에 따른 판 휨 억제의 관점에서, 300℃/초 이하가 바람직하다.

(Ms로부터 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도: 80℃/s 이상)

강판의 인장 강도를 보다 높이기 위해서는, Ms로부터 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 80℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 100℃/초 이상, 보다 더 바람직하게는 120℃/초 이상이다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 판 두께 방향의 조직의 균일성의 관점에서는 500℃/초 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 400℃/초 이하이다. 또한, Ms 미만의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 Ms-20℃ 이하, 보다 바람직하게는 Ms-50℃ 이하이다.

Ms 미만의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후에는 일반적으로는 권취를 행한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판을 제조할 때에는, 예를 들어 형상 교정을 목적으로 하여 공지된 조질 압연을 적절히 실시해도 된다. 또한, 도금을 실시하여 도금 강판으로 해도 된다. 도금은 전기 도금 및 용융 도금 중 어느 것이어도 되며, 도금종도 특별히 제한은 없지만, 일반적으로는 아연 도금과 아연 합금 도금을 포함하는 아연계 도금이다. 도금 강판의 예로서는, 전기 아연 도금 강판, 전기 아연-니켈 합금 도금 강판, 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판, 용융 아연-알루미늄 합금 도금 강판 등이 예시된다. 도금 부착량은 일반적인 양이어도 된다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 판 두께에 대하여, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 판 두께가 너무 두꺼운 경우에는, 강판 표층과 내부에서 생성되는 조직이 현저하게 상이하기 때문에, 6.0㎜ 이하가 바람직하다. 한편, 판 두께가 너무 얇으면 열연 시의 통판이 곤란해지기 때문에, 일반적으로는 1.0㎜ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.2㎜ 이상, 더욱 바람직하게는 1.5㎜ 이상이다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성(질량％)을 갖는 강을 용제하여 주조한 후, 열간단조에 의해 30㎜ 두께의 강편으로 하였다. 얻어진 강편을 가열하고, 시험용 소형 탠덤 밀로, FT+50℃ 초과 내지 FT+150℃ 간의 압연 및 FT 내지 FT+50℃ 간의 압연 중 어느 경우에서도 2 내지 4 패스의 복수회 압연을 행하고, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 실시하여, 2.5 내지 3.5㎜의 판 두께로 마무리하였다. 표 2-1 및 표 2-2에 제조 조건을 나타낸다. 또한, 밑줄친 굵은 글씨는 본 발명의 범위 외임을 나타낸다.

[표 2-1]

[표 2-2]

얻어진 열연 강판에 대하여, 주사형 전자 현미경 관찰 및 EBSD 해석에 의해, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 강판 단면을 관찰하고, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 조직의 면적률과 평균 결정 입경, 및 판 두께 중심부의 각 결정 방위의 극밀도를 구하였다.

EBSD 해석에 사용하는 시료에 대해서는, 경면 연마 후, 전해 연마에 의해 관찰면의 표층의 가공 변형을 제거하였다. EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사전자현미경과 EBSD 검출기로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 중심으로 하는 압연 방향으로 200㎛, 판 두께 방향의 100㎛의 영역에 있어서, 0.2㎛의 간격으로 fcc와 bcc를 구별하여 결정 방위 정보를 측정하고, EBSD 해석 장치의 부속 소프트웨어(AMETEK사 제조「OIM Analysis(등록 상표)」)를 사용하여, 결정 방위차 15° 이상 또한 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하여, bcc의 평균 결정 입경 및 fcc(잔류 오스테나이트)의 면적률을 구하였다. 또한, bcc의 평균 결정 입경에 대해서는, 하기 [수 1]에 나타내는 식으로 산출되는 값을 구하였다. 식 중, N은 평균 결정 입경의 평가 영역에 포함되는 결정립의 수, Ai는 i번째(i=1, 2, ‥, N)의 결정립의 면적, di는 i번째의 결정립 원 상당 직경을 나타낸다.

