KR20220108810A - 열연강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20220108810A
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마사하루 오카
노부사토 고지마
미츠루 요시다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 열연강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 체적분율로, 마르텐사이트를 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어지고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3.0 미만이고, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율이 1.0％ 이하이고, 판 두께 중심부에 있어서 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이하이고, 인장 강도 TS가 980MPa 이상이다.

Description

열연강판 및 그 제조 방법
본 발명은 열연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은 2020년 1월 30일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-013713호, 및 2020년 3월 18일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-047558호에 기초하여 우선권을 주장하며, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 환경 문제에 대한 대응을 위해 탄산 가스 배출 저감이나 연비 저감을 목적으로 자동차의 경량화가 요망되고 있다. 또한, 충돌 안전성 향상에 대한 요구는 점점 높아지고 있다. 자동차의 경량화나 충돌 안전성 향상을 위해서는 강재의 고강도화가 유효한 수단이다. 그런데, 통상은 강재를 고강도화하면 연성이나 구멍 확장성 등의 성형성 또는 인성이 열화된다. 그 때문에, 고강도와 성형성이나 인성을 양립시킬 강판이 필요해지고 있다.
이러한 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1에는, 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 0.1％, Nb: 0.001 내지 0.05％, Ti: 0.001 내지 0.05％, Mo: 0.1 내지 1.0％, Cr: 0.1 내지 1.0％, B: 0.0005 내지 0.005％를 함유하고, 마르텐사이트상 또는 템퍼링 마르텐사이트상을 체적률로 90％ 이상의 주상으로 하고, 구 오스테나이트상의 애스펙트비를 3 내지 18로 한, 항복 강도 YS: 960MPa 이상의 고강도를 갖고, vE-40이 40J 이상인 고인성을 갖는 열연강판 및 그 제조 방법이 보고되어 있다.
또한, 열연강판의 이방성을 저감하는 방법으로서, 예를 들어 특허문헌 2에는, 질량％로, C: 0.04 내지 0.15％, Si: 0.01 내지 0.25％, Mn: 0.1 내지 2.5％, P: 0.1％ 이하, S: 0.01％ 이하, Al: 0.005 내지 0.05％, N: 0.01 이하, Ti: 0.01 내지 0.12％, B: 0.0003 내지 0.005％를 함유하고, 조직의 90％ 이상이 마르텐사이트이고, TiC 석출량을 0.05％ 이하로 하고, JISG0202에 규정하는 A계 개재물의 청정도가 0.01％ 이하인, 열연강판 및 그 제조 방법이 보고되어 있다.
일본 특허 제5609383호 공보 일본 특허 공개 제2014-47414호 공보
특허문헌 1의 강판에서는, 구 오스테나이트상의 애스펙트비를 3 이상으로 하고 있어, 연성이나 인성의 이방성이 크다고 하는 문제가 있었다. 이방성이 있으면, 부재 성능을 높은 레벨로 유지하는 것이 곤란해지거나 가공에 의한 치수 정밀도가 나빠지거나 하는 등의 이유로 자동차용 강판에 대한 적용에 과제가 있다.
또한, 특허문헌 2의 강판에서는, 굽힘 가공성, 항복 강도 및 -20℃에서의 인성의 이방성은 저감되어 있기는 하지만, 연성의 이방성에 대해서는 반드시 저감되어 있지는 않다. 또한, -40℃에서의 흡수 에너지나 이방성에 대해서도 개시되어 있지 않다.
이와 같이, 종래의 기술로는 고강도, 우수한 연성 및 우수한 저온 인성을 가지며, 또한 연성이나 인성의 이방성이 작은 열연강판을 얻는 것은 곤란하였다.
본 발명은 상술한 바와 같은 문제점을 해결하려고 하는 것으로서, 고강도, 우수한 연성, 우수한 저온 인성을 가지며, 또한 연성이나 인성의 이방성이 작은 열연강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다. 또한, 본 발명은 고강도, 우수한 연성, 우수한 저온 인성 및 우수한 구멍 확장성을 가지며, 또한 연성이나 인성의 이방성이 작은 열연강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 바람직한 과제로 한다.
본 발명자들은 C 함유량, Si 함유량, Mn 함유량을 바꾼 여러 가지의 강에 대하여, 실험실에서 용해, 열연을 행하여, 소요의 강도, 연성, 인성 및 구멍 확장성을 얻고, 또한 이방성을 저감하기 위한 방법을 여러 가지로 검토하였다. 그 결과, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도를 확보하면서, 우수한 연성 및 우수한 저온 인성을 갖고, 연성이나 인성의 이방성을 저감하기 위해서는, 조직 이방성을 저감하는 것 및 황화물의 형상 이방성을 저감하는 것이 중요함을 알아내었다. 구체적으로는, 1) 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트를 포함함)를 99％ 이상 함유하는 조직으로 하는 것, 2) 압연 방향에 평행인 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비를 3.0 미만으로 하는 것, 3) 압연 방향에 평행인 단면에 있어서 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율을 1.0％ 이하로 하는 것, 4) 판 두께 중심부에 있어서 {211}<011> 방위의 극밀도를 3.0 이하로 하는 것이 중요함을 지견하였다.
또한, 본 발명자들은 압연 방향에 수직인 단면에서, 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv를 작게 함으로써, 더 구멍 확장성을 향상시킬 수 있음을 지견하였다.
본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어졌다. 본 발명의 요지는, 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 양태에 관한 열연강판은, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 마이크로 조직이, 체적분율로, 마르텐사이트를 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어지고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3.0 미만이고, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율이 1.0％ 이하이고, 판 두께 중심부에 있어서 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이하이고, 인장 강도 TS가 980MPa 이상이다.
[2] 상기 [1]에 기재된 열연강판은, 상기 인장 강도 TS가 1180MPa 이상이어도 된다.
[3] 상기 [2]에 기재된 열연강판은, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 5％ 미만이어도 된다.
[4] 상기 [1]에 기재된 열연강판은, 압연 방향에 수직인 단면에서, 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv가 50 이하여도 된다.
[5] 상기 [4]에 기재된 열연강판은, 프레시 마르텐사이트의 체적분율이 3％ 미만이어도 된다.
[6] 상기 [1] 내지 [5] 중 어느 것에 기재된 열연강판은, 표면에 아연 도금층을 가져도 된다.
[7] 상기 [6]에 기재된 열연강판은, 상기 아연 도금층이 합금화 아연 도금층이어도 된다.
[8] 상기 [1] 내지 [7] 중 어느 것에 기재된 열연강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.005 내지 0.30％, V: 0.01 내지 0.50％, Cr: 0.05 내지 3.0％, Mo: 0.05 내지 3.0％, Ni: 0.05 내지 5.0％, Cu: 0.10 내지 3.0％, B: 0.0003 내지 0.0100％, Mg: 0.0005 내지 0.0100％, Zr: 0.0010 내지 0.0500％, REM: 0.0010 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[9] 본 발명의 다른 양태에 관한 열연강판의 제조 방법은, 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 것에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서는, 상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고, 상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고, 상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행한다.
[10] 본 발명의 다른 양태에 관한 열연강판의 제조 방법은, 상기 [4] 또는 [5]에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과, 상기 조질 압연 후의 430 내지 560℃까지 가열하는 템퍼링 처리를 행하는 템퍼링 공정
을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서는, 상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고, 상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고, 상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행한다.
