KR20210079342A - 열연 강판 - Google Patents

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겐키 아부카와
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Abstract

이 열연 강판은, 화학 성분으로서, C, Si, Mn, sol.Al을 함유하고, 표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 이 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이고, 인장 강도가 780㎫ 이상 1370㎫ 이하이다.

Description

열연 강판
본 발명은, 굽힘 가공성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 고강도 열연 강판에 관한 것이다.
본원은, 2018년 11월 28일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2018-222296호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차의 연비 향상과 충돌 안전성 확보의 양립이 요구되고 있고, 자동차용 강판의 고강도화가 진척되고 있어, 자동차 차체에는, 고강도 강판이 많이 사용되도록 되고 있다.
열간 압연에 의해 제조되는 소위 열연 강판은, 비교적 저렴한 구조 재료로서, 자동차나 산업 기기의 구조 부재용 소재로서 널리 사용되고 있다. 특히, 자동차의 서스펜션 부품, 범퍼 부품, 충격 흡수용 부재 등에 사용되는 열연 강판에는, 경량화, 내구성, 충격 흡수능 등의 관점에서, 고강도화가 진행되고 있고, 동시에 복잡한 형상에 대한 성형에 견딜 수 있을 만큼의 우수한 성형성도 필요로 되고 있다.
그러나, 열연 강판의 성형성은, 재료의 고강도화와 함께 저하되는 경향이 있기 때문에, 고강도와 양호한 성형성을 양립시키는 것은 어려운 과제이다.
특히 근년, 자동차의 서스펜션 부품 경량화에 대한 요망이 높아지고 있어, 인장 강도 780㎫ 이상의 고강도와 함께, 우수한 굽힘 가공성의 실현이 중요한 과제가 되고 있다.
예를 들어, 비특허문헌 1에는, 조직 제어에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등의 단일 조직으로 제어함으로써 굽힘 가공성이 개선되는 것이 보고되어 있다.
특허문헌 1에는, 질량％로, C: 0.010 내지 0.055％, Si: 0.2％ 이하, Mn: 0.7％ 이하, P: 0.025％ 이하, S: 0.02％ 이하, N: 0.01％ 이하, Al: 0.1％ 이하, Ti: 0.06 내지 0.095％를 함유하고, 면적률로 95％ 이상이 페라이트를 포함하는 조직으로 제어하고, 페라이트 결정립 내의 Ti를 포함하는 탄화물 입자경과, Ti를 포함하는 황화물로서 평균 직경 0.5㎛ 이하의 TiS만이 분산 석출된 조직으로 제어함으로써, 590㎫ 이상 750㎫ 이하의 인장 강도와 우수한 굽힘 가공성을 실현하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1의 기술에서는, 우수한 굽힘 가공성을 실현할 수 있지만, 조직을 페라이트 단상 조직으로 제어할 필요가 있기 때문에, 780㎫ 이상의 고강도를 실현할 수 없다.
한편, 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.05 내지 0.15％, Si: 0.2 내지 1.2％, Mn: 1.0 내지 2.0％, P: 0.04％ 이하, S: 0.0030％ 이하, Al: 0.005 내지 0.10％, N: 0.005％ 이하 및 Ti: 0.03 내지 0.13％를 함유하고, 강판 내부의 조직을, 베이나이트 단상, 또는 베이나이트를 분율로 95％ 초과로 하는 조직으로 제어하고, 또한, 강판 표층부의 조직을 베이나이트상의 분율이 80％ 미만이고, 또한, 가공성이 풍부한 페라이트의 분율을 10％ 이상으로 함으로써, 인장 강도 780㎫ 이상을 유지한 채로, 굽힘 가공성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.0％, Mn: 0.8 내지 1.5％, P: 0.025％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.005 내지 0.10％, Nb: 0.001 내지 0.05％, Ti: 0.001 내지 0.05％, Mo: 0.1 내지 1.0％, Cr: 0.1 내지 1.0％를 함유하고, 템퍼링 마르텐사이트상을 체적률로 90％ 이상의 주상으로 하고, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 20㎛ 이하이고, 또한 압연 방향에 직교하는 단면에 있어서의 구오스테나이트 입자의 평균 입경이 15㎛ 이하인 구γ 입자의 이방성을 저감한 조직으로 제어함으로써, 항복 강도 960㎫ 이상의 고강도와 우수한 굽힘 가공성, 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.
그러나, 근년, 고강도화를 위해 Nb나 Ti 등의 원소를 함유하거나, 낮은 온도에서 마무리 압연이 행해지는 경우가 많고, 그 때문에, 열연 강판의 굽힘 가공성의 이방성이 커서, 성형 전의 블랭킹의 방향이 한정된다는 과제가 현재화되고 있다.
특허문헌 4에는, 강판 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, 특정 결정 방위군의 각 방위의 극밀도를 제어하고, 압연 방향에 대하여 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 1.10 이하이고 또한, 압연 방향에 대하여 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30을 0.70 이상 1.10 이하로 함으로써, 국부 변형능이 우수하고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 열연 강판이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 제2013-133499호 공보 일본 특허 공개 제2012-62558호 공보 일본 특허 공개 제2012-77336호 공보 국제 공개 제2012/121219호
Journal of the Japan Society for Technology of Plasticity, vol.36(1995), No.416, p.973
상기한 바와 같이 강판의 강도를 높인 후에 굽힘 가공성이나 그 이방성을 더 개선하는 것이, 현재, 요구되고 있지만, 상기한 특허문헌 1 내지 특허문헌 4의 기술에서는, 강도나 굽힘 가공성이나 그 이방성의 향상이 충분하다고는 할 수 없다. 본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 굽힘 가공성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 고강도 열연 강판을 제공하는 것이다.
또한, 상기한 굽힘 가공성이란, 굽힘 반경 R이 작은 굽힘 가공에서도, 굽힘의 외측으로부터 균열이 발생하기 어려운 것을 나타내는 지표이며, 또는 그 균열이 성장하기 어려운 것을 나타내는 지표이다.
본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 화학 성분으로서, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.400％ 이하, Si: 0.050％ 이상 2.5％ 이하, Mn: 1.00％ 이상 4.00％ 이하, sol.Al: 0.001％ 이상 2.0％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0％ 이상 0.20％ 이하, B: 0％ 이상 0.010％ 이하, V: 0％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하, Co: 0％ 이상 1.0％ 이하, W: 0％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하, Ca: 0％ 이상 0.01％ 이하, Mg: 0％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0％ 이상 0.01％ 이하, Zr: 0％ 이상 0.01％ 이하를 포함하고, P: 0.020％ 이하, S: 0.020％ 이하, N: 0.010％ 이하로 제한하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함하고, 강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 상기 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이고, 인장 강도가 780㎫ 이상 1370㎫ 이하이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 7.0 이하여도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 성분으로서, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.20％ 이하, B: 0.001％ 이상 0.010％ 이하, V: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Co: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, W: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Ca: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Zr: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
본 발명의 상기 양태에 의하면, 780㎫ 이상의 인장 강도(인장 최대 강도)를 갖고, 굽힘 가공성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 열연 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 열연 강판의 모식도이며, 굽힘 시험의 시험편의 채취 방향과 굽힘 시험의 굽힘 방향을 도시한 도면이다.