[수 1]

페라이트, 「베이나이트, 마르텐사이트(및 잔류 오스테나이트)」, 및 잔부 조직(펄라이트 및 입계 시멘타이트)의 면적률은, SEM 관찰에 의해 구하였다. 여기서, 잔류 오스테나이트는, 베이나이트 및 마르텐사이트의 라스나 블록 간에 존재하고, 베이나이트 및 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 구별하는 것이 곤란하였기 때문에, 「베이나이트, 마르텐사이트(및 잔류 오스테나이트)」에 포함하였다. SEM 관찰에 의해 구한 「베이나이트, 마르텐사이트(및 잔류 오스테나이트)」의 면적률로부터, EBSD 해석에 의해 구한 fcc(잔류 오스테나이트)의 면적률을 차감함으로써, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률을 얻었다.

마찬가지의 장치를 사용하여, 판 두께 중심부에 있어서, EBSD 해석에 의해, 판 두께 중심부(판 두께 중심 위치(강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이 위치)로부터, 강판의 앞쪽 방향 및 뒤쪽 방향으로 각각 판 두께 1/10 정도의 범위)에 있어서, fcc와 bcc를 구별하여 4500 내지 5500개의 bcc의 결정립 방위 정보를 측정하고, 급수 전개법을 이용한 ODF 해석에 의해 각 결정 방위의 극밀도를 구하였다.

열연 강판의 기계 특성을 평가하기 위해서, 인장 강도 TS(MPa), 파단 전체 신율 El(％)는 JIS Z 2241: 2011에 준거하고, r값은 |Δr|로서, JIS Z 2254: 2008에 준거하고, 신장 플랜지성은 JIS Z 2256: 2010에 준거하여 측정되는 구멍 확장률λ(％)에 의해 평가하였다. 저온 인성은, 파면 천이 온도 vTrs(℃)에서 평가하고, JIS Z 2242:2005에 준거하여, 강판을 2.5㎜ 서브 사이즈 시험편에 가공한 V 노치 시험편을 사용하여 샤르피 충격 시험을 행하여 평가하였다.

표 3-1 및 표 3-2에 강 조직, 집합 조직 및 기계 특성의 조사 결과를 나타낸다. 또한, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 최대 극밀도는, 표 3-1 및 표 3-2 중에 「주 방위군의 최대 극밀도」로 나타낸다.

인장 강도는, 950MPa 이상의 경우를 고강도인 것으로 하여 합격으로 하고, |Δr|은, 0.40 이하의 경우를 신장 플랜지성이 우수한 것으로 하여 합격으로 하고, vTrs(℃)는, -40℃ 이하를 저온 인성이 우수한 것으로 하여 합격으로 하였다. 가공성은, 파단 전체 신율 El, |Δr|의 지표에 더하여, 강도-파단 전체 신율 밸런스(TS×El) 및 강도-신장 플랜지성 밸런스(TS×λ)에 의해서도 평가하였다. TS×El(MPa·％)은, 14000MPa·％ 이상의 경우를 고강도이며 신장이 우수한 것으로 하여 합격으로 하고, TS×λ(MPa·％)는, 50000MPa·％ 이상인 경우를 고강도이며 신장 플랜지 성이 우수한 것으로 하여 합격으로 하였다.

[표 3-1]

[표 3-2]

표 3-1 및 표 3-2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 발명예에서는, 950MPa 이상의 인장 강도, 0.40 이하의 |Δr|, -40℃ 이하의 vTrs를 갖고 있는 점에서, 강도, 신장 플랜지성, 저온 인성이 우수하다는 사실을 알 수 있다. 또한, 14000MPa·％ 이상의 TS×El, 50000MPa·％ 이상의 TS×λ를 갖고 있는 점에서, 높은 강도와 신장 및 신장 플랜지성을 겸비하고 있다는 사실을 알 수 있다. 본 발명에 따르면, 강도, 신장, 신장 플랜지성 및 저온 인성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