[11] 본 발명의 다른 양태에 관한 열연강판의 제조 방법은, 상기 [6]에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과, 상기 열연강판에 Ni 예비 도금을 행하여, 20℃/초 이상의 승온 속도로 430 내지 480℃까지 가열 후, 아연 도금하는 아연 도금 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서는, 상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고, 상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고, 상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행한다.
[12] 본 발명의 다른 양태에 관한 열연강판의 제조 방법은, 상기 [7]에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과, 상기 열연강판에 Ni 예비 도금을 행하여, 20℃/초 이상의 승온 속도로 430 내지 480℃까지 가열 후, 아연 도금하는 아연 도금 공정과, 상기 아연 도금 공정 후에, 470 내지 560℃에서 10 내지 40초의 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 갖고, 상기 열간 압연 공정에서는, 상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고, 상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고, 상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행한다.
본 발명의 상기 양태에 따르면, 고강도, 우수한 연성(신율), 우수한 저온 인성을 가지며, 또한 연성이나 인성의 이방성이 작은 열연강판과 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 바람직한 양태에 따르면, 고강도, 우수한 연성(신율), 우수한 저온 인성 및 우수한 구멍 확장성을 가지며, 또한 연성이나 인성의 이방성이 작은 열연강판과 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 이 열연강판은 자동차 부품 등에 적절하게 적용할 수 있고, 적용에 의해 자동차의 경량화에 기여할 수 있으므로, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 열연강판(본 실시 형태에 관한 열연강판) 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％를 함유하고, 필요에 따라 Nb: 0.30％ 이하, V: 0.50％ 이하, Cr: 3.0％ 이하, Mo: 3.0％ 이하, Ni: 5.0％ 이하, Cu: 3.0％ 이하, B: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, Zr: 0.0500％ 이하, REM: 0.050％ 이하를 더 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
마이크로 조직이, 체적분율로, 마르텐사이트를 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어지고,
압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3.0 미만이고, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율이 1.0％ 이하이고, 판 두께 중심부에 있어서 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이하이고,
인장 강도(TS)가 980MPa 이상이다.
이하, 본 실시 형태에 관한 열연강판에 대하여, 상세하게 설명한다.
우선, 본 실시 형태에 관한 열연강판의 화학 조성에 포함되는 각 원소의 범위의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 각 원소의 함유량에 있어서의 ％는 질량％이다.
C: 0.08 내지 0.25％
C는 강의 강도를 증가시키는 원소이다. C 함유량이 0.08％ 미만이면 980MPa 이상의 인장 강도의 확보가 곤란하다. 그 때문에, C 함유량은 0.08％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이상이다.
한편, C 함유량이 0.25％를 초과하면, 연성, 용접성, 인성 등이 현저하게 열화된다. 그 때문에, C 함유량은 0.25％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.20％ 이하이다.
Si: 0.01 내지 1.00％
Si는 고용 강화에 의해 강의 강도를 증가시키는 데 유용한 원소이다. 또한, Si는 시멘타이트의 생성을 억제하는 데 유용한 원소이다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면 그들 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다.
한편, Si 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간 압연으로 생기는 스케일의 박리성이나 화성 처리성이 현저하게 열화된다. 또한, 원하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 그 때문에, Si 함유량은 1.00％ 이하로 한다.
Mn: 0.8 내지 2.0％
Mn은 강의 ??칭성을 높이기 위해 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.8％ 미만이면 ??칭성을 높이는 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.8％ 이상으로 한다.
한편, Mn 함유량이 2.0％를 초과하면 인성이 열화된다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.0％ 이하로 한다.
P: 0.020％ 이하
P는 입계에 편석하여 입계 강도를 저하시키고, 인성을 열화시키는 불순물 원소이다. 그 때문에, 저감시키는 것이 바람직하다. P 함유량은, 현 상황의 정련 기술과 제조 비용을 고려하여 0.020％ 이하로 한다. P 함유량의 하한은 한정되지 않지만, 제강 비용을 감안하여 0.001％로 해도 된다.
S: 0.001 내지 0.010％
S는 열간 가공성 및 인성을 열화시키는 불순물 원소이며, 저감시키는 것이 바람직하다. S 함유량은, 현 상황의 정련 기술과 제조 비용을 고려하여 0.010％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 제강 비용을 감안하여 0.001％로 한다. S 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.003％이다.
Al: 0.005 내지 1.000％
Al은 탈산제로서 유효한 원소이다. 또한, Al은 AlN을 형성하여 결정립 조대화의 억제에 기여하는 원소이다. Al 함유량이 0.005％ 미만이면 그들 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Al 함유량은 0.005％ 이상으로 한다.
한편, Al 함유량이 1.000％를 초과하면 인성이 열화된다. 그 때문에, Al 함유량을 1.000％ 이하로 한다.
N: 0.0010 내지 0.0100％
N은 질화물을 형성하여 결정립 조대화의 억제에 기여하는 원소이다. N 함유량이 0.0010％ 미만이면 그 효과가 얻어지지 않는다. 그 때문에, N 함유량을 0.0010％ 이상으로 한다.
한편, N 함유량이 0.0100％를 초과하면 인성이 열화된다. 그 때문에, N 함유량을 0.0100％ 이하로 한다.
Ti: 0.005 내지 0.30％
Ti는 TiN을 형성하는 원소이며, 결정립의 조대화의 억제에 유효한 원소이다. Ti 함유량이 0.005％ 미만이면 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에 Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이상이다.
한편, Ti 함유량이 0.30％를 초과하면, TiN이 조대화되어 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.30％ 이하로 한다.
Ca: 0.0005 내지 0.0100％
Ca는 황화물의 형태의 제어를 통하여, S에 의한 열간 가공성이나 인성의 열화의 억제에 유효한 원소이다. Ca 함유량이 0.0005％ 미만이면 그 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 그 때문에, Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 한다.
한편, Ca를 과잉으로 함유해도 효과가 포화될 뿐만 아니라, 비용이 상승한다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0100％ 이하로 한다.
이상이 본 실시 형태에 관한 열연강판의 기본 성분이며, 통상, 상기 이외는 Fe 및 불순물로 이루어지지만, 원하는 강도 레벨이나 그 밖의 필요 특성에 따라, Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, V, B, Mg, Zr, REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 이하에 나타내는 범위로 더 함유해도 된다. 본 실시 형태에 관한 열연강판은, 상기 임의 원소를 함유시키지 않아도 효과가 얻어지므로, 상기 임의 원소의 함유량의 하한은 0％이다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것으로서, 본 실시 형태에 관한 열연강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다. 이하, 상기 임의 원소에 대하여 상세하게 설명한다.
Nb: 0 내지 0.30％
Nb는 미세한 탄질화물을 형성하는 원소이며, 결정립의 조대화의 억제에 유효한 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 결정립의 조대화 억제에 의해 인성을 높인 경우, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Nb 함유량이 과잉이 되면 석출물이 조대해져, 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 함유시키는 경우, Nb 함유량을 0.30％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
V: 0 내지 0.50％
V는 Nb와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성하는 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 결정립의 조대화를 억제하고, 인성을 높이는 경우, V 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, V 함유량이 0.50％를 초과하면, 인성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 함유시키는 경우, V 함유량은 0.50％ 이하가 바람직하다.