도 2는 φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)이며, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군을 도시한 도면이다.
도 3은 φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)이며, {334}<263>의 결정 방위를 도시한 도면이다.
이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 열연 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되는 것은 아니고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다. 또한, 하기하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」 또는 「미만」으로 나타내는 수치는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 각 원소의 함유량에 관한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 열연 강판을 상도하기에 이른 경위를 설명한다.
본 발명자들은, 굽힘 가공성의 이방성 발현의 요인에 대하여, 예의 검토를 행하여, 굽힘 이방성은, 열연 강판의 집합 조직에 기인하는 것, 및 도 1에 도시한 바와 같이, 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘) 사이에서 굽힘 이방성이 가장 커지는 것을 지견하였다.
또한, 종래는 압연 방향으로 연신된 MnS 등의 개재물에 기인하여, L축 굽힘 시의 굽힘 가공성이, C축 굽힘 시의 굽힘 가공성에 비해 열위이다라는 인식이 일반적이었지만, 강판의 집합 조직에 기인한 굽힘 가공성의 이방성이 발현되는 경우에는, 종래의 인식과는 반대로, C축 굽힘 시의 굽힘 가공성이, L축 굽힘 시의 굽힘 가공성에 비해 열위가 되는 경우가 있음을 알아냈다.
또한, 굽힘 가공성의 이방성은, 판 두께 중심 영역의 집합 조직의 영향보다도, 굽힘 변형이 가장 가혹해지는 강판 표면 영역의 집합 조직의 영향을 강하게 받기 때문에, 강판 표면 영역의 집합 조직 제어를 행하지 않으면, L축 굽힘과 C축 굽힘 사이의 이방성은 충분히 개선되지 않음이 밝혀졌다.
상기 특허문헌 2 및 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 조직 제어에 의해 우수한 굽힘 가공성이 얻어지고 있지만, 집합 조직의 제어는 일절 행해지고 있지 않고, L축 굽힘 시의 굽힘 가공성은 개선되지만, C축 굽힘 시에는, 우수한 굽힘 가공성을 안정적으로 확보하는 것이 곤란하다는 문제가 있었다.
또한, 특허문헌 4에 기재한 기술에서는, 판 두께 중심 영역에 있어서의 집합 조직을 제어하고 있지만, 강판 표면 영역의 집합 조직에 대해서는, 전혀 제어를 행하고 있지 않고, 그 때문에, 시험편 길이가 C 방향을 따른 C 방향 굽힘(즉 L축 굽힘)과, 45° 방향의 굽힘에 대해서는, 우수한 굽힘 가공성이 얻어지고 있지만, C축 굽힘에 대해서는 우수한 굽힘 가공성이 얻어지지 않는다는 문제가 있었다.
본 발명자들이 예의 검토를 행한 결과, 굽힘 변형이 가장 가혹해지는 강판 표면 영역의 집합 조직은, 굽힘 변형 시의 균열의 형성에 영향을 미치는 것을 알아냈다. 또한, 판 두께 중심 영역의 집합 조직은, 표면 영역에서 발생한 균열의 전반에 영향을 미치는 것을 알아냈다.
본 발명자들은, 상기 지견에 기초하여, 열간 압연의 마무리 압연에서, 강판 표면 영역에 형성하는 집합 조직을 제어하여, L 방향과 C 방향 사이의 이방성을 억제함으로써, L축 굽힘과 C축 굽힘의 양쪽에서 우수한 굽힘 가공성을 구비한 고강도 열연 강판을 실현할 수 있음을 알아냈다. 게다가, 강판 표면 영역의 집합 조직을 제어한 후에, 판 두께 중심 영역의 집합 조직도 제어하면, 굽힘 가공성 및 그 이방성을 더욱 바람직하게 향상시킬 수 있음을 알아냈다.
구체적으로는, 강 조성을 적절한 범위로 제어하고, 열간 압연 시의 판 두께와 온도를 제어하고, 게다가, 종래에는 적극적으로 제어되지 않았던 열간 압연의 마무리 압연 시의 최종 2단의 압연에서, 판 두께나 롤 형상비나 압하율이나 온도를 제어함으로써, 강판 표면 영역의 가공 조직을 제어한다. 그 결과, 재결정이 제어되어, 강판 표면 영역의 집합 조직이 적정화되므로, L축 굽힘과 C축 굽힘의 양쪽에서 우수한 굽힘 가공성이 실현됨을 알아냈다.
또한, 상기 강판 표면 영역의 집합 조직의 적정화에 더하여, 열간 압연의 마무리 압연 조건을 바람직하게 제어함으로써 판 두께 중심 영역의 가공 조직을 제어하고, 그 결과, 판 두께 중심 영역의 집합 조직을 적정화하면, L축 굽힘과 C축 굽힘의 양쪽의 굽힘 가공성이 더욱 바람직하게 향상됨을 알아냈다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분으로서, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.400％ 이하, Si: 0.050％ 이상 2.5％ 이하, Mn: 1.00％ 이상 4.00％ 이하, sol.Al: 0.001％ 이상 2.0％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0％ 이상 0.20％ 이하, B: 0％ 이상 0.010％ 이하, V: 0％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하, Co: 0％ 이상 1.0％ 이하, W: 0％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하, Ca: 0％ 이상 0.01％ 이하, Mg: 0％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0％ 이상 0.01％ 이하, Zr: 0％ 이상 0.01％ 이하를 포함하고, P: 0.020％ 이하, S: 0.020％ 이하, N: 0.010％ 이하로 제한하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 상기 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이다. 또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 인장 강도가 780㎫ 이상 1370㎫ 이하이다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 7.0 이하인 것이 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분으로서, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.20％ 이하, B: 0.001％ 이상 0.010％ 이하, V: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Co: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, W: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Ca: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Zr: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하 중 적어도 1종을 함유해도 된다.
1. 화학 성분
먼저, 강 조성 및 그 한정 이유에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분으로서, 기본 원소를 포함하고, 필요에 따라서 선택 원소를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함한다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 성분 중, C, Si, Mn, Al이 기본 원소(주요한 합금화 원소)이다.
(C: 0.030％ 이상 0.400％ 이하)
C(탄소)는, 강판 강도를 확보하는 데 있어서 중요한 원소이다. C 함유량이 0.030％ 미만이면, 인장 강도 780㎫ 이상을 확보할 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.030％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 한편, C 함유량이, 0.400％ 초과로 되면, 용접성이 나빠지므로, 상한을 0.400％로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20％이다.
(Si: 0.050％ 이상 2.5％ 이하)
Si(실리콘)는, 고용 강화에 의해 재료 강도를 높일 수 있는 중요한 원소이다. Si 함유량이 0.050％ 미만이면, 항복 강도가 저하되기 때문에, Si 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.3％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 2.5％ 초과이면, 표면 성상 열화를 일으키기 때문에, Si 함유량은 2.5％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.5％ 이하이다.
