KR20220110823A

KR20220110823A - 열연 강판

Info

Publication number: KR20220110823A
Application number: KR1020227023219A
Authority: KR
Inventors: 가즈마사 츠츠이; 히로시 슈토; 고오타로오 하야시
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2020-01-27
Filing date: 2020-12-11
Publication date: 2022-08-09
Also published as: EP4098762A1; MX2022008544A; US20230047602A1; CN114929915A; JP7260824B2; EP4098762A4; EP4098762B1; WO2021153036A1; CN114929915B; JPWO2021153036A1

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적％로, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이고, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 5.0％ 미만이고, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀과 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇의 비인 S₆₀/S₇이 0.34 초과, 0.60 미만이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

열연 강판

본 발명은 열연 강판에 관한 것이다. 구체적으로는, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형하여 이용되는 열연 강판, 특히, 고강도이며, 또한 구멍 확장성 및 전단 가공성이 우수한 열연 강판에 관한 것이다.

본원은, 2020년 1월 27일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-010945호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구환경보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량의 삭감이 이루어지고 있다. 자동차 메이커에 있어서도 저연비화를 목적으로 한 차체 경량화의 기술 개발이 활발히 행해지고 있다. 그러나, 탑승원의 안전 확보를 위해 내충돌 특성의 향상에도 중점을 두기 때문에, 차체 경량화는 용이하지 않다.

차체 경량화와 내충돌 특성을 양립시키기 위해, 고강도 강판을 사용하여 부재를 박육화하는 것이 검토되고 있다. 이 때문에, 높은 강도와 우수한 성형성을 겸비하는 강판이 강하게 요망되고 있고, 이들 요구에 부응하기 위해, 몇 가지의 기술이 종래부터 제안되어 있다.

자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있기 때문에, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 상이하지만, 그 중에서도 구멍 확장성은 성형성의 중요한 지표로서 자리매김하고 있다. 또한, 자동차 부재는 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트 중에 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 분산시킨, 내충돌 안전성 및 성형성이 우수한 자동차용 고강도 강판이 개시되어 있다. 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판에서는, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트 변태되어, 변태 유기 소성에 의해 큰 신장을 나타내지만, 경질의 마르텐사이트의 생성에 의해 구멍 확장성이 손상된다. 특허문헌 1에는, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 미세화함으로써, 연성뿐만 아니라 구멍 확장성도 향상된다고 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 결정립 내에 잔류 오스테나이트 및/또는 마르텐사이트로 이루어지는 제2 상을 미세하게 분산시킨, 신장 및 구멍 확장성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.

특허문헌 3 및 4에는, 연성 및 구멍 확장성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 3에는, 열간 압연 완료 후 1초간 이내에 720℃ 이하의 온도 범위까지 냉각하고, 500℃ 초과 720℃ 이하의 온도 범위에 1 내지 20초간의 체재 시간으로 체재시킨 후, 350 내지 500℃의 온도 범위에서 권취하는, 연성 및 신장 플랜지성이 양호한 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 4에는, 베이나이트를 주체로 하고, 적량의 폴리고날 페라이트와 잔류 오스테나이트를 가짐과 함께, 잔류 오스테나이트를 제외한 강 조직에 있어서 15° 이상의 결정 방위 차를 갖는 입계로 둘러싸이는 입자의 평균 입경이 15㎛ 이하인, 연성 및 신장 플랜지성이 양호한 고강도 열연 강판이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평11-61326호 공보 일본 특허 공개 2005-179703호 공보 일본 특허 공개 2012-251200호 공보 일본 특허 공개 2015-124410호 공보

상술한 바와 같이, 자동차 부품은 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많다. 특히 980MPa 이상의 고강도 강판에서는, 전단 가공 후의 코이닝 등의 후처리에 필요한 하중이 커지기 때문에, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 특히 높은 정밀도로 제어하는 것이 요망되고 있다.

특허문헌 1 내지 4에 개시된 기술은, 어느 것이나 강도와, 구멍 확장 시의 프레스 성형성을 향상시키는 기술이지만, 전단 가공성을 향상시키는 기술에 대해서는 언급이 없고, 부품을 프레스 성형하는 단계에서 후처리가 필요하게 되어, 제조 비용이 상승한다고 추측된다.

본 발명은 종래 기술의 상기 과제에 비추어 이루어진 것으로, 높은 강도를 가짐과 함께, 우수한 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상술한 과제에 비추어, 열연 강판의 화학 조성 및 금속 조직과 기계 특성의 관계에 대하여 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 이하의 지견 (a) 내지 (f)를 얻어, 본 발명을 완성하였다.

또한, 우수한 전단 가공성을 갖는다는 것은, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 작은 것을 나타낸다. 또한, 우수한 강도 또는 높은 강도를 갖는다는 것은, 인장 강도가 980MPa 이상인 것을 나타낸다.

(a) 우수한 인장(최대) 강도 및 구멍 확장성을 얻기 위해서는, 금속 조직의 모상 조직은 경질인 것이 바람직하다. 즉, 페라이트나 잔류 오스테나이트 등의 연질인 조직 분율은 가능한 한 작은 것이 바람직하다.

(b) 다량의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 형성하기 위해서는, 오스테나이트를 빠르게 소정의 온도 범위까지 냉각하는 것이 효과적이다. 그 때문에, 열연 프로세스 중에는 중간 공랭을 실시하지 않고, 소정의 온도 범위까지 냉각하는 것이 효과적이다.

(c) 경질의 조직은 일반적으로 600℃ 이하의 상변태에 있어서 형성되지만, 이 온도 범위에서는, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계 및 결정 방위 차가 7°인 입계가 다량으로 형성된다.

(d) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 생성 시에는, 전위가 조직 내부에 현저하게 축적됨과 함께, 탄성 변형이 높아진다. 따라서, 이러한 입계의 밀도가 높고, 또한 균일하게 분산되어 있는(즉, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도가 큰) 금속 조직에서는, 재료의 강도가 높아짐과 함께, 전단 가공에 있어서의 소성 변형이 억제되어, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철 생성이 현저하게 억제된다.