Cr: 0 내지 3.0％
Mo: 0 내지 3.0％
Ni: 0 내지 5.0％
Cu: 0 내지 3.0％
Cr, Mo, Ni, Cu는 연성 및 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 연성 및 인성을 향상시키기 위해서는, Cr 함유량은 0.05％ 이상, Mo 함유량은 0.05％ 이상, Ni 함유량은 0.05％ 이상, Cu 함유량은 0.1％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.1％ 이상, Mo 함유량은 0.1％ 이상, Ni 함유량은 0.1％ 이상, Cu 함유량은 0.2％ 이상이다.
한편, Cr, Mo, Cu의 함유량은 각각 3.0％, Ni의 함유량은 5.0％를 초과하면, 강도의 상승에 의해 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 함유시키는 경우, Cr 함유량은 3.0％ 이하, Mo 함유량은 3.0％ 이하, Ni 함유량은 5.0％ 이하, Cu 함유량은 3.0％ 이하가 바람직하다.
B: 0 내지 0.0100％
B는 입계에 편석하여, P 및 S의 입계 편석을 억제하는 원소이다. 또한, 강의 ??칭성을 높이는 데 유효한 원소이기도 하다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 입계의 강화에 의해, 연성, 인성 및 열간 가공성을 향상시키거나, ??칭성을 향상시키거나 하기 위해서는, B 함유량을 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 입계에 조대한 석출물이 생겨, 열간 가공성이나 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 함유시키는 경우, B 함유량을 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Mg: 0 내지 0.0100％
Zr: 0 내지 0.0500％
REM: 0 내지 0.050％
Mg, Zr, REM은 황화물의 형태를 제어함으로써, S에 의한 열간 가공성이나 인성의 열화의 억제에 유효한 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다. 인성을 향상시키는 경우, Mg 함유량은 0.0005％ 이상, Zr 함유량은 0.0010％ 이상, REM 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, Mg, Zr 및/또는 REM을 과잉으로 함유해도 효과가 포화된다. 그 때문에, 함유시키는 경우, Mg 함유량은 0.0100％ 이하, Zr 함유량은 0.0500％ 이하, REM 함유량은 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
여기서, REM은 Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17원소를 가리키며, 상기 REM의 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈메탈의 형태로 첨가된다.
본 실시 형태에 관한 열연강판에 있어서의 각 원소의 함유량은, 공지된 ICP 발광 분광 분석 등의 방법으로 구할 수 있다.
다음에, 본 실시 형태에 관한 열연강판의 마이크로 조직에 대하여 설명한다.
<체적분율로, 마르텐사이트를 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어진다>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 조직의 균일성을 높이고, 이방성을 저감하기 위해, 마이크로 조직을, 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함함)를 체적분율로 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어지는 조직으로 한다.
잔류 오스테나이트와 페라이트는 압연 방향과 그것에 수직인 방향에서 분포 상황이 다르므로, 이들의 체적분율이 커지면 이방성이 커진다. 그 때문에, 이들의 합계 체적분율을 1％ 이하로 하고, 균질의 마르텐사이트 조직을 99％ 이상으로 할 필요가 있다.
프레시 마르텐사이트는, 열간 압연 후의 냉각 중에 생성된다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트가 그 후의 열처리(템퍼링 공정이나 도금 공정의 가열)에 의해 템퍼링됨으로써 생성된다.
강도를 높이고 싶은 경우에는, 마르텐사이트 중, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율을 작게 하고, 프레시 마르텐사이트를 주된 조직으로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 인장 강도를 1180MPa 이상으로 하는 경우에는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적분율은 5％ 미만인 것이 바람직하다.
또한, 조직의 균일성을 높이고, 구멍 확장성을 향상시키는 경우, 프레시 마르텐사이트의 체적분율을 작게 하고, 템퍼링 마르텐사이트를 주된 조직으로 하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 프레시 마르텐사이트의 면적분율은 3％ 미만인 것이 바람직하다.
마이크로 조직에 있어서의 각 조직의 체적분율은, 이하의 방법으로 구한다.
우선, 열연강판의 판 폭 방향의 중앙부로부터, 압연 방향에 평행인 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취한다.
마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트) 및 페라이트의 면적분율은, 상기 관찰면(압연 방향 단면)의, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 깊이의 위치(도금 강판의 경우에는, 도금층과 모재의 계면으로부터 모재인 강판의 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4 깊이의 위치)의 조직을, 르페라 에칭(Le Pera etching)이나 나이탈 에칭으로 현출시켜, 광학 현미경, SEM 또는 TEM으로 관찰하여, 조직 형태, 탄화물의 석출 상태, 전위 밀도 등으로부터 각 상을 판정하고, 화상 해석 장치 등을 사용하여 각 상의 면적분율을 측정한다. 얻어진 각 상의 면적분율을 체적분율이라고 간주한다.
프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트는, 본 실시 형태에서는 반드시 구별할 필요는 없지만, 구별하는 경우에는 비커스 경도(Hv) 및 C 농도(질량％)로 구별한다. 마르텐사이트의 비커스 경도(HvM)는, JIS Z 2244:2009에 준거하여, 시험력 5gf로 마르텐사이트 입자 내의 3점에 있어서의 비커스 경도를 측정하고, 그 비커스 경도의 평균값을 산출함으로써 얻는다. 다음에, 그 마르텐사이트의 C 농도(CM: 질량％)를 측정한다.
본 실시 형태에서는, 마르텐사이트 입자 내에 시멘타이트가 존재하는 경우, 시멘타이트의 C 농도도 합한 농도를 그 마르텐사이트의 C 농도로 한다. 마르텐사이트의 C 농도(CM)는, FE-SEM 부속의 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)를 사용하여, 0.5㎛ 이하의 피치로, C 농도를 측정하고, 얻어진 C 농도의 평균값을 산출함으로써 얻는다. 얻어진 마르텐사이트의 비커스 경도(HvM)와 C 농도(CM)로부터, 템퍼링 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트를 구별한다. 구체적으로는, 얻어진 HvM 및 CM이 하기 식 1을 충족하는 경우, 템퍼링 마르텐사이트라고 판별하고, 그 이외의 경우는 프레시 마르텐사이트라고 판단한다.
HvM/(-982.1×CM2+1676×CM+189)≤0.60 … 식 1
상기 식 1의 좌변의 분모에 마르텐사이트의 C 농도(CM)를 대입한 값(-982.1×CM2+1676×CM+189)은, 그 C 농도의 본래의 마르텐사이트의 경도를 나타내고 있다. 본 실시 형태에 관한 열연강판의 금속 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트는, 열간 압연 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트가 그 후의 열처리에 의해 템퍼링됨으로써 생성된 조직이며, 템퍼링에 의한 마르텐사이트 입자 내로의 시멘타이트 석출 등에 의해, 본래의 마르텐사이트보다 경도가 낮게 되어 있다. 한편, 본 실시 형태에 관한 열연강판에 포함되는 프레시 마르텐사이트는, 열간 압연 후의 냉각 후까지 잔존한 오스테나이트가 그 후의 열처리의 냉각 과정에서 마르텐사이트로 변태되어 생성된 조직이며, 템퍼링되어 있지 않고, 본래의 마르텐사이트의 경도에 가까운 경도로 되어 있다. 그래서, 본 실시 형태에서는, 본래의 마르텐사이트의 경도와, 실제로 측정하여 얻어지는 마르텐사이트의 경도의 비를 구함으로써, 템퍼링 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트를 구별한다.