(Mn: 1.00％ 이상 4.00％ 이하)
Mn(망간)은, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 있어서 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 780㎫ 이상의 인장 강도를 확보할 수 없다. 따라서, Mn 함유량은, 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이상이며, 보다 바람직하게는 2.00％ 이상이다. 한편, Mn을 과잉으로 첨가하면, Mn 편석에 의해 조직이 불균일해져, 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 하고, 바람직하게는 3.00％ 이하, 보다 바람직하게는 2.60％ 이하로 한다.
(sol.Al: 0.001％ 이상 2.0％ 이하)
sol.Al(산가용 알루미늄)은, 강을 탈산하여 강판을 건전화하는 작용을 갖는 원소이다. sol.Al 함유량이, 0.001％ 미만이면, 충분히 탈산할 수 없기 때문에, sol.Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. 단, 탈산이 충분히 필요한 경우, sol.Al 함유량은, 0.01％ 이상의 첨가가 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편, sol.Al 함유량이 2.0％ 초과이면, 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, 산화물계 개재물이 증가되어 표면 성상의 열화가 현저해진다. 따라서, sol.Al 함유량은 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이고, 가장 바람직하게는 0.08％ 이하로 한다. 또한, sol.Al이란, Al2O3 등의 산화물로 되어 있지 않고, 산에 가용되는 산가용 Al을 의미한다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분으로서, 불순물을 함유한다. 또한, 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석이나 스크랩으로부터, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다. 예를 들어, P, S, N 등의 원소를 의미한다. 이들 불순물은, 본 실시 형태의 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 불순물의 함유량은 적은 것이 바람직하므로, 하한값을 제한할 필요가 없고, 불순물의 하한값이 0％여도 된다.
(P: 0.020％ 이하)
P(인)는, 일반적으로는 강에 함유되는 불순물이다. 단, 인장 강도를 높이는 작용을 가지므로, P를 의도적으로 함유시키는 경우도 있다. 그러나, P 함유량이 0.020％ 초과이면 용접성의 열화가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.020％ 이하로 제한한다. P 함유량은 바람직하게는 0.010％ 이하로 제한한다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, P 함유량을 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(S: 0.020％ 이하)
S(황)는, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. S 함유량이 0.020％ 초과이면 용접성의 저하가 현저해짐과 함께, MnS의 석출량이 증가되어, 저온 인성이 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.020％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하로 제한한다. 또한, 탈황 비용의 관점에서, S 함유량은 0.001％ 이상으로 해도 된다.
(N: 0.010％ 이하)
N(질소)은, 강에 함유되는 불순물이며, 용접성의 관점에서는 적을수록 바람직하다. N 함유량이 0.010％ 초과이면 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.010％ 이하로 제한한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하로 제한한다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상기에서 설명한 기본 원소 및 불순물에 더하여, 선택 원소를 함유해도 된다. 예를 들어, 상기한 잔부인 Fe의 일부 대신에, 선택 원소로서, Ti, Nb, B, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, Zr 중 적어도 1종을 함유해도 된다. 이들 선택 원소는, 열연 강판의 기계 특성을 바람직하게 향상시킨다. 이들 선택 원소는, 그 목적에 따라서 함유시키면 된다. 따라서, 이들 선택 원소의 하한값을 제한할 필요가 없고, 하한값이 0％여도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 불순물로서 함유되어도, 상기 효과는 손상되지 않는다.
(Ti: 0％ 이상 0.20％ 이하)
Ti(티타늄)는, TiC로서, 강판의 냉각 중 또는 권취 중에, 강판 조직의 페라이트 또는 베이나이트로 석출되어, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 따라서, Ti를 함유시켜도 된다. Ti를 과잉으로 첨가하면, 열간 압연 시의 재결정을 억제하여, 특정 결정 방위의 집합 조직이 발달한다. 그 때문에, L축 굽힘과 C축 굽힘 중 적어도 한쪽에서, 복잡한 형상을 갖는 서스펜션 부품의 가공에 필요한, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 2.0 이하가 되지 않는다. 따라서, Ti 함유량은, 0.20％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.18％ 이하, 보다 바람직하게는 0.15％ 이하이다. 상기 효과를 바람직하게 얻기 위해서는, Ti 함유량은, 0.001％ 이상이면 된다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다.
(Nb: 0％ 이상 0.20％ 이하)
Nb(니오븀)는, Ti와 마찬가지로, NbC로서 석출되어, 강도를 향상시킴과 함께, 오스테나이트의 재결정을 현저하게 억제하는 원소이다. 따라서, Nb를 함유시켜도 된다. Nb가 0.20％를 초과하면, 열간 압연 중에 오스테나이트의 재결정을 억제하여, 집합 조직이 발달함으로써, L축 굽힘과 C축 굽힘 중 적어도 한쪽에서, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 2.0 이하가 되지 않는다. 따라서, Nb 함유량은 0.20％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이하, 보다 바람직하게는 0.10％ 이하이다. 상기 효과를 바람직하게 얻기 위해서는, Nb 함유량은, 0.001％ 이상이면 된다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상이다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 화학 성분으로서, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.20％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.
(B: 0％ 이상 0.010％ 이하)
B(보론)는, 입계에 편석되어, 입계 강도를 향상시킴으로써, 펀칭 시의 펀칭 단면의 거칠기를 억제할 수 있다. 따라서, B를 함유시켜도 된다. B 함유량이 0.010％를 초과해도, 상기 효과는 포화되어, 경제적으로 불리해지므로, B 함유량의 상한은 0.010％로 한다. B 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이다. 상기 효과를 바람직하게 얻기 위해서는, B 함유량은, 0.001％ 이상이면 된다.
(V: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(Cr: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(Co: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(W: 0％ 이상 1.0％ 이하)
(Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하)
V(바나듐), Cr(크로뮴), Mo(몰리브덴), Cu(구리), Co(코발트), W(텅스텐), Ni(니켈)는, 모두 강도를 안정적으로 확보하기 위해 효과가 있는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소에 대해서도, 각각 1.0％를 초과하여 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되기 쉬워 경제적으로 불리해지는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소의 함유량은, 각각 1.0％ 이하로 한다. 이들 원소의 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.8％ 이하, 보다 바람직하게는 0.5％ 이하이다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, 어느 원소에 대해서도, 각각 0.005％ 이상이면 된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 화학 성분으로서, 질량％로, V: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Cu: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Co: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, W: 0.005％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.005％ 이상 1.0％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.
(Ca: 0％ 이상 0.01％ 이하)
(Mg: 0％ 이상 0.01％ 이하)
(REM: 0％ 이상 0.01％ 이하)
(Zr: 0％ 이상 0.01％ 이하)
Ca(칼슘), Mg(마그네슘), REM(희토류 원소), Zr(지르코늄)은, 모두 개재물 제어, 특히 개재물의 미세 분산화에 기여하여, 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소에 대해서도, 각각 0.01％를 초과하여 함유시키면, 표면 성상의 열화가 현재화되는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소의 함유량은, 각각 0.01％ 이하로 한다. 이들 원소의 함유량은, 각각, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하이다. 또한, 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, 어느 원소에 대해서도, 각각 0.0003％ 이상이면 된다.
여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 그 적어도 1종이다. 상기 REM의 함유량은 이들 원소 중 적어도 1종의 합계 함유량을 의미한다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 화학 성분으로서, 질량％로, Ca: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Mg: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, REM: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하, Zr: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하다.