(e) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계를 균일하게 분산시키는 데에는, Mn 농도의 표준 편차를 일정 값 이하로 할 필요가 있다. Mn 농도의 표준 편차를 일정 값 이하로 하기 위해서는, 슬래브 가열 시에, 700 내지 850℃의 온도 범위에서 900초 이상 유지하고, 그 후 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도 범위에서 6000초 이상 유지하고, 또한 850 내지 1100℃의 온도 범위에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되도록 하는 열간 압연을 행하는 것이 효과적이다.

(f) <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도를 증대시키고, 또한 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도를 감소시키는 데에는, 권취 온도를 소정 온도 미만으로 하는 것이 효과적이다. 권취 온도가 소정 온도 이상이면 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도가 감소하고, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도가 증가한다.

상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.040 내지 0.250％,

Si: 0.05 내지 3.00％,

Mn: 0.50 내지 4.00％,

sol.Al: 0.001 내지 2.000％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0300％ 이하,

N: 0.1000％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0 내지 0.300％,

Nb: 0 내지 0.100％,

V: 0 내지 0.500％,

Cu: 0 내지 2.00％,

Cr: 0 내지 2.00％,

Mo: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 2.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ca: 0 내지 0.0200％,

Mg: 0 내지 0.0200％,

REM: 0 내지 0.1000％,

Bi: 0 내지 0.020％,

Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고

Sn: 0 내지 0.050％를 함유하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

금속 조직이, 면적％로,

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이고,

잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,

페라이트가 5.0％ 미만이고,

<110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀과, 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇의 비인 S₆₀/S₇이 0.34 초과, 0.60 미만이고,

Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,

인장 강도가 980MPa 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판은, 표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만이어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,

Ti: 0.005 내지 0.300％,

Nb: 0.005 내지 0.100％,

V: 0.005 내지 0.500％,

Cu: 0.01 내지 2.00％,

Cr: 0.01 내지 2.00％,

Mo: 0.01 내지 1.00％,

Ni: 0.02 내지 2.00％,

B: 0.0001 내지 0.0100％,

Ca: 0.0005 내지 0.0200％,

Mg: 0.0005 내지 0.0200％,

REM: 0.0005 내지 0.1000％, 및

Bi: 0.0005 내지 0.020％

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

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 따르면, 상기 여러 특성을 갖는 결과로 더욱, 굽힘 내 균열의 발생이 억제된, 즉 굽힘 내 균열 내성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

본 발명의 상기 양태에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 나아가 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.

도 1은 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철의 크기의 측정 방법을 설명하기 위한 도면이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판(이하, 단순히 강판이라고 기재하는 경우가 있음)의 화학 조성 및 금속 조직에 대하여, 이하에 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성만으로 제한되지는 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

이하에 「내지」를 사이에 두고 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」로 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 열연 강판의 화학 조성에 관한 ％는 특별히 지정하지 않는 한 질량％이다.

1. 화학 조성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 질량％로, C: 0.040 내지 0.250％, Si: 0.05 내지 3.00％, Mn: 0.50 내지 4.00％, sol.Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0300％ 이하, N: 0.1000％ 이하, O: 0.0100％ 이하, 그리고, 잔부: Fe 및 불순물을 포함한다. 이하에 각 원소에 대하여 상세하게 설명한다.

(1-1) C: 0.040 내지 0.250％

C는, 경질상의 면적 분율을 상승시킨다. 또한, C는, Ti, Nb, V 등의 석출 강화 원소와 결합함으로써, 마르텐사이트의 강도를 상승시킨다. C 함유량이 0.040％ 미만이면, 원하는 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.040％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이상, 보다 바람직하게는 0.070％ 이상이다.

한편, C 함유량이 0.250％ 초과에서는, 강도가 낮은 펄라이트의 생성이 촉진되어, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 저하됨으로써, 열연 강판의 강도가 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.250％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.150％ 이하이다.

(1-2) Si: 0.05 내지 3.00％

Si는, 시멘타이트의 석출을 지연시키는 작용을 갖는다. 이 작용에 의해, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율을 높일 수 있고, 또한 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 높일 수 있다. 또한, Si는 탈산에 의해 강을 건전화하는(강에 블로우홀 등의 결함이 발생하는 것을 억제하는) 작용을 갖는다. Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상, 1.00％ 이상이다.

그러나, Si 함유량이 3.00％ 초과에서는, 열연 강판의 표면 성상 및 화성 처리성, 나아가 구멍 확장성 및 용접성이 현저하게 열화됨과 함께, A₃ 변태점이 현저하게 상승한다. 이에 의해, 안정적으로 열간 압연을 행하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.50％ 이하이다.

(1-3) Mn: 0.50 내지 4.00％

Mn은, 페라이트 변태를 억제하여 열연 강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 0.50％ 미만이면, 980MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 0.50％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.00％ 이상, 1.50％ 이상, 1.80％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 4.00％ 초과에서는, Mn의 편석에 기인하여 경질상 중의 결정립의 결정 방위 차가 불균일해져서, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 커진다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.70％ 이하, 3.50％ 이하이다.

(1-4) sol.Al: 0.001 내지 2.000％

Al은, Si와 마찬가지로, 탈산에 의해 강을 건전화하는 작용을 가짐과 함께, 오스테나이트로부터의 시멘타이트의 석출을 억제함으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율을 증가시키는 작용을 갖는다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, sol.Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

한편, sol.Al 함유량이 2.000％ 초과에서는, 상기 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, sol.Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 1.500％ 이하, 1.300％ 이하이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 sol.Al이란, 산 가용성 Al을 의미하고, 고용 상태에서 강 중에 존재하는 고용 Al을 나타낸다.