또한, 잔류 오스테나이트의 체적분율은, 이하의 방법에 의해 측정한다.
강판의 판 폭 방향의 중앙부로부터, 판면에 평행인 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취한다. 시료의 표면을 1/4 깊이의 위치(도금 강판의 경우에는, 도금층과 모재의 계면으로부터 모재 강판의 1/4 깊이의 위치)까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 Mo 관구를 사용한 X선 회절에 의해, 하기 식에 기초하여, 페라이트의 (200)의 회절 강도 Iα(200), 페라이트의 (211)의 회절 강도 Iα(211), 오스테나이트의 (200)의 회절 강도 Iγ(220) 및 (311)의 회절 강도 Iγ(311)의 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구한다. 하기 식 중의 Vγ는 잔류 오스테나이트의 체적분율을 나타낸다.
Vγ=0.25×{Iγ(220)/(1.35×Iα(200)+Iγ(220))+Iγ(220)/(0.69×Iα(211)+Iγ(220))+Iγ(311)/(1.5×Iα(200)+Iγ(311))+Iγ(311)/(0.69×Iα(211)+Iγ(311))}
<구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비: 3.0 미만>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비를 3.0 미만으로 한다. 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3.0 이상이 되면 연성이나 인성의 이방성이 커진다.
<구 오스테나이트 입경: 12㎛ 이상 100㎛ 이하>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서의 구 오스테나이트 입자의 입경(구 γ 입경)을 12㎛ 이상 100㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.
구 오스테나이트 입경이 12㎛ 미만이면, 미재결정립이 잔존하기 쉬워져 조직의 균일성이 저하될 것이 우려된다. 한편, 구 오스테나이트 입경이 100㎛ 초과이면, 저온 인성이 저하된다.
구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비 및 입경은, 이하의 방법으로 구한다.
우선, 열연강판의 판 폭 방향의 중앙부로부터, 압연 방향에 평행인 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취한다.
상기 관찰면(압연 방향 단면)의 강판의 표면으로부터 판 두께 1/4 깊이의 위치의 조직을, 구 오스테나이트 입계를 현출시키는 부식액(에탄올, 2％ 피크르산, 1％ 염화철(II))을 사용하여 에칭하여, 광학 현미경 혹은 SEM으로 관찰하고, 화상 해석 장치 등을 사용하여 구 오스테나이트 입자를 100개 이상 관찰하여, 각 구 오스테나이트 입자에 대하여 입경 및 애스펙트비를 측정한다. 이들을 평균한 값을 구 오스테나이트 입경 및 평균 애스펙트비로 한다. 여기서, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비란, (애스펙트비)=(압연 방향의 긴 직경)/(판 두께 방향의 짧은 직경)이다.
<면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율이 1.0％ 이하>
압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 개수의 비율이 1.0％를 초과하면, 이들 황화물이 기점이 되어 보이드가 발생하여, 연성이나 인성의 이방성이 커진다. 또한, 애스펙트비가 큰 황화물이 형성되는 경우, 압연 방향에 수직인 단면에서의 비커스 경도의 차도 커지는 경향이 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연강판에서는, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 개수의 비율을 1.0％ 이하로 한다.
대상을 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물로 하는 것은, 면적이 1.0㎛2 미만인 황화물은 보이드의 기점이 되기 어렵기 때문이다.
본 실시 형태에 관한 열연강판에 있어서, 황화물은, 예를 들어 MnS, TiS, CaS 등이다.
애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율은, 이하의 방법으로 구한다.
본 실시 형태에 있어서, 황화물은, S의 질량분율이 5％ 이상인 개재물로 정의된다. 그 때문에, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율을 구하는 경우, 우선, 열연강판의 판 폭 방향의 중앙부로부터, 압연 방향에 평행인 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취한다. 상기 관찰면(압연 방향 단면)의 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치의 연마 그대로의 조직을 SEM으로 관찰하고, 각 개재물의 조성을 SEM에 부속된 EDX를 사용하여 측정하여 황화물을 판별하고, 화상 해석 장치 등을 사용하여 황화물의 면적을 측정하여, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물에 대하여 애스펙트비를 측정한다. 상기 방법에 의해 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 1000개 이상에 대하여 애스펙트비를 측정하고, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 개수 비율을 구한다. 여기서, 황화물의 애스펙트비란, (애스펙트비)=(압연 방향의 긴 직경)/(판 두께 방향의 짧은 직경)이다.
<압연 방향에 평행인 단면의, 판 두께 중심부에 있어서의 {211}<011> 방위의 극밀도: 3.0 이하>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 압연 방향에 평행인 단면의 판 두께 중심부에 있어서, {211}<011> 방위의 극밀도를 3.0 이하로 한다. 열연강판이 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 초과인 집합 조직을 갖고 있으면, 조직 이방성이 커져 연성이나 인성의 이방성이 커진다. 상기 극밀도는 2.5 이하가 바람직하고, 2.0 이하가 보다 바람직하다.
극밀도는 EBSD 해석에 의한 결정 방위 정보에 의해 얻을 수 있으며, X선 랜덤 강도비와 동의이다. 구체적으로는, {211}<011> 방위의 극밀도는, 이하의 방법으로 구한다.
주사 전자 현미경과 EBSD 해석 장치를 조합한 장치 및 AMETEK사제의 OIM Analysis(등록 상표)를 사용하여, EBSD 해석에 의해, 판 두께 중심부(판 두께 중심 위치로부터 강판의 표면 방향 및 이면 방향으로 각각 판 두께 1/10 정도의 범위)에 있어서, fcc와 bcc를 구별하여, 1000개 이상의 bcc의 결정립의 방위 정보를 측정하고, 급수 전개법(harmonic series expansion)을 사용한 ODF 해석에 의해 구한다.
<비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv: 70 이하>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 압연 방향에 수직인 단면에서, 비커스 경도의 최댓값(Hvmax)과 최솟값(Hvmin)의 차인 ΔHv(Hvmax-Hvmin)가 70 이하인 것이 바람직하다. ΔHv가 커지면, 외력 부하 시에 비커스 경도가 낮은 연질부와, 비커스 경도가 높은 경질부의 경계에 응력이 집중하여 균열의 발생 및 진전이 촉진되어, 열연강판의 구멍 확장성이 열화되는 경우가 있다. 특히 우수한 구멍 확장성을 얻는 경우, ΔHv는 50 이하인 것이 보다 바람직하다.
비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv는 이하의 방법에 의해 측정한다.
열연강판의 판 폭 방향의 중앙부로부터, 압연 방향에 수직인 단면이 측정면으로 되도록 시험편을 채취한다. 얻어진 시험편에 대하여, JIS Z 2244:2009에 준거하여, 시험력 5gf로 비커스 경도 시험을 행한다. 비커스 경도는, 압연 방향에 수직인 단면에 대하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2 깊이의 위치까지를 0.05mm 피치로 측정한다. 이 방법으로, 적어도 3개의 시험편에 대하여 비커스 경도 시험을 행한다. 각 시험편의 비커스 경도의 최댓값의 평균값을 산출함으로써 Hvmax를 얻는다. 또한, 각 시험편의 비커스 경도의 최솟값의 평균값을 산출함으로써 Hvmin을 얻는다. 얻어진 Hvmax에서 Hvmin을 뺌으로써, ΔHv(Hvmax-Hvmin)를 얻는다.