상기한 강 성분은, 강의 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 강 성분은, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, sol.Al은, 시료를 산으로 가열 분해한 후의 여액을 사용하여 ICP-AES에 의해 측정하면 된다. 또한, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열 전도도법을 사용하고, O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.
2. 집합 조직
다음에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 집합 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 이 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하인 집합 조직을 갖는다.
(강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역)
강판을 굽힘 변형할 때, 판 두께 중심을 경계로, 표면을 향하여 변형이 커지고, 최표면에서 변형은 최대가 된다. 따라서, 굽힘 균열은 강판 표면에 생성된다. 이와 같은, 균열의 생성에 기여하는 것은, 강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역의 조직이기 때문에, 표면 영역의 집합 조직을 제어한다.
(표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 이 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하)
강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에 있어서의, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 3.0 초과이면, 변형 국재화가 일어나는 영역이 증가되어, 굽힘 균열 발생의 요인이 되므로, L축 굽힘과 C축 굽힘 중 적어도 한쪽에서, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 2.0 이하를 만족시킬 수 없다. 그 때문에, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도는, 3.0 이하로 한다. 이 방위군의 평균 극밀도는, 바람직하게는 2.5 이하, 보다 바람직하게는 2.0 이하이다.
상기 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도는 작을수록 바람직하지만, 인장 강도 780㎫ 이상의 고강도 열연 강판에서는, 이 값을 0.5 미만으로 하는 것은 곤란하기 때문에, 실질적인 하한이 0.5가 된다.
강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에 있어서의, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 분포가 불균일하면, 굽힘 가공성의 이방성이 커진다. {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 각 방위의 극밀도의 표준 편차가 2.0 초과이면, L축 굽힘과 C축 굽힘의 이방성이 커져, L축 굽힘과 C축 굽힘 중 적어도 한쪽에서, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 2.0 이하를 만족시킬 수 없다. 그 때문에, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 극밀도의 표준 편차는, 2.0 이하로 한다. 이 방위군의 극밀도의 표준 편차는, 바람직하게는 1.5 이하, 보다 바람직하게는 1.0 이하로 한다.
상기 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 극밀도의 표준 편차는 작을수록 바람직하지만, 인장 강도 780㎫ 이상의 고강도 열연 강판에서는, 0.2 미만으로 하는 것은 곤란하기 때문에, 실질적인 하한이 0.2가 된다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 7.0 이하인 집합 조직을 갖는 것이 바람직하다.
(강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역)
강판을 굽힘 변형하여 표면 영역에서 굽힘 균열이 생성되면, 이 굽힘 균열이 판 두께 중심 영역을 향하여 전반되는 경우가 있다. 이와 같은, 굽힘 균열의 진전은, 강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역이 주로 기여하기 때문에, 이 영역의 집합 조직을 제어하는 것이 바람직하다.
(중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 7.0 이하)
판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도를 7.0 이하로 제어함으로써, L 방향 및 C 방향 모두 보다 우수한 굽힘 가공성이 바람직하게 얻어진다. 예를 들어, 표면 영역에서 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 이 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이고, 또한 중심 영역에서 {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 7.0 이하이면, L 방향과 C 방향의 양쪽에서, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 1.5 이하를 충족한다. 따라서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도를 7.0 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 결정 방위의 극밀도는, 보다 바람직하게는 6.0 이하, 더욱 바람직하게는 5.0 이하이다.
상기 {334}<263>의 결정 방위의 극밀도는 작을수록 바람직하지만, 인장 강도 780㎫ 이상의 고강도 열연 강판에서는, 1.0 미만으로 제어하는 것은 곤란하기 때문에, 실질적인 하한이 1.0이 된다.
극밀도는, EBSP(Electron BackScatter Diffraction Pattern)법에 의해 측정할 수 있다. EBSP법에 의한 해석에 제공하는 시료는, 압연 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 절단면을 기계 연마하고, 그 후에 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거한다. 이 시료를 사용하여, 강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위, 또한 필요에 따라서 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위에 대하여, 측정 간격을 4㎛로 하고, 측정 면적이 150000㎛2 이상이 되도록 EBSP법에 의한 해석을 행한다.
도 2에, φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)와, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군을 나타낸다. {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군이란, 집합 조직 해석을 BUNGE 표시하고, φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)에서, {110}<110>의 결정 방위(φ1=0°, Φ=90.0°, φ2=45.0°)부터, {110}<001>의 결정 방위(φ1=90.0°, Φ=90.0°, φ2=45.0°)까지의 φ1=0 내지 90°의 범위를 가리킨다. 단, 시험편 가공이나 시료의 세팅에 기인하는 측정 오차가 있기 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도와 표준 편차를, 도 2 중에 나타내는 해칭부(Φ=80 내지 90°, φ1=0 내지 90°의 범위 내)에서 산출한다.
또한, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군에는, {110}<110>, {110}<111>, {110}<223>, {110}<112>, {110}<001>의 결정 방위가 포함된다.
여기서, 압연판의 결정 방위는, 통상, 판면과 평행한 격자면을 (hkl) 또는 {hkl}라 표시하고, 압연 방향에 평행한 방위를 [uvw] 또는 <uvw>라 표시한다. 또한, {hkl} 및 <uvw>는, 등가의 격자면 및 방향의 총칭이며, (uvw) 및 [hkl]은, 개개의 격자면 및 방향을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, bcc 구조를 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어 110, (-110), (1-10), (-1-10), (101), (-101), (10-1), (-10-1), (011), (0-11), (01-1), (0-1-1)은 등가의 격자면이며, 구별이 되지 않는다. 이와 같은 경우, 이들 격자면을 총칭하여 {110}이라 칭한다.
{110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군은, φ1의 값에 따라, 변형 저항값이 크게 변화되는 방위이며, 예를 들어 φ1의 각도가 0° 내지 45°에서는, L 방향으로 변형시켰을 때의 변형 저항이 크고, φ1의 각도가 45° 내지 90°에서는, C 방향으로 변형시켰을 때의 변형 저항이 커진다. 따라서, 이 방위군이 발달한 집합 조직에서는, L 방향 또는 C 방향으로 변형시켰을 때, 변형 저항이 큰 방위의 결정과, 변형 저항이 작은 방위의 결정 사이에서, 변형량의 차이에 기인한 변형 국재화가 일어나, 균열 발생의 기점이 된다.
도 3에, φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)와, {334}<263>의 결정 방위를 나타낸다. {334}<263>의 결정 방위란, 집합 조직 해석을 BUNGE 표시하고, φ2=45° 단면의 결정 방위 분포 함수(ODF)에서, (φ1=36.1°, Φ=46.7°, φ2=45.0°)를 가리킨다. 단, 시험편 가공이나 시료의 세팅에 기인하는 측정 오차가 있기 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도로서, 도 3 중에 나타내는 해칭부(Φ=40 내지 50°, φ1=30 내지 40°의 범위 내)에 있어서의 평균 강도를 산출한다.
{334}<263>의 결정 방위는, L 방향과 C 방향 중 어느 것에 대해서도, 변형 저항이 크기 때문에, 이 결정 방위가 발달함으로써, 다른 결정 방위와의 변형 저항과의 차이에 기인한 변형 국재화가 일어나, 이들 변형 집중 개소가 균열의 전파를 조장함으로써, 굽힘성을 열화시킨다.