(1-5) P: 0.100％ 이하

P는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이지만, 고용 강화에 의해 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 따라서, P를 적극적으로 함유시켜도 되지만, P는 편석하기 쉬운 원소이며, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 기인하는 구멍 확장성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은, 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

P 함유량의 하한은 특별히 규정은 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-6) S: 0.0300％ 이하

S는, 불순물로서 함유되는 원소이며, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여 열연 강판의 구멍 확장성을 저하시킨다. S 함유량이 0.0300％를 초과하면, 열연 강판의 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0300％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

S 함유량의 하한은 특별히 규정은 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-7) N: 0.1000％ 이하

N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 열연 강판의 구멍 확장성을 저하시키는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.1000％ 초과에서는, 열연 강판의 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0800％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0700％ 이하이다.

N 함유량의 하한은 특별히 규정은 없지만, 후술하는 바와 같이 Ti, Nb 및 V의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜 금속 조직의 미세화를 도모하는 경우에는, 탄질화물의 석출을 촉진시키기 위해 N 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0020％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(1-8) O: 0.0100％ 이하

O는, 강 중에 많이 포함되면 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물을 형성하여, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 야기한다. 그 때문에, O 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. O 함유량은, 0.0080％ 이하, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

용강의 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위해, O 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이어도 된다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것으로서, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 상기 원소에 더하여, Ti, Nb, V, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W 및 Sn을 임의 원소로서 함유해도 된다. 상기 임의 원소를 함유시키지 않는 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 상기 임의 원소에 대하여 상세하게 설명한다.

(1-9) Ti: 0.005 내지 0.300％, Nb: 0.005 내지 0.100％ 및 V: 0.005 내지 0.500％

Ti, Nb 및 V는, 어느 것이나, 강 중에 탄화물 또는 질화물로서 석출하여, 피닝 효과에 의해 금속 조직을 미세화하는 작용을 갖기 때문에, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 하거나, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 하거나, 혹은 V 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 즉, Ti, Nb 및 V의 1종이라도 그 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도, 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ti 함유량은 0.300％ 이하로 하고, Nb 함유량은 0.100％ 이하로 하고, V 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 0.200％ 이하, 0.150％ 이하, 0.120％ 이하, 0.110％ 이하 또는 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(1-10) Cu: 0.01 내지 2.00％, Cr: 0.01 내지 2.00％, Mo: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.02 내지 2.00％ 및 B: 0.0001 내지 0.0100％

Cu, Cr, Mo, Ni 및 B는, 어느 것이나, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cr 및 Ni는 오스테나이트를 안정화시키는 작용을 갖고, Cu 및 Mo는 저온에서 강 중에 탄화물을 석출하여 강도를 높이는 작용을 갖는다. 또한, Ni는, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.

상술한 바와 같이 Cu는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 저온에서 강 중에 탄화물로서 석출하여 열연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 2.00％ 초과에서는, 슬래브의 입계 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 1.00％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Cr은, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 저온에서 강 중에 탄화물을 석출하여 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 2.00％ 초과에서는, 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 Mo는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 강 중에 탄화물을 석출하여 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상, 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량을 1.00％ 초과로 해도 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하, 0.20％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Ni는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한 Ni는, Cu를 함유시키는 경우에는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni는, 고가의 원소이기 때문에, 다량으로 함유시키는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ni 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 B는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 이 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.0100％ 초과에서는, 강판의 구멍 확장성이 현저하게 저하되기 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(1-11) Ca: 0.0005 내지 0.0200％, Mg: 0.0005 내지 0.0200％, REM: 0.0005 내지 0.1000％, 및 Bi: 0.0005 내지 0.020％

Ca, Mg 및 REM은, 어느 것이나, 개재물의 형상을 바람직한 형상으로 조정함으로써, 열연 강판의 성형성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Bi는, 응고 조직을 미세화함으로써, 열연 강판의 성형성을 높이는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.

상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ca, Mg, REM 및 Bi 중 어느 1종 이상을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량 또는 Mg 함유량이 0.0200％를 초과하면, 혹은 REM 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강 중에 개재물이 과잉으로 생성되어, 오히려 열연 강판의 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, Bi 함유량을 0.020％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 버려, 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ca 함유량 및 Mg 함유량을 0.0200％ 이하, REM 함유량을 0.1000％ 이하, 그리고 Bi 함유량을 0.020％ 이하로 한다. Bi 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.

(1-12) Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％ 및 Sn: 0 내지 0.050％

Zr, Co, Zn 및 W에 대하여, 본 발명자들은, 이들 원소를 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하였다. 그 때문에, Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도 된다.

또한, 본 발명자들은, Sn을 소량 함유시켜도 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하였다. 그러나, Sn을 다량으로 함유시키면 열간 압연 시에 흠집이 발생하는 경우가 있기 때문에, Sn 함유량은 0.050％ 이하로 한다.

상술한 열연 강판의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, 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. C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다.

2. 열연 강판의 금속 조직

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 금속 조직이, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이고, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 5.0％ 미만이고, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀과, 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇의 비인 S₆₀/S₇이 0.34 초과, 0.60 미만이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 얻을 수 있다.

또한, 본 실시 형태에서는, 압연 방향에 평행한 단면의, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직을 규정한다. 그 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.

또한, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치란, 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역이다.

(2-1) 잔류 오스테나이트의 면적 분율: 3.0％ 미만

잔류 오스테나이트는 실온에서도 면심 입방 격자로서 존재하는 조직이다. 잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 열연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 전단 가공 중에는 고탄소의 마르텐사이트로 변태되기 때문에, 안정적인 균열 발생을 저해하여, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 커지는 원인이 된다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 3.0％ 이상이면, 상기 작용이 현재화되어, 열연 강판의 전단 가공성이 열화될(단부면에 있어서의 파단면의 요철이 커질) 뿐만 아니라, 구멍 확장성도 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 3.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 잔류 오스테나이트는 적을수록 바람직하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 0％여도 된다.