<인장 강도: 980MPa 이상>
자동차의 경량화에 대한 공헌을 고려하여, 본 실시 형태에 관한 열연강판에서는, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판인 것을 전제로 한다. 인장 강도는, 바람직하게는 990MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 1080MPa 이상이고, 더욱 바람직하게는 1180MPa 이상이다.
인장 강도의 상한은 규정할 필요는 없지만, 인장 강도가 높아지면 신율이 저하되는 것이 우려되므로, 인장 강도를 1470MPa 이하로 해도 된다. 또는 1270MPa 이하로 해도 된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열연강판에서는, 인장 강도(TS)와 구멍 확장률(λ)의 곱인 TS×λ가 38000MPaㆍ％ 이상인 것을 목표로 한다. TS×λ는 40000MPaㆍ％ 이상이 보다 바람직하고, 50000MPaㆍ％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
인장 강도(TS)는, 긴 변 방향이 열연강판의 압연 방향과 평행 또는 수직으로 되도록 잘라낸 JIS 5호 시험편에 대하여, JIS Z 2241:2011에 준거하여 인장 시험을 행하고, 얻어진 응력-변형 곡선으로부터 구한다. 또한, 구멍 확장률은, 구멍 확장 시험을 JIS Z 2256:2010에 준거하여 행하여 측정한다.
<아연 도금층>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 표면에 아연 도금층을 가져도 된다.
본 실시 형태에 관한 열연강판이 구비하는 아연 도금층은, 용융 아연 도금에 의해 형성된 아연 도금층(용융 아연 도금층)이어도 되고, 아연 도금층에 합금화 처리를 행하여 형성되는 합금화 아연 도금층이어도 된다.
본 실시 형태에 관한 열연강판이 구비하는 아연 도금층은, Fe를 7.0질량％ 미만 함유하고, Ni를 0.5 내지 2.0g/㎡ 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금층이 합금화 아연 도금층인 경우에는, Fe를 7.0 내지 15.0질량％ 함유하고, Ni를 0.5 내지 2.0g/㎡ 함유하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에서는, 합금화 처리를 행하지 않는 경우와, 합금화 처리를 행하는 경우에, 아연 도금층 중의 Fe 함유량의 바람직한 범위가 다르다.
Fe 함유량: 7.0질량％ 미만 또는 7.0 내지 15.0질량％
우선, 합금화 처리를 행하는 경우에 대하여 설명한다. 표면에 아연 도금층을 갖는 아연 도금 강판에 합금화 처리를 실시함으로써, 도금층이 합금화되어, 스폿 용접성 및 도장성이 보다 향상된다. 구체적으로는, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시함으로써, 아연 도금층 중에 Fe가 도입되고, 아연 도금층 중의 Fe 농도가 7.0질량％ 이상이 되어, 스폿 용접성 및 도장성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 한편, Fe 함유량이 15.0질량％를 초과하면, 아연 도금층의 밀착성이 열화되어, 가공 시에 아연 도금층이 파괴ㆍ탈락하여 금형에 부착됨으로써, 아연 도금 강판에 흠집이 발생한다. 따라서, 합금화 처리를 행하여 얻어지는 합금화 아연 도금층 중의 Fe 함유량의 범위는 7.0 내지 15.0질량％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 8.0질량％ 이상, 또는 14.0질량％ 이하이다.
합금화 처리를 행하지 않는 경우, 아연 도금층 중의 Fe 함유량은 7.0질량％ 미만이 되는 것이 바람직하다. 아연 도금층 중의 Fe 함유량이 7.0질량％ 미만이라도, 아연 도금 강판은 내식성, 성형성 및 구멍 확장성이 우수하다. 합금화 처리를 행하지 않는 경우의 아연 도금층 중의 Fe 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 실제 조업상, 하한은 1.0질량％로 해도 된다. 합금화 처리를 생략함으로써, 경제성 및 제조성이 우수하다.
Ni 함유량: 0.5 내지 2.0g/㎡
본 실시 형태에 관한 열연강판이 구비하는 아연 도금층(합금화 아연 도금층을 포함함)은, Ni를 0.5 내지 2.0g/㎡ 함유하는 것이 바람직하다. 아연 도금층 중의 Ni 함유량이 0.5g/㎡ 미만 또는 2.0g/㎡ 초과이면, 양호한 밀착성 및 합금화 촉진 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다.
도금층 중의 Ni 함유량은, Ni 예비 도금 등에 의해 조정할 수 있다.
Al 함유량: 0.1 내지 1.0질량％
아연 도금욕 내에서의 합금화 반응을 제어하기 위해 아연 도금욕에는 Al이 첨가된다. 그 때문에, 아연 도금층 중에는 소량의 Al이 포함된다. 아연 도금층 중의 Al 함유량이 0.1질량％ 미만 또는 1.0질량％ 초과이면, 아연 도금욕 내에서의 합금화 반응을 제어할 수 없어, 아연 도금층을 적정하게 합금화시킬 수 없는 경우가 있다. 그 때문에, 아연 도금층 중의 Al 함유량은 0.1 내지 1.0질량％가 바람직하다.
상술한 아연 도금층 중의 Fe 및 Al의 함유량은, 인히비터를 첨가한 5％ HCl 수용액에서 아연 도금층만을 용해 제거하고, ICP로 용해액 중의 Fe 및 Al의 함유량(질량％)을 측정함으로써 얻는다. 아연 도금층 중의 Ni 함유량(g/㎡)에 대해서는, 상기와 마찬가지로 하여 아연 도금층 중의 Ni의 함유량(질량％)을 측정하고, 아울러 아연 도금의 부착량(g/㎡)을 측정함으로써 얻는다.
본 실시 형태에 관한 아연 도금층의 도금 부착량에 대해서는 특별히 한정하지 않지만, 내식성의 관점에서, 편면 부착량으로 5g/㎡ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 아연 도금 강판 상에 도장성, 용접성을 보다 향상시킬 목적으로 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시해도 본 발명을 일탈하는 것은 아니다.
다음에 제조 조건의 한정 이유에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열연강판은, 이하의 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.
(I) 소정의 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정,
(II) 상기 가열 공정 후의 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정,
(III) 상기 열간 압연 공정 후의 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정.
또한, 압연 방향에 수직인 단면에서의 ΔHv를 보다 작게 하는 경우, 이하의 공정을 더 포함하는 것이 바람직하다.
(IV) 상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정,
(V) 상기 조질 압연 후의 430 내지 560℃까지 가열하는 템퍼링 처리를 행하는 템퍼링 공정.
단, 열연강판을 표면에 아연 도금층을 갖는 아연 도금 강판으로 하는 경우에는, 상기 공정 (V) 대신에, 이하의 공정 (V')를 행하는 것이 바람직하다.
(V') 상기 열연강판에 Ni 예비 도금을 행하여, 20℃/초 이상의 승온 속도로 430 내지 480℃까지 가열 후, 용융 아연 도금하는 용융 아연 도금 공정.
또한, 열연강판의 표면의 아연 도금층을 합금화 아연 도금층으로 하는 경우에는, 상기 공정 (V') 후에, 이하의 공정 (VI)을 더 행하는 것이 바람직하다.
(VI) 아연 도금층을 갖는 열연강판에, 470 내지 560℃에서 10 내지 40초의 합금화 처리를 행하는 합금화 공정.