3. 강판 조직
본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 집합 조직이 상기와 같이 제어되면 되고, 강 조직의 구성상(構成相)은 특별히 제한되지 않는다.
단, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 강 조직의 구성상으로서, 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트, 탄질화물 등의 화합물 등을 함유해도 상관없다.
예를 들어, 면적％로, 페라이트: 0％ 이상 70％ 이하, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 합계: 0％ 이상 100％ 이하(베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트 단일 조직이어도 됨), 잔류 오스테나이트: 25％ 이하, 프레시 마르텐사이트: 0％ 이상 100％ 이하(마르텐사이트 단일 조직이어도 됨), 및 펄라이트: 5％ 이하인 것이 바람직하다. 상기 구성상 이외의 잔부가 5％ 이하로 제한되는 것이 바람직하다.
4. 기계 특성
다음에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 기계 특성에 대하여 설명한다.
(인장 강도가 780㎫ 이상 1370㎫ 이하)
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 자동차의 경량화에 기여하는 충분한 강도를 갖는 것이 바람직하다. 그 때문에, 인장 최대 강도(TS)는, 780㎫ 이상으로 한다. 인장 최대 강도는, 바람직하게는 980㎫ 이상이다. 인장 최대 강도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 예를 들어 이 상한을 1370㎫로 하면 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 전체 연신율(EL)이 7％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 인장 시험은 JIS Z2241(2011)에 준거하여 행하면 된다.
본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상기한 강 조성, 집합 조직, 및 인장 강도를 만족시킴으로써, 압연 방향(L 방향) 및 압연 방향의 수직 방향(C 방향)을 따른 굽힘 시험 중 어느 것에서도, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값(최소 굽힘 반경÷판 두께)인 Rm/t가 2.0 이하가 된다.
또한, Rm은 최소 굽힘 반경이며, t는 열연 강판의 판 두께이다. 굽힘 시험은, 예를 들어 열연 강판의 폭 방향 1/2 위치로부터, 직사각 형상의 시험편을 잘라내고, 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자에 대하여, JIS Z 2248(2014)(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 행하면 된다. 굽힘 외측에 균열이 발생하였는지 여부를 조사하여, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경 Rm을 구한다.
5. 제조 방법
다음에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조하는 방법은, 하기의 방법에 한정되지 않는다. 하기의 제조 방법은, 본 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조하기 위한 하나의 예이다.
L 방향 및 C 방향 중 어느 방향에 대해서도, 우수한 굽힘 가공성을 얻기 위해서는, 가장 가혹한 굽힘 변형을 받는 강판 표면 영역의 집합 조직을 제어함으로써, L 방향 및 C 방향 중 어느 굽힘 변형 시에도, 굽힘 균열의 발생을 억제하는 것이 중요하다. 또한, 판 두께 중심 영역의 소정 방위의 극밀도를 저감시킴으로써, 강판 표면 영역에 발생한 미소한 균열을 내부까지 진전시키지 않는 것이 바람직하다. 이들을 충족하기 위한 제조 조건을 이하에 나타낸다.
열간 압연에 선행하는 제조 공정은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제에 이어서, 각종 2차 제련을 행하고, 다음에 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조, 또는 박슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는, 주조 슬래브를 일단 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 저온까지 냉각하지 않고, 주조 후에 그대로 열연해도 된다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
주조한 슬래브에, 가열을 실시한다. 이 가열 공정에서는, 슬래브를 1200℃ 이상 1300℃ 이하의 온도로 가열한 후, 30분 이상 유지한다. 가열 온도가 1200℃ 미만이면, Ti 및 Nb계 석출물이 충분히 용해되지 않으므로 후공정의 열간 압연 시에 충분한 석출 강화가 얻어지지 않고, 또한 조대한 탄화물로서 강 중에 잔존함으로써 성형성을 열화시킨다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도 1300℃ 초과에서는, 스케일 생성량이 증대되어, 수율이 저하되기 때문에, 가열 온도는 1300℃ 이하로 한다. Ti 및 Nb계 석출물을 충분히 용해시키기 위해, 이 온도 범위에서 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해 유지 시간은, 10시간 이하로 하는 것이 바람직하고, 5시간 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
가열된 슬래브에, 조압연을 실시한다. 이 조압연 공정에서는, 조압연 후의 조압연판의 두께를 35㎜ 초과 45㎜ 이하로 제어한다. 조압연판의 두께는, 마무리 압연 공정에서의 압연 개시 시부터 압연 완료 시까지 발생하는 압연판의 선단부터 후미단까지의 온도 저하량에 영향을 미친다. 또한, 조압연판의 두께가, 35㎜ 이하 또는 45㎜ 초과이면, 다음 공정인 마무리 압연 중에 강판에 도입되는 변형량이 변화되어, 마무리 압연 중에 형성되는 가공 조직이 변화된다. 그 결과, 재결정 거동이 변화되어, 원하는 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 특히, 강판 표면 영역에서 상기한 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다.
조압연판에, 마무리 압연을 실시한다. 이 마무리 압연 공정에서는, 다단 마무리 압연을 행한다. 마무리 압연의 개시 온도가 1000℃ 이상 1150℃ 이하이고, 마무리 압연의 개시 전의 강판의 두께(조압연판의 두께)가 35㎜ 초과 45㎜ 이하이다. 또한, 다단 마무리 압연의 최종단보다 1단 전의 압연은, 압연 온도가 960℃ 이상 1015℃ 이하이고, 압하율이 11％ 초과 23％ 이하이다. 또한, 다단 마무리 압연의 최종단은, 압연 온도가 930℃ 이상 995℃ 이하이고, 압하율이 11％ 초과 21％ 이하이다. 또한, 최종 2단의 압하 시의 각 조건을 제어하여, 하기의 식 1에 의해 계산되는 집합 조직 형성 파라미터 ω가 100 이하를 충족한다. 상기 조건에서 마무리 압연을 실시한다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007
Figure pct00008
여기서,
PE: 석출물 형성 원소에 의한 재결정 억제 효과의 환산값(단위: 질량％)
Ti: 강 중에 포함되는 Ti의 농도(단위: 질량％)
Nb: 강 중에 포함되는 Nb의 농도(단위: 질량％)
F1 *: 최종단보다 1단 전의 환산 압하율(단위: ％)
F2 *: 최종단의 환산 압연 압하율(단위: ％)
F1: 최종단보다 1단 전의 압하율(단위: ％)
F2: 최종단의 압하율(단위: ％)
Sr1: 최종단보다 1단 전의 압연 형상비(무단위)
Sr2: 최종단에 있어서의 압연 형상비(무단위)
D1: 최종단보다 1단 전의 롤 직경(단위: ㎜)
D2: 최종단의 롤 직경(단위: ㎜)
t1: 최종단보다 1단 전의 압연 개시 시에 있어서의 판 두께(단위: ㎜)
t2: 최종단의 압연 개시 시에 있어서의 판 두께(단위: ㎜)
tf: 마무리 압연 후의 판 두께(단위: ㎜)
FT1 *: 최종단보다 1단 전의 환산 압연 온도(단위: ℃)
FT2 *: 최종단의 환산 압연 온도(단위: ℃)
FT1: 최종단보다 1단 전의 압연 온도(단위: ℃)
FT2: 최종단의 압연 온도(단위: ℃)
단, 식 1 내지 식 8에서, F1이나 F2와 같이 변수에 부기되어 있는 숫자의 1 및 2는, 다단 마무리 압연에서의 최종 2단의 압연에 대하여, 최종단보다 1단 전의 압연에 관한 변수에 1을 부기하고, 최종단의 압연에 관한 변수에 2를 부기하고 있다. 예를 들어, 전체 7단의 압연을 포함하는 다단 마무리 압연에서는, F1은 압연 입구측으로부터 세어 6단째의 압연의 압하율을 의미하고, F2는 7단째의 압연의 압하율을 의미한다.