(2-2) 페라이트의 면적 분율: 5.0％ 미만

페라이트는 일반적으로 연질의 조직이다. 소정량 이상의 페라이트를 함유하면, 원하는 강도를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 전단면의 영역을 증대시키는 원인이 된다. 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 전단면의 영역이 증대되면, 파단면의 요철이 커지기 때문에, 바람직하지 않다. 페라이트의 면적 분율이 5.0％ 이상이면, 상기 작용이 현재화되어, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 따라서, 페라이트의 면적 분율은 5.0％ 미만으로 한다. 페라이트의 면적 분율은, 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 페라이트는 적을수록 바람직하기 때문에, 페라이트의 면적 분율은 0％여도 된다.

잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정 방법에는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 회절상, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) 해석, 자기 측정에 의한 방법 등이 있고, 측정 방법에 따라 측정값이 다른 경우가 있다. 본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 회절에 의해 측정한다.

본 실시 형태에 있어서의 X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트 면적 분율의 측정에서는, 먼저, 강판의 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역) 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, Co-Kα선을 사용하여, α(110), α(200), α(211), γ(111), γ(200), γ(220)의 총 6 피크의 적분 강도를 구하고, 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다.

페라이트의 면적 분율의 측정은, 이하의 방법으로 행한다. 압연 방향에 수직인 단면을 경면으로 마무리하고, 실온에서 알칼리성 용액을 포함하지 않는 콜로이달 실리카를 사용하여 8분간 연마하여, 샘플의 표층에 도입된 변형을 제거한다. 샘플 단면의 길이 방향의 임의의 위치에 있어서, 길이 50㎛, 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역을, 0.1㎛의 측정 간격으로 전자 후방 산란 회절법에 의해 측정하여 결정 방위 정보를 얻는다.

측정에는, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용한다. 이때, EBSD 해석 장치 내의 진공도는 9.6×10^-5Pa 이하, 가속 전압은 15kV, 조사 전류 레벨은 13, 전자선의 조사 레벨은 62로 한다. 얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」 (AMETEK사제)에 탑재된 「Grain Average Misorientation」 기능을 사용하여, Grain Average Misorientation값이 1.0° 이하의 영역을 페라이트로 판정한다. 페라이트로 판정된 영역의 면적 분율을 구함으로써, 페라이트의 면적 분율을 얻는다.

(2-3) 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계: 92.0％ 초과, 100.0％ 이하

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계가 92.0％ 이하이면 원하는 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계는 92.0％ 초과로 한다. 또한, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 양쪽을 포함할 필요는 없고, 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 한쪽을 포함하는 경우에는, 그 면적 분율이 92.0％ 초과이면 된다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 양쪽을 포함하는 경우에는, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계가 92.0％ 초과이면 된다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계는, 바람직하게는 95.0％ 이상, 97.0％ 이상, 99.0％ 이상이다.

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계는 많을수록 바람직하기 때문에, 100.0％로 해도 된다.

마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 측정 방법에 대하여, 이하에 설명한다.

먼저, 페라이트의 면적 분율을 측정한 EBSD 측정 영역과 동일 영역을 SEM으로 관찰하기 위해, 관찰 위치 근방에 비커스 압흔을 타각한다. 그 후, 관찰면의 조직을 남겨, 표층의 오염물을 연마 제거하고, 나이탈 에칭한다. 다음으로, EBSD 관찰면과 동일 시야를 SEM에 의해 배율 3000배로 관찰한다.

EBSD 측정에 있어서, 잔부 조직으로 판별된 영역 중, 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한 시멘타이트가 복수의 베어리언트를 가지고 석출하고 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다. 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역을 「마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트」라고 판단한다. 각각의 면적 분율을 산출함으로써, 템퍼링 마르텐사이트, 그리고 「마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트」의 면적 분율을 얻는다. 마르텐사이트의 면적 분율에 대해서는, 얻어진 「마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트」의 면적 분율로부터, 상술한 X선 회절에 의해 얻어진 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 차감함으로써 얻을 수 있다.

또한, 관찰면 표층의 오염물 제거에 대해서는, 입자경 0.1㎛ 이하의 알루미나 입자를 사용한 버프 연마, 혹은 Ar 이온 스퍼터링 등의 방법을 이용하면 된다.

(2-4) <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀과, 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇의 비인 S₆₀/S₇이 0.34 초과, 0.60 미만

980MPa 이상의 인장 강도를 갖는 열연 강판을 얻기 위해서는, 모상을 경질의 조직으로 할 필요가 있다. 경질의 조직은 일반적으로 600℃ 이하의 상변태에 있어서 형성되지만, 이 온도 범위에서는 <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계 및 결정 방위 차가 7°인 입계가 다량으로 형성된다.

<110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 생성 시에는, 전위가 조직 내부에 현저하게 축적됨과 함께, 탄성 변형이 커진다. 그 때문에, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 밀도가 높고, 또한 균일하게 분산되어 있는(즉 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도가 큰) 금속 조직에서는, 재료의 강도가 높아짐과 함께, 전단 가공에 있어서의 소성 변형이 억제되어, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 억제된다.

한편, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 7°인 입계에서는, 조직 내부의 전위 밀도가 낮고, 탄성 변형도 작아지기 때문에, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 현저하게 커진다. 따라서, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도를 S₆₀으로 하고, 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도를 S₇로 했을 때, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철의 크기는 S₆₀/S₇에 의해 지배된다.

S₆₀/S₇이 0.34 이하인 경우에는, 열연 강판의 인장 강도를 980MPa 이상으로 할 수 없을 뿐만 아니라, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철이 커진다. 따라서, S₆₀/S₇을 0.34 초과로 한다. 바람직하게는, 0.40 이상, 0.45 이상이다. 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 억제하기 위해, S₆₀/S₇은 클수록 바람직하지만, 실질적인 상한은 0.60이다. 그 때문에, S₆₀/S₇은 0.60 미만으로 한다.

또한, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 X°인 입계란, 어떤 입계에서 인접하는 2개의 결정립 A와 결정립 B를 특정했을 때, 한쪽의 결정립 B를 <110>축으로 X° 회전시킴으로써, 결정립 A와 결정립 B의 결정 방위가 일치하는 결정학적 관계를 갖는 입계를 말한다. 단, 결정 방위의 측정 정밀도를 고려하면, 일치하는 방위 관계로부터 ±4°의 방위 차를 허용한다.