이하, 각 공정의 바람직한 조건에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열연강판의 제조에 있어서는, 가열 공정에 선행하는 제조 공정은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제(溶製)에 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.
<가열 공정>
가열 공정에서는, 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열한다.
가열 온도가 1350℃ 미만이면 황화물의 용해가 불충분해짐으로써, 미용해의 황화물이 잔존한다. 이 황화물은 열간 압연 시에 압연 방향으로 연장되어, 이방성이 커지는 원인이 된다. 그 때문에, 가열 온도는 1350℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 가열 온도는 1350℃ 초과이다.
한편, 가열 온도가 1400℃를 초과하면 스케일의 생성이 심해져 표면 성상이 악화됨과 함께, 결정립이 조대화되어 열연강판의 강도나 저온 인성이 저하된다. 그 때문에, 가열 온도는 1400℃ 이하로 한다.
<열간 압연 공정>
<권취 공정>
열간 압연 공정에서는, 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 압연 후, 0.10초 이내에 냉각(제1 냉각)을 개시한다. 제1 냉각에서는, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 냉각을 행한다.
제1 냉각 후는, Ar3 변태점 이상의 온도에서, 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고, 그 후 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하의 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행한다. 이에 의해 슬래브를 열연강판으로 한다.
마무리 압연 온도가 1000℃ 미만이 되면 집합 조직이 발달하여 조직의 이방성이 커진다. 그 때문에, 마무리 압연 온도는 1000℃ 이상으로 한다.
한편, 마무리 압연 온도가 1100℃를 초과하면 결정립이 조대하게 된다. 그 때문에 마무리 온도는 1100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 후, 냉각 개시까지의 시간(마무리 압연 완료 내지 냉각 개시의 시간)이 0.10초를 초과하거나 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 100℃/초 미만이거나, 냉각에 의한 온도 저하값이 50℃ 미만이면, 원하는 황화물이 얻어지지 않고, 인성이 저하된다. 그 때문에, 제1 냉각에서는, 마무리 압연 후 0.10초 이내에 냉각을 개시하여, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 냉각한다(온도 저하가 50℃ 이상이 됨). 제1 냉각에서는, 이어서 행하는 경압하를 Ar3 변태점 온도 이상에서 행하기 때문에, 냉각 정지 온도는 Ar3 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 제1 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 한정할 필요는 없지만, 설비 등을 고려하여 1000℃/초 이하로 해도 된다.
마무리 압연 후 0.10초 이내에 냉각하는 경우, 예를 들어 탠덤 압연기의 스탠드간의 냉각 장치를 사용하여 냉각하는 등의 방법이 예시된다.
본 실시 형태에서는, 후술하는 경압하에 의해 황화물을 미세하게 석출시킨다. 경압하 공정 전에 황화물이 석출되어 있으면 압하에 의해 황화물이 늘어나, 애스펙트비가 커지므로, 압연 및 제1 냉각을 제어하여, 경압하 공정 전에 황화물이 석출되지 않도록 제어한다.
본 실시 형태에 관한 열연강판의 제조 방법에서는, 상술한 제1 냉각의 완료 후, 황화물을 미세하게 석출시키기 위해, Ar3 변태점 이상의 온도에서, 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 압연(경압하 압연)을 행한다.
경압하 압연 온도가 Ar3 변태점 미만이면, 페라이트가 생성된다. 따라서, 경압하 압연 온도는, 페라이트의 생성을 억제하기 위해 Ar3 변태점 이상으로 한다. 또한, 경압하 압연의 압하율이 5％ 미만이면 황화물을 미세 석출시키는 효과를 충분히 얻지 못하고, 압하율이 20％를 초과하면 이방성이 커진다. 그 때문에, 경압하 압연의 압하율을 5％ 이상 20％ 이하로 한다.
여기서, Ar3 변태점은, 후지 덴파 고키(주)제, 전자동 변태 기록 측정 장치 등을 사용하여, 소정의 형상의 시험편을 950℃×30분 가열 후, 30℃/초의 속도로 냉각하고, 팽창 곡선을 측정함으로써 측정할 수 있다.
경압하 압연을 행한 후, 경압하 압연 완료 온도에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록, 권취 온도까지 냉각하여, 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 압연 완료 온도에서부터 200℃ 이하의 온도까지의 냉각 속도가 50℃/초 미만이거나 권취 온도(냉각 정지 온도)가 100℃ 초과이면 잔류 오스테나이트나 페라이트나 베이나이트가 다량으로 생성되어, 마르텐사이트의 체적분율을 99％ 이상으로 할 수 없다.
<조질 압연 공정>
권취 후, 강판의 형상 교정, 항복점 신율의 방지 및 판 두께 방향의 경도 분포의 균질화를 목적으로 하여, 조질 압연을 행해도 된다. 형상의 교정 및 항복점 신율의 방지의 관점에서는, 신율이 0.2％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 판 두께 방향의 경도 분포의 균질화의 관점에서는, 신율이 0.7％ 이상인 것이 바람직하다. 신율이 0.7％ 미만이면, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 신율이 3.0％를 초과하면 항복비가 대폭 증대됨과 함께 신율이 열화되므로, 조질 압연을 행하는 경우, 신율은 3.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
조질 압연 시의 신율은, 예를 들어 입측 페이오프 릴의 회전수와 출측 텐션 릴의 회전수의 차로부터 구할 수 있다.
<산세 공정>
필요에 따라, 열간 압연 시에 생성된 스케일을 제거하기 위해, 열간 압연 후 또는 조질 압연 후에 산세를 행해도 된다. 산세를 행하는 경우, 산세 조건은 공지의 조건이어도 된다.
<템퍼링 공정>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, ΔHv를 50 이하로 제어하는 경우로서, 아연 도금층을 형성하지 않는 경우에는, 조질 압연을 행한 후, 또는 조질 압연 후에 산세를 행한 후, 430 내지 560℃의 온도 영역까지 가열하는 템퍼링 처리를 행하는 것이 바람직하다.
가열 온도가 430℃ 미만이면 템퍼링이 불충분하기 때문에 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 한편, 가열 온도가 560℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 분해되어 페라이트 및 시멘타이트가 생성되어, 최종적으로 얻어지는 강판의 금속 조직이 불균질의 조직으로 되어, 판 두께 방향의 경도 분포가 불균질해진다.
<아연 도금 공정>
본 실시 형태에 관한 열연강판은, ΔHv를 50 이하로 제어하는 경우로서, 표면에 아연 도금층을 형성하는 경우에는, 조질 압연을 행한 후, 또는 조질 압연 후에 산세를 행한 후, 상술한 템퍼링 공정 대신에 아연 도금 공정을 행한다. 이 아연 도금 공정에서는, 우선, Ni 예비 도금을 행하여 Ni 예비 도금을 행한 후, 20℃/초 이상의 평균 승온 속도로 430 내지 480℃의 온도 영역까지 가열 후, 예를 들어 용융 아연 도금욕 중에서 아연 도금을 행함으로써, 아연 도금 강판을 얻는다. 여기서 말하는 온도는 강판의 표면 온도이다.