석출물 형성 원소에 의한 재결정 억제 효과의 환산값 PE에 대하여, 핀 고정 및 솔루트 드래그의 효과는, Ti+1.3Nb의 값이 0.02 이상에서 현재화되기 때문에, 식 2에서, Ti+1.3Nb<0.02를 만족시키는 경우에는, PE=0.01로 하고, Ti+1.3Nb≥0.02를 만족시키는 경우에는, PE=Ti+1.3Nb-0.01로 한다.
최종단보다 1단 전의 환산 압하율 F1 *에 대해서는, 최종단보다 1단 전의 압하율 F1이 집합 조직에 미치는 영향은, F1의 값이 12 이상에서 현재화되기 때문에, 식 3에서, F1<12를 만족시키는 경우에는, F1 *=1.0으로 하고, F1≥12를 만족시키는 경우에는, F1 *=F1-11로 한다.
최종단의 환산 압연 압하율 F2 *에 대해서는, 최종단의 압하율 F2가 집합 조직에 미치는 영향은, F2의 값이 11.1 이상에서 현재화되기 때문에, 식 4에서, F2<11.1을 만족시키는 경우에는, F2 *=0.1로 하고, F2≥11.1을 만족시키는 경우에는, F2 *=F2-11로 한다.
식 1은, 최종단의 압연 온도 FT2가 930℃ 이상인 마무리 압연에서의 바람직한 제조 조건을 나타내는 것이며, FT2가 930℃ 미만인 경우에는, 집합 조직 형성 파라미터 ω의 값에 의미를 갖지 않는다. 즉, FT2가 930℃ 이상이고, 또한 ω가 100 이하이다.
(마무리 압연의 개시 온도가 1000℃ 이상 1150℃ 이하)
마무리 압연의 개시 온도가 1000℃ 미만이면, 최종 2단을 제외한 전단에서의 압연에 의해 가공된 조직의 재결정이 충분히 일어나지 않아, 강판 표면 영역의 집합 조직이 발달하여, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 마무리 압연의 개시 온도는 1000℃ 이상으로 한다. 마무리 압연의 개시 온도는, 바람직하게는 1050℃ 이상이다. 한편, 마무리 압연의 개시 온도를 1150℃ 초과로 하면, 과도하게 오스테나이트 입자가 조대화되어, 인성을 열화시키므로, 마무리 압연의 개시 온도를 1150℃ 이하로 한다.
(다단 마무리 압연에 있어서의 최종 2단의 압하 시의 각 조건을 제어하여, 식 1에 의해 계산되는 ω가 100 이하가 되는 조건에서 마무리 압연을 실시한다)
본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조에서는, 다단 마무리 압연에 있어서의 최종 2단의 열연 조건이 중요해진다.
식 1에서 정의하는 ω의 계산에 사용하는 최종 2단의 압연 시의 압하율 F1 및 F2는, 각 단에서의 압연 전후의 판 두께의 차를, 압연 전의 판 두께로 제산한 값을 백분율로 나타낸 수치이다. 압연롤의 직경 D1 및 D2는, 실온에서 측정한 것이며, 열연 중의 편평을 고려할 필요는 없다. 또한, 압연 입구측의 판 두께 t1 및 t2, 그리고 마무리 압연 후의 판 두께 tf는, 방사선 등을 사용하여 그 자리에서 측정해도 되고, 압연 하중으로부터, 변형 저항 등을 고려하여 계산으로 구해도 된다. 또한, 마무리 압연 후의 판 두께 tf는, 열연 완료 후의 강판의 최종 판 두께로 해도 된다. 압연 개시 온도 FT1 및 FT2는, 마무리 압연 스탠드간의 방사 온도계 등의 온도계에 의해 측정한 값을 사용하면 된다.
집합 조직 형성 파라미터 ω는, 마무리 압연의 최종 2단에서 강판 전체에 도입되는 압연 변형과, 강판 표면 영역에 도입되는 전단 변형과, 압연 후의 재결정 속도를 고려한 지표이며, 집합 조직의 형성 용이성을 의미한다. 집합 조직 형성 파라미터 ω가 100을 초과하는 조건에서 최종 2단의 마무리 압연을 행하면, 표면 영역에서 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군이 발달하여, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 혹은, 표면 영역에서 상기 방위군에 포함되는 결정 방위의 극밀도의 분포가 불균등해져, 상기 방위군의 극밀도의 표준 편차를 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 마무리 압연 공정에서, 집합 조직 형성 파라미터 ω는 100 이하로 제어한다.
또한, 집합 조직 형성 파라미터 ω를 60 이하로 한 경우, 강판 표면 영역에 도입되는 전단 변형량이 저하됨과 함께, 판 두께 중심 영역에 있어서의 재결정 거동이 촉진되기 때문에, 강판 표면 영역의 집합 조직에 더하여, 판 두께 중심 영역에서 {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 7.0 이하가 되어, 굽힘 가공성의 이방성이 작아진다. 따라서, 마무리 압연 공정에서, 집합 조직 형성 파라미터 ω를 60 이하로 하는 것이 바람직하다.
(최종단보다 1단 전의 압연 온도 FT1이 960℃ 이상 1015℃ 이하)
최종단보다 1단 전의 압연 온도 FT1이 960℃ 미만이면, 압연에 의해 가공된 조직의 재결정이 충분히 일어나지 않아, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압연 온도 FT1은 960℃ 이상으로 한다. 한편, 압연 온도 FT1이 1015℃ 초과이면, 오스테나이트 입자의 조대화 등에 기인하여, 가공 조직의 형성 상태나 재결정 거동이 변화되기 때문에, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압연 온도 FT1은 1015℃ 이하로 한다.
(최종단보다 1단 전의 압하율 F1이 11％ 초과 23％ 이하)
최종단보다 1단 전의 압하율 F1이 11％ 이하이면, 압연에 의해 강판에 도입되는 변형량이 불충분해져 재결정이 충분히 일어나지 않아, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압하율 F1은 11％ 초과로 한다. 한편, 압하율 F1이 23％ 초과이면, 결정 중의 격자 결함이 과잉으로 되어 재결정 거동이 변화되기 때문에, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압하율 F1은 23％ 이하로 한다.
또한, 압하율 F1은 이하와 같이 계산된다.