이에 반하여, 화학 조성, 집합 조직 이외의 강 조직, 또는 집합 조직이 본 발명의 범위 외인 비교예는, 강도, 신장, 신장 플랜지성 및 저온 인성 중 어느 것이 떨어져 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.02 내지 0.20％,
Si: 0.005 내지 2.00％,
Mn: 1.30 내지 2.40％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
sol.Al: 0.001 내지 1.00％,
Ti: 0.030 내지 0.200％,
N: 0.0010 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.100％,
V: 0 내지 0.50％,
Mo: 0 내지 0.50％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 2.00％,
B: 0 내지 0.0100％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
Mg: 0 내지 0.0100％, 및
REM: 0 내지 0.0100％
를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 페라이트의 면적률이 10 내지 55％이며, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 45 내지 90％이며, 상기 페라이트, 상기 베이나이트 및 상기 마르텐사이트의 합계 면적률이 90％ 이상이며, 평균 결정 입경이 12.0㎛ 이하이며,
판 두께 중심부에서 측정한 집합 조직에 있어서, {100} <011>, {211} <011>, {311} <011>, {110} <011> 및 {332} <113> 방위군의 최대 극밀도가 8.0 이하이며, 또한, {211} <011> 및 {332} <113>의 극밀도의 합계가 10.0 이하이며,
인장 강도가 950MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Nb: 0.001 내지 0.100％,
V: 0.005 내지 0.50％,
Mo: 0.001 내지 0.50％,
Cu: 0.02 내지 1.00％,
Ni: 0.02 내지 1.00％,
Cr: 0.02 내지 2.00％, 및
B: 0.0001 내지 0.0100％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Ca: 0.0002 내지 0.0100％,
Mg: 0.0002 내지 0.0100％, 및
REM: 0.0002 내지 0.0100％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
r값의 면내 이방성의 절댓값 |Δr|이 0.35 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
단, Δr=(r₀+r₉₀-2×r₄₅)/2
이며, r₀: 압연 방향의 r값, r₉₀: 압연 직교 방향의 r값, r₄₅: 압연 방향에 대해서 45° 방향의 r값이다.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판을 제조하는 데 있어서, 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 슬래브 또는 강편에 다(多) 패스 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 제조하는 열연 강판의 제조 방법이며,
상기 다 패스 열간 압연에 있어서의 가열 온도를 1150 내지 1350℃로 하고,
마무리 온도를 단위 ℃에서 FT로 표시했을 때, 상기 FT+50℃ 초과 내지 상기 FT+150℃ 간의 합계 압하율을 50％ 이상, 상기 FT 내지 상기 FT+50℃ 간의 합계 압하율을 40 내지 80％, 상기 FT 내지 상기 FT+50℃ 간의 압연에 요하는 시간을 0.5 내지 10.0초로 하고,
상기 FT+50℃ 초과 내지 상기 FT+150℃ 및 상기 FT 내지 상기 FT+50℃의 각각의 온도역에 있어서 2 패스 이상의 압연을 행하고,
상기 FT를, 식 (1)에 의해 구해지는 Ar₃ 이상, 또한 식 (2)에 의해 구해지는 TR 이상, 또한 1100℃ 이하로 하여 마무리 압연을 완료한 후, 3.0초 이내에 수랭을 개시하여, 상기 FT 내지 750℃의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하고,
750 내지 600℃의 온도역으로 5 내지 20초 간 체재시킨 후,
600℃로부터 식 (3)에 의해 구해지는 Ms 미만의 냉각 정지 온도까지, 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
Ar₃(℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)
TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
단, 상기 식 (1) 내지 (3) 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량을 나타낸다.
제5항에 있어서,
상기 Ms로부터 상기 Ms 미만의 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 80℃/s 이상으로 하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
마무리 압연 완료 후, 0.3초 이내에 수랭을 개시하여, 상기 FT 내지 상기 FT-40℃까지의 평균 냉각 속도가 100℃/s 이상인 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 FT 내지 상기 FT-40℃까지의 평균 냉각 속도가 100℃/s 이상인 냉각을 행하는 공정을, 압연 스탠드 간에서 행하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.