용융 아연 도금을 행하기 전의 평균 승온 속도가 20℃/초 미만이면, 조질 압연에 의해 도입된 변형이 완화되어, 합금화 촉진 효과를 얻지 못하게 된다. 용융 아연 도금을 행하기 전의 가열 온도가 430℃ 미만이면 용융 아연 도금 시에 비도금을 발생시키기 쉽다. 용융 아연 도금을 행하기 전의 가열 온도가 480℃를 초과하면, 조질 압연에 의해 도입된 변형이 완화되어 합금화 촉진 효과를 얻지 못하게 된다. 또한, 인장 강도가 저하되는 경우가 있다. 합금화를 행하지 않는 경우, 합금화를 행한 경우에 비하여 프레스 성형성, 용접성, 도장 내식성이 떨어진다.
Ni 예비 도금의 방법은 전기 도금, 침지 도금, 스프레이 도금 중 어느 것이어도 되며, 도금 부착량은 1.0 내지 4.0g/㎡ 정도가 바람직하다. Ni 예비 도금을 행하지 않는 경우에는, 합금화 촉진 효과가 얻어지지 않아, 합금화 온도를 높이지 않을 수 없으므로, 아연 도금 강판에 있어서 구멍 확장성의 향상 효과를 얻을 수 없다.
<합금화 공정>
아연 도금을 행한 후의 열연강판을, 필요에 따라 470 내지 560℃의 온도 영역에서 10 내지 40초 유지하는 합금화 처리를 행해도 된다. 이에 의해, 아연 도금층 중의 Fe 농도를 높여 7.0질량％ 이상으로 함으로써, 아연 도금 강판의 스폿 용접성 및 도장성을 보다 향상시킬 수 있다. 합금화 처리 시의 온도가 470℃ 미만이면, 합금화가 불충분해진다. 합금화 처리 시의 온도가 560℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 분해되어 시멘타이트가 생성됨으로써, 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 연성이나 강도가 저하된다. 또한, 충분한 구멍 확장성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 합금화 처리를 행하는 시간에 대해서는, 합금화 온도와의 밸런스로 결정되는데, 10 내지 40초의 범위가 바람직하다. 합금화 처리를 행하는 시간이 10초 미만이면 합금화가 진행되기 어렵고, 40초를 초과하면 잔류 오스테나이트가 분해되어 시멘타이트가 생김으로써 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않아, 충분한 구멍 확장성의 향상 효과를 얻지 못하는 경우가 있다.
템퍼링 공정 또는 아연 도금 공정 또는 합금화 공정 후, 최종적으로 얻어지는 열연강판의 형상 교정 및 항복점 신율의 방지를 목적으로 하여, 신율 0.2 내지 1.0％의 조질 압연을 더 행해도 된다. 신율이 0.2％ 미만이면 상기 효과를 충분히 얻지 못하고, 신율이 1.0％를 초과하면 항복비가 대폭으로 증대됨과 함께 신율이 열화된다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 더 구체적으로 설명한다. 이들 실시예는, 본 발명의 효과를 확인하기 위한 일례이며, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.
표 1-1, 표 1-2에 나타내는 화학 조성의 강을 주조하고, 표 2-1, 표 2-2, 표 4-1, 표 4-2, 표 6-1 내지 표 6-4에 나타내는 조건에서 가열, 압연, 제1 냉각, 경압하 압연, 제2 냉각, 권취 처리를 행하였다. 표 6-1 내지 표 6-4 중의 가열 온도는 주편의 가열 온도, 압연 완료 온도는 제1 냉각 전의 열간 압연의 마무리 온도를 나타낸다.
그 후, 표 2-1, 표 2-2의 No.1 내지 24에 대해서는, 표 2-2에 나타내는 조건에서, 조질 압연, Ni 예비 도금, 용융 아연 도금 및 합금화 처리를 행함으로써, 표 3-1, 표 3-2에 나타내는 아연 도금 열연강판(합금화 용융 아연 도금 열연강판)을 얻었다.
또한, 표 4-1, 표 4-2의 No.25 내지 46에 대해서는, 표 4-1, 표 4-2에 나타내는 조건에서, 조질 압연, Ni 예비 도금 및 용융 아연 도금(편면 45g/㎡로 양면에)을 행함으로써, 표 5-1, 표 5-2에 나타내는 아연 도금 열연강판(용융 아연 도금 열연강판)을 얻었다.
또한, 표 6-1 내지 표 6-4의 No.47 내지 88에 대해서는, 일부의 강판에 대하여, 표 6-1 내지 표 6-4에 나타내는 조건에서, 조질 압연 및 템퍼링 처리를 행함으로써, 표 7-1 내지 표 7-4에 나타내는 열연강판(아연 도금 없음의 열연강판)을 얻었다.
최종적으로 얻어진 아연 도금 열연강판 및 열연강판은 모두, 판 두께는 5.0mm였다. 또한, 최종적으로 얻어진 아연 도금 열연강판 및 열연강판의 구 오스테나이트 입경은, No.13, No.37, No.59, No.81을 제외하고 모두 12㎛ 이상 100㎛ 이하의 범위 내였다. No.13, No.37, No.59, No.81의 구 오스테나이트 입경은 100㎛ 초과였다.
얻어진 용융 아연 도금 열연강판 또는 열연강판의 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트), 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 그 밖의 각 조직분율, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비, 구 오스테나이트 입경, 면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율, {211}<011> 방위의 극밀도, 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv, 그리고 아연 도금층의 Fe 함유량, Ni 함유량 및 Al 함유량을 상술한 방법으로 평가하였다.
또한, 기계적 특성으로서, JIS Z 2241:2011에 준거하여, L 방향(압연 방향) 및 C 방향(압연 방향에 수직인 방향)으로부터 JIS 5호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험을 행하였다. 인장 시험의 응력-변형 곡선으로부터, 인장 강도(TS), 전체 신율(EL)을 구하였다.
인성은 L 방향 및 C 방향으로부터 5mm 폭(×10mm×55mm 길이)의 서브사이즈 V 노치 샤르피 시험편을 채취하여, 샤르피 시험을 JIS Z 2242:2018에 준거하여 행하여 평가하였다.
인장 강도(L 방향 및 C 방향)가 980MPa 이상, 전체 신율이 10.0％ 이상, -40℃에서의 샤르피 흡수 에너지(vE-40℃)(L 방향 및 C 방향)가 50J/㎠ 이상이면, 고강도이며, 또한 우수한 연성, 우수한 인성을 갖는다고 판단하였다.
또한, C 방향의 인장 강도(TS)와 구멍 확장률(λ)의 곱이, TS(MPa)×λ(％)≥38000MPㆍ％이면 양호한 구멍 확장성을 갖고, TS(MPa)×λ(％)≥40000MPaㆍ％이면 우수한 구멍 확장성을 갖는다고 판단하였다.
또한, 각각의 특성값의 C 방향의 값에 대한 L 방향의 값의 비(L 방향의 값/C 방향의 값)가 0.90 이상 1.10 이하이면 이방성이 작다고 판단하였다.
도금 외관은 눈으로 본 관찰에 의해 비도금의 유무를 판정하였다. 눈으로 보아 비도금이 관찰되지 않은 경우, 도금 외관이 우수하다고 보고 합격으로 판정하였다. 비도금이 있는 경우, 도금 강판으로서의 실용성이 떨어진다고 보고 불합격으로 판단하였다.