F1=(t1-t2)/t1×100
(최종단의 압연 온도 FT2가 930℃ 이상 995℃ 이하)
최종단의 압연 온도 FT2가 930℃ 미만이면, 오스테나이트의 재결정 속도가 현저하게 저하되어, 표면 영역에서 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 발달을 억제할 수 없어, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압연 온도 FT2는 930℃ 이상으로 한다. 한편, 압연 온도 FT2가 995℃ 초과이면, 가공 조직의 형성 상태나 재결정 거동이 변화되기 때문에, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압연 온도 FT2는 995℃ 이하로 한다.
(최종단의 압하율 F2가 11％ 초과 21％ 이하)
최종단의 압하율 F2가 11％ 이하이면, 압연에 의해 강판에 도입되는 변형량이 불충분해져 재결정이 충분히 일어나지 않아, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압하율 F2는 11％ 초과로 한다. 한편, 압하율 F2가 21％ 초과이면, 결정 중의 격자 결함이 과잉으로 되어 재결정 거동이 변화되기 때문에, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 없다. 따라서, 압하율 F2는 21％ 이하로 한다.
또한, 압하율 F2는 이하와 같이 계산된다.
F2=(t2-tf)/t2×100
마무리 압연 공정에서는, 상기한 각 조건을 동시에 또한 불가분하게 제어한다. 상기한 각 조건은, 어느 것이든 1개의 조건만을 만족시키면 되는 것이 아니라, 상기한 각 조건 모두를 동시에 만족시킬 때, 표면 영역의 집합 조직을 상기 범위로 제어할 수 있다.
마무리 압연 후의 열연 강판을, 냉각하여 권취한다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 베이스 조직(강 조직의 구성상)의 제어가 아니라, 집합 조직을 제어함으로써, L축 굽힘과 C축 굽힘의 양쪽에서 우수한 굽힘 가공성을 달성하고 있다. 그 때문에, 냉각 공정 및 권취 공정에서는, 제조 조건을 특별히 한정하지 않는다. 따라서, 다단 마무리 압연 후의 냉각 공정 및 권취 공정은, 통상의 방법에 의해 행하면 된다.
또한, 마무리 압연 중의 강판의 구성상은 오스테나이트가 주체이며, 상기한 마무리 압연에 의해 오스테나이트의 집합 조직이 제어된다. 이 오스테나이트 등의 고온 안정상(安定相)은, 마무리 압연 후의 냉각 및 권취 시에, 베이나이트 등의 저온 안정상으로 상변태된다. 이 상변태에 의해 결정 방위가 변화되어, 냉각 후의 강판 집합 조직이 변화되는 경우가 있다. 단, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 관해서는, 표면 영역에서 제어하는 상기 결정 방위가, 마무리 압연 후의 냉각 및 권취에 큰 영향을 받지 않는다. 즉, 마무리 압연 시에 오스테나이트로서 집합 조직을 제어해 두면, 그 후의 냉각 및 권취 시에 베이나이트 등의 저온 안정상으로 상변태되어도, 이 저온 안정상이, 표면 영역에서 상기 집합 조직의 규정을 만족시킨다. 판 두께 중심 영역의 집합 조직에 대해서도 마찬가지이다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에는, 냉각 후에, 필요에 따라 산세를 실시해도 된다. 이 산세 처리를 행해도, 표면 영역의 집합 조직은 변화되지 않는다. 산세 처리는, 예를 들어 3 내지 10％ 농도의 염산으로 85℃ 내지 98℃의 온도에서 20초 내지 100초 동안 행하면 된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 냉각 후에, 필요에 따라서 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 이 스킨 패스 압연은, 표면 영역의 집합 조직이 변화되지 않을 정도의 압하율로 하면 된다. 스킨 패스 압연에는, 가공 성형 시에 발생하는 스트레처 스트레인의 방지나, 형상 교정의 효과가 있다.
실시예 1
다음에, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 상세하게 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 제한되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.
소정의 화학 성분을 갖는 강을 주조하고, 주조 후, 그대로 혹은 일단 실온까지 냉각한 후에 재가열하여, 1200℃ 내지 1300℃의 온도 범위로 가열하고, 그 후, 1100℃ 이상의 온도에서, 목적의 조압연판 판 두께까지, 슬래브를 조압연하여 조압연판을 제작하였다. 조압연판에, 전체 단 7단을 포함하는 다단 마무리 압연을 실시하였다. 마무리 압연 후의 강판을 냉각하여 권취하여 열연 강판을 제작하였다.
표 1 및 표 2에 열연 강판의 화학 성분을 나타낸다. 또한, 화학 성분에 관하여, 표 중에서 「<」를 부기하는 값은, 측정 장치의 검출 한계 이하의 값임을 나타내고, 이들 원소는 강에 의도적으로 첨가하고 있지 않음을 나타낸다.
또한, 마무리 압연 공정에서는, 표 3 내지 표 6에 기재된 온도로부터 마무리 압연을 개시하고, 압연 개시로부터 최종 2단의 압연을 제외한, 합계 5단의 압연에 의해, 표 3 내지 표 6에 기재된 최종단보다 1단 전의 압연 개시 시에 있어서의 판 두께 t1까지 압연하였다. 그 후, 표 3 내지 표 10에 기재된 각 조건에서 최종 2단의 압연을 실시하였다. 마무리 압연 완료 후, 이하에 나타내는 각 냉각 패턴으로 냉각 및 권취를 행하여, 표 3 내지 표 6에 나타내는 판 두께 tf의 열연 강판으로 하였다. 또한, 열연 완료 후의 강판의 최종 판 두께를, 마무리 압연 후의 판 두께 tf로 하였다.
(냉각 패턴 B: 베이나이트 패턴)
본 패턴에서는, 마무리 압연 완료 후, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 권취 온도 450℃ 내지 550℃까지 냉각 후, 코일형으로 권취하였다.
(냉각 패턴 F+B: 페라이트-베이나이트 패턴)
본 패턴에서는, 마무리 압연 완료 후, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 600 내지 750℃의 냉각 정지 온도 범위 내까지 냉각하고, 냉각 정지 온도 범위 내에서 냉각을 정지하여 2 내지 4초 유지 후, 또한 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 550℃ 이하의 권취 온도에서 코일형으로 권취하였다. 또한, 냉각 정지 온도나 유지 시간은, 이하의 Ar3 온도를 참고로 하여 설정하였다.
Ar3(℃)=870-390C+24Si-70Mn-50Ni-5Cr-20Cu+80Mo
(냉각 패턴 Ms: 마르텐사이트 패턴)
본 패턴에서는, 마무리 압연 완료 후, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 100℃ 이하의 권취 온도까지 냉각 후, 코일형으로 권취하였다.
또한, 시재(試材) No.1 내지 No.142에서는, 1200℃ 내지 1100℃의 범위에서 합계 압하율 40％ 이상의 조압연을 행하고, 다단 마무리 압연의 최종 2단 이외의 5단의 합계의 압하율이 50％ 이상이 되도록 마무리 압연을 행하였다. 단, 합계의 압하율은, 각각, 조압연의 개시나 마무리 압연의 개시 시의 판 두께와, 조압연의 완료나 마무리 5단째의 완료 시의 판 두께에 기초하여 계산하여 백분율로 나타낸 수치이다.