본 실시 형태에서는, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀ 및 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇을 EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법을 사용하여 측정한다. EBSP-OIM법에서는, 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사로 한 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란되어 형성된 기쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 촬영 사진을 컴퓨터로 화상 처리함으로써, 조사 점의 결정 방위를 단시간에 측정할 수 있다.

EBSP-OIM법은, 서멀 전계 방사형 주사형 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기로 구성된 EBSD 해석 장치 및 AMETEK사제의 OIM Analysis(등록상표)를 사용하여 행한다. EBSP-OIM법에서는, 시료 표면의 미세 구조 그리고 결정 방위를 해석할 수 있기 때문에, 특정한 결정 방위 차를 갖는 입계의 길이를 정량적으로 구할 수 있다. 또한, EBSP-OIM법의 분석 가능 에어리어는, SEM으로 관찰할 수 있는 영역이다. SEM의 분해능에 따라 상이하지만, EBSP-OIM법에 따르면, 최소 20nm의 분해능으로 분석할 수 있다.

압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역) 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직의 특정 입계의 길이 측정에 있어서는, 1200배의 배율, 40㎛×30㎛의 영역에서, 적어도 5 시야에 있어서 해석을 행한다. 그리고, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 평균값을 상기 측정 영역의 면적으로 나눔으로써, S₆₀을 얻는다. 마찬가지로 <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 평균값을 상기 측정 영역의 면적으로 나눔으로써, S₇을 얻는다. 또한, 전술한 바와 같이, ±4°의 방위 차를 허용한다.

또한, 잔류 오스테나이트는 600℃ 이하의 상변태에서 생성된 조직이 아니고, 전위 축적의 효과를 갖지 않으므로, 본 측정 방법에서는, 잔류 오스테나이트는 해석의 대상으로 하지 않는다. 즉, 본 실시 형태에 있어서, <110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀ 및 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇은, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 페라이트의 것이다. EBSP-OIM법에서는, 결정 구조가 fcc인 잔류 오스테나이트를 해석 대상으로부터 제외할 수 있다.

(2-5) Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역) 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계를 균일하게 분산시킬 수 있다. 그 결과, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 작게 할 수 있다. Mn 농도의 표준 편차는, 바람직하게는 0.55질량％ 이하, 0.50질량％ 이하, 0.40질량％ 이하이다.

Mn 농도의 표준 편차의 하한은, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 억제하기 위해, 그 값은 작을수록 바람직하지만, 제조 프로세스의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다.

Mn 농도의 표준 편차는, 이하의 방법에 의해 측정한다.

열연 강판의 L 단면을 경면 연마한 후에, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역) 또한 판 폭 방향 중앙 위치를 전자 프로브 마이크로애널라이저(EPMA)로 측정하여, Mn 농도의 표준 편차를 측정한다. 측정 조건은 가속 전압을 15kV로 하고, 배율을 5000배로 하여 시료 압연 방향으로 20㎛ 및 시료판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포 상을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하여, 40000개소 이상의 Mn 농도를 측정한다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻는다.

(2-6) 표층의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 미만

표층의 결정 입경이 미세하면, 열연 강판의 굽힘 내 균열을 억제할 수 있다. 강판 강도가 높아질수록, 굽힘 가공 시에 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하기 쉬워진다(이하, 굽힘 내 균열이라고 호칭함).

굽힘 내 균열의 메커니즘은 이하와 같이 추정된다. 굽힘 가공 시에는 굽힘 내측에 압축의 응력이 발생한다. 처음에는 굽힘 내측 전체가 균일하게 변형되면서 가공이 진행되지만, 가공량이 커지면 균일한 변형만으로 변형을 감당할 수 없게 되고, 국소적으로 변형이 집중됨으로써 변형이 진행된다(전단 변형대의 발생). 이 전단 변형대가 더 성장함으로써 굽힘 내측 표면으로부터 전단대를 따른 균열이 발생하고, 성장한다. 고강도화에 수반하여 굽힘 내 균열이 발생하기 쉬워지는 이유는, 고강도화에 수반되는 가공 경화능의 저하로 인해, 균일한 변형이 진행되기 어려워져, 변형의 치우침이 발생하기 쉬워짐으로써, 가공 조기에(또는 느슨한 가공 조건에서) 전단 변형대가 발생하기 때문으로 추정된다.

본 발명자들의 연구에 의해, 굽힘 내 균열은, 인장 강도 980MPa 이상의 강판에서 현저해지는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명자들은, 열연 강판의 표층의 결정 입경이 미세할수록, 국소적인 변형 집중이 억제되어, 굽힘 내 균열이 발생하기 어려워지는 것을 알아냈다. 상기 작용을 얻기 위해서는, 열연 강판의 표층의 평균 결정 입경은 3.0㎛ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.5㎛ 이하로 한다. 하한은 특별히 한정하지는 않지만, 1.0μｍ 이상, 1.5μｍ 이상 또는 2.0μｍ 이상으로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 표층이란, 열연 강판의 표면 내지 표면으로부터 깊이 50㎛ 위치의 영역이다.

표층의 결정 입경은, 전술한 EBSP-OIM법을 사용하여 측정한다. 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 열연 강판의 표면 내지 표면으로부터 깊이 50㎛ 위치 또한 판 폭 방향 중앙 위치의 영역에 있어서, 1200배의 배율, 40㎛×30㎛의 영역에서, 적어도 5 시야에 있어서 해석을 행하여, 인접하는 측정점의 각도 차가 5° 이상인 장소를 결정립계로 정의하고, 면적 평균의 결정 입경을 산출한다. 얻어진 면적 평균의 결정 입경을, 표층의 평균 결정 입경으로 한다.

또한, 잔류 오스테나이트는 600℃ 이하의 상변태에서 생성된 조직이 아니고, 전위 축적의 효과를 갖지 않으므로, 본 측정 방법에서는, 잔류 오스테나이트는 해석의 대상으로 하지 않는다. 즉, 본 실시 형태에 있어서, 표층의 평균 결정 입경은, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 페라이트의 것이다. EBSP-OIM법에서는, 결정 구조가 fcc인 잔류 오스테나이트를 해석 대상으로부터 제외할 수 있다.