아연 도금층의 밀착성은, 원통 딥 드로잉 시험(펀치 직경: 40mm, BHF(Blank Holder Force): 1ton, 드로잉비: 2.0)을 행한 샘플에 대하여 용제로 탈지한 후, 측면을 테이프 박리하여, 테이프의 흑색화도를 측정하였다. 흑색화도는 명도(L값)를 측정하여, 블랭크 테이프의 L값과의 차이를 흑색화도로 하였다. 흑색화도가 30％ 미만인 경우를 합격으로 판정하고, 표 중의 밀착성의 란에 「OK」로 기재하였다. 흑색화도가 30％ 이상인 경우를 불합격으로 판정하고, 표 중의 밀착성의 란에 「NG」로 기재하였다.
각각의 결과를 표 3-1, 표 3-2, 표 5-1, 표 5-2, 표 7-1 내지 표 7-4에 나타낸다.
표 3-2, 표 5-2에 나타내는 Fe 함유량이란, 아연 도금층 중의 Fe 함유량을 나타내고 있다. 합금화 처리를 행한 표 3-1, 표 3-2의 합금화 용융 아연 도금 강판(본 발명예)에서는, Fe 함유량이 7.0 내지 15.0질량％로 되어 있어, 합금화가 충분히 진행되었음을 나타내고 있다. 합금화 처리를 행하지 않은 표 5-1, 표 5-2의 용융 아연 도금 강판(본 발명예)에서는, Fe 함유량이 7.0질량％ 미만으로 되어 있다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2-1]
Figure pct00003
[표 2-2]
Figure pct00004
[표 3-1]
Figure pct00005
[표 3-2]
Figure pct00006
[표 4-1]
Figure pct00007
[표 4-2]
Figure pct00008
[표 5-1]
Figure pct00009
[표 5-2]
Figure pct00010
[표 6-1]
Figure pct00011
[표 6-2]
Figure pct00012
[표 6-3]
Figure pct00013
[표 6-4]
Figure pct00014
[표 7-1]
Figure pct00015
[표 7-2]
Figure pct00016
[표 7-3]
Figure pct00017
[표 7-4]
Figure pct00018
표 1-1 내지 표 7-4를 보면, 본 발명예의 강판은 모두 목표로 하는 특성이 얻어지고 있음을 알 수 있다. 한편, 화학 조성 또는 제조 방법이 본 발명의 범위 외였던 비교예는, 어느 하나 이상의 특성이 떨어져 있음을 알 수 있다.

Claims (12)

  1. 질량％로,
    C: 0.08 내지 0.25％,
    Si: 0.01 내지 1.00％,
    Mn: 0.8 내지 2.0％,
    P: 0.020％ 이하,
    S: 0.001 내지 0.010％,
    Al: 0.005 내지 1.000％,
    N: 0.0010 내지 0.0100％,
    Ti: 0.005 내지 0.30％,
    Ca: 0.0005 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.30％,
    V: 0 내지 0.50％,
    Cr: 0 내지 3.0％,
    Mo: 0 내지 3.0％,
    Ni: 0 내지 5.0％,
    Cu: 0 내지 3.0％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Mg: 0 내지 0.0100％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    REM: 0 내지 0.050％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    마이크로 조직이, 체적분율로, 마르텐사이트를 99％ 이상 함유하고, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트로 이루어지고,
    압연 방향에 평행인 단면에 있어서,
    구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3.0 미만이고,
    면적이 1.0㎛2 이상인 황화물 중, 애스펙트비가 3.0 초과인 황화물의 비율이 1.0％ 이하이고,
    판 두께 중심부에 있어서 {211}<011> 방위의 극밀도가 3.0 이하이고,
    인장 강도 TS가 980MPa 이상인
    것을 특징으로 하는 열연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 인장 강도 TS가 1180MPa 이상인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  3. 제2항에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적분율이 5％ 미만인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  4. 제1항에 있어서, 압연 방향에 수직인 단면에서, 비커스 경도의 최댓값과 최솟값의 차인 ΔHv가 50 이하인, 열연강판.
  5. 제4항에 있어서, 프레시 마르텐사이트의 체적분율이 3％ 미만인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 표면에 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 열연강판.
  7. 제6항에 있어서, 상기 아연 도금층이 합금화 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 열연강판.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Nb: 0.005 내지 0.30％,
    V: 0.01 내지 0.50％,
    Cr: 0.05 내지 3.0％,
    Mo: 0.05 내지 3.0％,
    Ni: 0.05 내지 5.0％,
    Cu: 0.10 내지 3.0％,
    B: 0.0003 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0005 내지 0.0100％,
    Zr: 0.0010 내지 0.0500％,
    REM: 0.0010 내지 0.050％
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
    것을 특징으로 하는 열연강판.
  9. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서,
    질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정
    을 갖고,
    상기 열간 압연 공정에서는,
    상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고,
    상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고,
    상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고,
    상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행하는
    것을 특징으로 하는 열연강판의 제조 방법.
  10. 제4항 또는 제5항에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서,
    질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과,
    상기 조질 압연 후의 430 내지 560℃까지 가열하는 템퍼링 처리를 행하는 템퍼링 공정
    을 갖고,
    상기 열간 압연 공정에서는,
    상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고,
    상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고,
    상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고,
    상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행하는
    것을 특징으로 하는 열연강판의 제조 방법.
  11. 제6항에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서,
    질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과,
    상기 열연강판에 Ni 예비 도금을 행하여, 20℃/초 이상의 승온 속도로 430 내지 480℃까지 가열 후, 아연 도금하는 아연 도금 공정
    을 갖고,
    상기 열간 압연 공정에서는,
    상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고,
    상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고,
    상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고,
    상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행하는
    것을 특징으로 하는 열연강판의 제조 방법.
  12. 제7항에 기재된 열연강판을 제조하는 방법으로서,
    질량％로, C: 0.08 내지 0.25％, Si: 0.01 내지 1.00％, Mn: 0.8 내지 2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.001 내지 0.010％, Al: 0.005 내지 1.000％, N: 0.0010 내지 0.0100％, Ti: 0.005 내지 0.30％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 3.0％, Mo: 0 내지 3.0％, Ni: 0 내지 5.0％, Cu: 0 내지 3.0％, B: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후, 1350℃ 이상 1400℃ 이하로 가열하는 가열 공정과,
    상기 가열 공정 후의 상기 주조 슬래브에 대하여, 열간 압연을 행하여 열연강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판을 100℃ 이하의 온도 영역에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연강판에 신율 0.7％ 이상의 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정과,
    상기 열연강판에 Ni 예비 도금을 행하여, 20℃/초 이상의 승온 속도로 430 내지 480℃까지 가열 후, 아연 도금하는 아연 도금 공정과,
    상기 아연 도금 공정 후에, 470 내지 560℃에서 10 내지 40초의 합금화 처리를 행하는 합금화 공정
    을 갖고,
    상기 열간 압연 공정에서는,
    상기 주조 슬래브에 대하여, 마무리 압연 온도가 1000℃ 이상이 되도록 압연을 행하고,
    상기 압연의 종료 후, 0.10초 이내에 냉각을 개시함과 함께, 100℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 50℃ 이상 온도가 저하하도록 제1 냉각을 행하고,
    상기 제1 냉각 후, Ar3 변태점 이상의 온도에서 5％ 이상 20％ 이하의 압하율의 경압하 압연을 행하고,
    상기 경압하 압연의 완료에서부터 200℃ 이하까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이 되도록 제2 냉각을 행하는
    것을 특징으로 하는 열연강판의 제조 방법.
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