제작한 열연 강판에 관하여, 표 1 및 표 2에 각 화학 성분, 표 3 내지 표 10에 각 제조 조건, 표 11 내지 표 14에 각 제조 결과를 나타낸다. 또한, 표 7 내지 표 10 중의 「냉각·권취 패턴」에서, 「B」는 베이나이트 패턴을 나타내고, 「F+B」는 페라이트-베이나이트 패턴을 나타내고, 「Ms」는 마르텐사이트 패턴을 나타낸다. 또한, 표 11 내지 표 14 중의 「집합 조직」에서, 「A 방위군」은 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군을 나타내고, 「B 방위」는 {334}<263> 결정 방위를 나타낸다. 또한, 표 중에서 사용하고 있는 각 기호는, 상기에서 설명한 기호에 대응한다.
인장 강도는, 열연 강판의 폭 방향 1/4의 위치로부터, 압연 방향과 수직 방향(C 방향)이 긴 변 방향이 되도록 채취한 JIS5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 최대 강도 TS, 합계 연신율(전체 연신율) EL을 구하였다.
굽힘 시험은, 열연 강판의 폭 방향 1/2 위치로부터, 100㎜×30㎜의 직사각 형상으로 잘라낸 시험편을 사용하여, JIS Z 2248(2014)(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여, 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자의 굽힘 시험을 실시하여, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경을 구하였다. 단, 균열의 유무는, V 블록 90° 굽힘 시험 후의 시험편을 굽힘 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 면으로 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 시험편의 굽힘 외측의 균열을 관찰하고, 관찰되는 균열 길이가 50㎛를 초과하는 경우에 균열 있음이라 판단하였다.
표 1 내지 표 14 중에서 밑줄을 그은 수치는, 본 발명의 범위 외에 있는 것을 나타낸다.
표 1 내지 표 14 중, 「본 발명예」로 기재하는 시재 No.는, 본 발명의 조건을 모두 만족시키는 강판이다.
본 발명예에서는, 강 조성을 만족시키고, 표면 영역에서 {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 이 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이고, 780㎫ 이상의 인장 강도를 갖고 있다. 그 때문에, L축 굽힘과 C축 굽힘의 양쪽에서, 최소 굽힘 반경을 판 두께로 나눈 값인 Rm/t가 2.0 이하가 되어, 우수한 굽힘성을 갖고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 열연 강판이 얻어진다.
한편, 표 1 내지 표 14 중, 「비교예」로 기재하는 시재 No.는, 강 조성, 표면 영역의 집합 조직, 또는 인장 강도 중 적어도 하나를 만족시키지 못한 강판이다.
시재 No.5는, Mn 함유량이 제어 범위 외였기 때문에, 인장 강도가 충분하지 않았다.
시재 No.8은, Mn 함유량이 제어 범위 외였기 때문에, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.9는, C 함유량이 제어 범위 외였기 때문에, 인장 강도가 충분하지 않았다.
시재 No.15는, Ti 함유량 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.19는, Nb 함유량 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.31은, 마무리 압연 조건 FT1 및 FT2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.33은, 마무리 압연 조건 FT1 및 FT2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.35는, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.48은, Ti 함유량 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.51은, Nb 함유량 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.55는, 마무리 압연 조건 FT1 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.58은, 마무리 압연 조건 FT1 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.63은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.66은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.71은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.74는, 마무리 압연 조건 F1 및 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.79는, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.82는, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.87은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.90은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.95는, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.98은, 집합 조직 형성 파라미터 ω가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.103은, 마무리 압연의 개시 온도 및 마무리 압연 조건 F1이 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.110은, 조압연판의 두께가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.113은, 조압연판의 두께가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.114는, 마무리 압연 조건 FT1이 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.115는, 마무리 압연 조건 FT2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.116은, 마무리 압연 조건 FT2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.117은, 마무리 압연 조건 F1이 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.118은, 마무리 압연 조건 F2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.119는, 마무리 압연 조건 F2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.120은, 마무리 압연의 개시 온도가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.121은, Si 함유량, 조압연판의 두께, 마무리 압연의 개시 온도, 및 마무리 압연 조건 F1이 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.122는, 마무리 압연 조건 F1 및 F2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.123은, 마무리 압연 조건 FT1 및 FT2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
시재 No.124는, 조압연판의 두께, 마무리 압연의 개시 온도, 마무리 압연 조건 F1 및 F2가 제어 범위 외였기 때문에, 집합 조직을 만족시키지 않아, 굽힘성이나 굽힘 가공성의 이방성이 충분하지 않았다.
또한, 최종단의 압연 온도 FT2가 930℃ 미만이었던 실시예는, 집합 조직 형성 파라미터 ω의 값이 의미를 갖지 않기 때문에, 표 중에서 ω 등을 공란으로 하고 있다.
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
Figure pct00013
Figure pct00014
Figure pct00015
Figure pct00016
Figure pct00017
Figure pct00018
Figure pct00019
Figure pct00020
Figure pct00021
Figure pct00022
본 발명의 상기 양태에 의하면, 780㎫ 이상의 인장 강도(인장 최대 강도)를 갖고, 굽힘 가공성이 우수하고, 또한 굽힘 가공성의 이방성이 작은 열연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 산업상 이용 가능성이 높다.

Claims (3)

  1. 화학 성분으로서, 질량％로,
    C: 0.030％ 이상 0.400％ 이하,
    Si: 0.050％ 이상 2.5％ 이하,
    Mn: 1.00％ 이상 4.00％ 이하,
    sol.Al: 0.001％ 이상 2.0％ 이하,
    Ti: 0％ 이상 0.20％ 이하,
    Nb: 0％ 이상 0.20％ 이하,
    B: 0％ 이상 0.010％ 이하,
    V: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Cr: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Mo: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Co: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    W: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Ni: 0％ 이상 1.0％ 이하,
    Ca: 0％ 이상 0.01％ 이하,
    Mg: 0％ 이상 0.01％ 이하,
    REM: 0％ 이상 0.01％ 이하,
    Zr: 0％ 이상 0.01％ 이하
    를 포함하고,
    P: 0.020％ 이하,
    S: 0.020％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    로 제한하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함하고,
    강판 표면으로부터 판 두께 1/10까지의 범위인 표면 영역에서, {110}<110> 내지 {110}<001>을 포함하는 방위군의 평균 극밀도가 0.5 이상 3.0 이하이고, 또한 상기 방위군의 극밀도의 표준 편차가 0.2 이상 2.0 이하이고,
    인장 강도가 780㎫ 이상 1370㎫ 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판 표면을 기준으로 하여 판 두께 3/8부터 판 두께 5/8까지의 범위인 중심 영역에서, {334}<263>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 7.0 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 화학 성분으로서, 질량％로,
    Ti: 0.001％ 이상 0.20％ 이하,
    Nb: 0.001％ 이상 0.20％ 이하,
    B: 0.001％ 이상 0.010％ 이하,
    V: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Cr: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Mo: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Cu: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Co: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    W: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Ni: 0.005％ 이상 1.0％ 이하,
    Ca: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하,
    Mg: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하,
    REM: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하,
    Zr: 0.0003％ 이상 0.01％ 이하
    중 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
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Journal of the Japan Society for Technology of Plasticity, vol.36(1995), No.416, p.973

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