3. 인장 강도 특성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 인장(최대) 강도가 980MPa 이상이다. 인장 강도가 980MPa 미만이면, 적용 부품이 한정되어, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정은 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1780MPa로 해도 된다.

인장 강도는, JIS Z 2241: 2011의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241: 2011에 준거하여 측정한다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하면 된다.

4. 구멍 확장 특성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 구멍 확장률 λ가 62％ 이상인 것이 바람직하다. 구멍 확장률 λ가 62％ 이상이면, 적용 부품이 한정되지 않고, 차체 경량화의 기여가 큰 열연 강판을 얻을 수 있다. 상한은 특별히 한정은 없다.

구멍 확장률 λ는, JIS Z 2241: 2011의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2256: 2010에 준거하여 측정한다. 구멍 확장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하면 된다.

또한, 구멍 확장성의 지표가 되는 인장 강도와 구멍 확장의 곱(TS×λ)은 60000MPa·％ 이상인 것이 바람직하다. 인장 강도와 구멍 확장의 곱이 60000MPa·％ 이상이면, 적용 부품이 한정되지 않고, 차체 경량화의 기여가 큰 열연 강판을 얻을 수 있다.

5. 판 두께

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지는 않지만, 0.5 내지 8.0mm로 해도 된다. 열연 강판의 판 두께를 0.5mm 이상으로 함으로써 압연 완료 온도의 확보가 용이해짐과 함께 압연 하중을 저감시킬 수 있어, 열간 압연을 용이하게 행할 수 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 0.5mm 이상으로 해도 된다. 바람직하게는 1.2mm 이상, 1.4mm 이상이다. 또한, 판 두께를 8.0mm 이하로 함으로써, 금속 조직의 미세화가 용이해져서, 상술한 금속 조직을 용이하게 확보할 수 있다. 따라서, 판 두께는 8.0mm 이하로 해도 된다. 바람직하게는 6.0mm 이하이다.

6. 기타

(6-1) 도금층

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 표면의 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 구비시켜 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금, 전기 Zn-Ni 합금 도금 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다.

도금 부착량은 특별히 제한되지는 않고, 종래와 마찬가지로 해도 된다. 또한, 도금 후에 적당한 화성 처리(예를 들어, 실리케이트계의 무크롬 화성 처리액의 도포와 건조)를 실시하여, 내식성을 더 높이는 것도 가능하다.

7. 제조 조건

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 적합한 제조 방법은, 이하와 같다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판을 얻기 위해서는, 소정의 조건에서 슬래브의 가열을 행한 후에 열간 압연을 행하고, 소정의 온도 범위까지 가속 냉각하고, 권취한 후의 냉각 이력을 제어하는 것이 효과적이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 적합한 제조 방법에서는, 이하의 공정 (1) 내지 (7)을 순차 행한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 슬래브의 온도 및 강판의 온도는, 슬래브의 표면 온도 및 강판의 표면 온도를 말한다.

(1) 슬래브를 700 내지 850℃의 온도 범위에서 900초 이상 유지하고, 그 후 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도 범위에서 6000초 이상 유지한다.

(2) 850 내지 1100℃의 온도 범위에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되도록 하는 열간 압연을 행한다.

(3) 열간 압연 완료 온도 Tf가 하기 식 <1>에 의해 표현되는 온도 T1(℃) 이상이 되도록 열간 압연을 완료한다.

(4) 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에 가속 냉각을 개시하여, 하기 식 <2>에 의해 표현되는 온도 T2(℃) 이하의 온도 범위까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 한다.

보다 바람직하게는, 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 범위까지 냉각한다.

(5) T2(℃)로부터 권취 온도까지 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

(6) 권취 온도를 300℃ 이하의 온도 범위로 한다.

T1(℃)=868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[sol.Al] …<1>

T2(℃)=770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] …<2>

단, 각 식 중의 [원소 기호]는 각 원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타낸다. 당해 원소를 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.

(7-1) 슬래브, 열간 압연에 제공할 때의 슬래브 온도 및 유지 시간

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조에 의해 얻어진 슬래브나 주조·분괴에 의해 얻어진 슬래브 등을 사용할 수 있고, 필요에 따라서는 그것들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 가한 것을 사용할 수 있다.

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 가열 시의 700 내지 850℃의 온도 범위에서 900초 이상 유지하고, 그 후 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도 범위에서 6000초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 700 내지 850℃의 온도 범위에서의 유지 시에는, 강판 온도를 이 온도 범위에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다. 또한, 1100℃ 이상의 온도 범위에서의 유지 시에는, 강판 온도를 1100℃ 이상의 온도 범위에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다.

700 내지 850℃의 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트 간에 분배하고, 그 변태 시간을 길게 함으로써, Mn이 페라이트 영역 내를 확산할 수 있다. 이에 의해, 슬래브에 편재되는 Mn 마이크로 편석을 해소하여, Mn 농도의 표준 편차를 현저하게 감소시킬 수 있다. Mn 농도의 표준 편차를 감소시킴으로써, 최종적인 금속 조직에 있어서, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계를 균일하게 분산시킬 수 있어, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 작게 할 수 있다.

또한, 슬래브 가열 시의 오스테나이트 입자를 균일하게 하기 위해서는, 1100℃ 이상의 온도 범위에서 6000초 이상 가열하는 것이 바람직하다.

열간 압연은, 다중 패스 압연으로서 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다. 특히 공업적 생산성의 관점에서, 적어도 최종의 수단은 탠덤 밀을 사용한 열간 압연으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(7-2) 열간 압연의 압하율: 850 내지 1100℃의 온도 범위에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소

850 내지 1100℃의 온도 범위에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되도록 하는 열간 압연을 행함으로써, 주로 재결정 오스테나이트 입자의 미세화가 도모됨과 함께, 미재결정 오스테나이트 입자 내로의 변형 에너지의 축적이 촉진되어, 오스테나이트의 재결정이 촉진됨과 함께 Mn의 원자 확산이 촉진되어, Mn 농도의 표준 편차를 작게 할 수 있다.

Mn 농도의 표준 편차를 감소시킴으로써, 최종적인 금속 조직에 있어서, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계를 균일하게 분산시킬 수 있어, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 작게 할 수 있다. 따라서, 850 내지 1100℃의 온도 범위에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되도록 하는 열간 압연을 행한다.

또한, 850 내지 1100℃의 온도 범위의 판 두께 감소란, 이 온도 범위의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께 t₀으로 하고, 이 온도 범위의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께를 t₁로 했을 때, (t₀-t₁)/t₀×100(％)로 나타낼 수 있다.

(7-3) 열간 압연 완료 온도 Tf: T1(℃) 이상

열간 압연의 완료 온도 Tf는 T1(℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 완료 온도 Tf를 T1(℃) 이상으로 함으로써, 오스테나이트 중의 페라이트 핵 생성 사이트수의 과잉의 증대를 억제할 수 있어, 최종 조직(제조 후의 열연 강판 금속 조직)에 있어서의 페라이트의 생성을 억제하여, 고강도의 열연 강판을 얻을 수 있다.

(7-4) 열간 압연 완료 후의 가속 냉각: 1.5초 이내에 가속 냉각을 개시하여, T2(℃) 이하까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 한다

열간 압연에 의해 세립화된 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해, 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각을 행하는 것이 바람직하다.

열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 T2(℃) 이하까지 가속 냉각을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제할 수 있다. 이에 의해, 열연 강판의 강도가 향상된다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각 개시 시(냉각 설비로의 강판의 도입 시)부터 T2(℃)까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각 개시 시부터 강판 온도가 T2(℃)에 달할 때까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.

열간 압연 완료 후의 가속 냉각에 있어서, 냉각 개시까지의 시간을 1.5초 이내로 하고, T2(℃) 이하까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 함으로써, 강판 내부에서의 페라이트 변태 및/또는 베이나이트 변태 및/또는 펄라이트 변태를 억제할 수 있어, TS≥980MPa를 얻을 수 있다. 따라서, 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에, T2(℃) 이하까지의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상이 되는 가속 냉각을 행한다.

평균 냉각 속도의 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 냉각 속도를 빠르게 하면 냉각 설비가 대규모로 되어, 설비 비용이 높아진다. 이 때문에, 설비 비용을 생각하면, 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 300℃/s 이하가 바람직하다. 또한, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 350℃ 이하로 하면 된다.

열간 압연 완료 후의 냉각에서는, 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃의 온도 범위까지 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 열간 압연에 의해 세립화된 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있기 때문이다. 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 범위까지 냉각하기 위해서는, 열간 압연 완료 직후에 평균 냉각 속도가 큰 냉각을 행하는, 예를 들어 냉각수를 강판 표면에 분사하면 된다. 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에 Tf-50℃ 이하의 온도 범위까지 냉각함으로써, 표층의 결정 입경을 미세화할 수 있어, 열연 강판의 굽힘 내 균열 내성을 높일 수 있다.

열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃의 온도 범위까지 냉각한 후에는, 상술한 바와 같이, T2(℃) 이하까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 하도록 가속 냉각을 행하면 된다.

(7-5) T2(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상

페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적 분율을 억제하여, TS≥980MPa의 강도를 얻기 위해, T2(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 모상 조직을 경질로 할 수 있다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, T2(℃)로부터 권취 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 강판 온도가 T2(℃)에 달했을 때부터 권취까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.

상기 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 함으로써 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적 분율을 억제하여, 강도 및 구멍 확장성을 확보할 수 있다. 따라서, T2(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는 30℃/s 이상으로 한다.

(7-6) 권취 온도: 300℃ 이하

권취 온도는 300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트로부터 bcc로의 변태 구동력을 크게 할 수 있고, 또한 오스테나이트의 변형 강도를 크게 할 수 있다. 그 때문에, 오스테나이트로부터 베이나이트 및 마르텐사이트 변태할 때, <110> 방향을 축으로 하여 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀을 억제할 수 있어, S₆₀/S₇을 0.60 미만으로 할 수 있다. 결과적으로, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 작게 할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 영향으로 인해 구멍 확장성이 저하되는 것도 억제할 수 있다. 따라서, 권취 온도는 300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도는, 50℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

실시예

다음으로, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 하나의 조건 예이고, 본 발명은 이 하나의 조건 예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2의 강 No. A 내지 S에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300mm인 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 3A 및 표 3B에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 4A 및 표 4B에 나타내는 열연 강판을 얻었다.

또한, 슬래브를 700 내지 850℃의 온도 범위에 있어서 표 3A 및 표 3B에 나타내는 유지 시간으로 유지하고, 그 후 더 가열하여, 표 3A 및 표 3B에 나타내는 가열 온도까지 가열하여 유지하였다. 또한, 열간 압연 완료 후 1.5초 이내에 가속 냉각을 개시하였다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 각 조직의 면적 분율, S₆₀/S₇, Mn 농도의 표준 편차 및 표층의 평균 결정 입경을 구하였다. 얻어진 측정 결과를 표 4A 및 표 4B에 나타낸다.

열연 강판의 특성의 평가 방법

(1) 인장 강도 특성 및 구멍 확장률

얻어진 열연 강판의 기계적 성질 중 인장 강도 특성은, JIS Z 2241: 2011에 준거하여, 구멍 확장률은 JIS Z 2256: 2010에 준거하여 평가하였다. 시험편은 JIS Z 2241: 2011의 5호 시험편으로 하였다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향에 직각인 방향을 길이 방향으로 하였다.

인장 강도 TS≥980MPa를 만족시킨 경우, 강도가 우수하다고 하여 합격으로 판정하였다. 한편, 인장 강도 TS<980MPa였을 경우, 강도가 떨어진다고 하여 불합격으로 판정하였다.

또한, 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ≥60000(MPa·％)을 만족시킨 경우, 구멍 확장성이 우수하다고 하여 합격으로 판정하였다. 한편, 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ<60000(MPa·％)였을 경우, 구멍 확장성이 떨어진다고 하여 불합격으로 판정하였다.

(2) 전단 가공성

열연 강판의 전단 가공성은, 펀칭 시험에 의해 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철의 크기를 측정함으로써 평가하였다. 구멍 직경 10mm, 클리어런스 10％, 펀칭 속도 3m/s로 5개의 펀칭 구멍을 제작하였다. 다음으로, 5개의 펀칭 구멍에 대하여, 10개소의 압연 방향에 평행한 단면을 수지에 매립하여, 주사형 전자 현미경으로 단면 형상을 촬영하였다. 얻어진 관찰 사진에서는, 도 1에 도시한 바와 같은 처짐면, 전단면, 파단면 및 버로 구성되는, 가공 단면을 관찰할 수 있었다.

처짐면이란 R 형상의 매끄러운 면의 영역이며, 전단면이란 전단 변형으로 인해 분리된 펀칭 단부면의 영역이며, 파단면이란 전단 변형 종료 후, 날끝 근방에서 발생한 균열에 의해 분리된 펀칭 단부면의 영역이며, 버란 열연 강판의 하면으로부터 비어져 나온 돌기를 갖는 면이다.

관찰 사진에 있어서, 열연 강판의 전단면에 평행하고 또한 버의 개시점 A를 통과하는 직선(도 1의 직선 1)을 그었다. 또한, 직선 1과 평행하고, 또한 파단면의 오목부에 있어서, 직선 1과의 거리가 최대인 점 B를 통과하는 직선 2-1, 및 직선 1과 평행하고, 또한 파단면의 볼록부에 있어서, 직선 1과의 거리가 최대인 점 C를 통과하는 직선 2-1을 그었다. 직선 2-1과 직선 2-2 사이의 거리의 절반의 값(도 1의 d의 절반의 값)을 파단면의 요철의 크기로 정의하였다. 5개의 펀칭 구멍으로부터 얻어진 10개소의 단부면에 대하여 파단면의 요철의 크기를 측정하여, 파단면의 요철의 크기의 최댓값이 3.0㎛ 이하이면, 전단 가공성이 우수하다고 하여 합격으로 판정하였다. 한편, 파단면의 요철의 크기의 최댓값이 3.0㎛ 초과이면, 전단 가공성이 떨어진다고 하여 불합격으로 판정하였다.

(3) 굽힘 내 균열 내성

굽힘 시험편은, 열연 강판의 판 폭 방향 1/2 위치로부터, 100mm×30mm의 직사각 형상의 시험편을 잘라내어, 이하의 굽힘 시험에 의해 굽힘 내 균열 내성을 평가하였다.

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 굽힘 내 균열 내성을 조사하여, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경을 구하고, L축 및 C축의 최소 굽힘 반경의 평균값 R을 판 두께 t로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로서 굽힘성의 지표값으로 하였다. R/t≤3.0이었을 경우, 굽힘 내 균열 내성이 우수한 열연 강판이라고 판단하였다.

단, 균열의 유무는, V 블록 90° 굽힘 시험 후의 시험편을 굽힘 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 면에서 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 균열을 관찰하여, 시험편의 굽힘 내측에 관찰되는 균열 길이가 30㎛를 초과하는 경우에 균열 유라고 판단하였다.

얻어진 측정 결과를 표 4A 및 표 4B에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3A]

[표 3B]

[표 4A]

[표 4B]

표 4A 및 표 4B로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예인 제조 No. 1, 2, 6 및 11 내지 23에 있어서, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판이 얻어졌다. 또한, 표층의 평균 입경이 3.0㎛ 미만인 제조 No. 1, 2, 12 내지 19 및 21 내지 23에 있어서, 상기 여러 특성을 갖는 결과로 더욱, 굽힘 내 균열 내성이 우수한 열연 강판이 얻어졌다.

한편, 화학 조성, 금속 조직이 본 발명에서 규정하는 범위 내가 아닌 제조 No. 3 내지 5, 7 내지 10 및 24 내지 27은, 특성(인장 강도 TS, 구멍 확장률 λ, 전단 가공성) 중 어느 하나 이상이 떨어졌다.

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 따르면, 상기 여러 특성을 갖는 결과로 더욱, 굽힘 내 균열의 발생이 억제된, 즉 굽힘 내 균열 내성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

본 발명에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 나아가 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C: 0.040 내지 0.250％,
Si: 0.05 내지 3.00％,
Mn: 0.50 내지 4.00％,
sol.Al: 0.001 내지 2.000％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0300％ 이하,
N: 0.1000％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0 내지 0.300％,
Nb: 0 내지 0.100％,
V: 0 내지 0.500％,
Cu: 0 내지 2.00％,
Cr: 0 내지 2.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 2.00％,
B: 0 내지 0.0100％,
Ca: 0 내지 0.0200％,
Mg: 0 내지 0.0200％,
REM: 0 내지 0.1000％,
Bi: 0 내지 0.020％,
Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고
Sn: 0 내지 0.050％를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직이, 면적％로,
마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이고,
잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,
페라이트가 5.0％ 미만이고,
<110> 방향을 축으로 하여, 결정 방위 차가 60°인 입계의 길이의 밀도 S₆₀과, 결정 방위 차가 7°인 입계의 길이의 밀도 S₇의 비인 S₆₀/S₇이 0.34 초과, 0.60 미만이고,
Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,
인장 강도가 980MPa 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항에 있어서,
표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Ti: 0.005 내지 0.300％,
Nb: 0.005 내지 0.100％,
V: 0.005 내지 0.500％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Ni: 0.02 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0005 내지 0.0200％,
Mg: 0.0005 내지 0.0200％,
REM: 0.0005 내지 0.1000％, 및
Bi: 0.0005 내지 0.020％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.