KR20230036137A - 열연 강판 - Google Patents

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적％로, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 5.0％ 미만이고, 상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 11.0 이상이며, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며, 인장 강도가 980㎫ 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 8월 27일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2020-143745호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량의 삭감에 대처하고 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 용이하지는 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 있어, 이들 요구에 따르기 위해, 몇 가지의 기술이 종래부터 제안되어 있다. 자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있으므로, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 다르지만, 그 중에서도 구멍 확장성은 성형성의 중요한 지표로서 위치 부여되어 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 연신율을 나타내지만, 경질인 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 제2상을 미세하게 분산시킨, 연신율 및 구멍 확장성이 우수한 인장 강도가 980㎫ 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 온도역까지 냉각하고, 500℃ 초과 720℃ 이하의 온도역에서 1 내지 20초간의 체재 시간에 걸쳐 체재시킨 후, 350 내지 500℃의 온도역에서 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 제외하는 강 조직에 있어서 15° 이상의 결정 방위차를 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 제2005-179703호 공보 일본 특허 공개 제2012-251200호 공보 일본 특허 공개 제2015-124410호 공보

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자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있으므로, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 다르지만, 그 중에서도 구멍 확장성은 성형성의 중요한 지표로서 위치 부여되어 있다. 또한, 자동차 부품은 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많고, 전단 가공 후의 단부면 정밀도가 우수할 필요가 있다. 특히 980㎫ 이상의 고강도 강판에서는, 전단 가공 후의 코이닝 등의 후처리에 필요한 하중이 커지므로, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면의 요철을 특히 높은 정밀도로 제어하는 것이 요망되고 있다.

특허문헌 1 내지 4에 개시된 기술은, 모두 강도와, 구멍 확장 시의 프레스 성형성을 향상시키는 기술이지만, 전단 가공성을 향상시키는 기술에 대해서는 언급이 없으며, 부품을 프레스 성형하는 단계에서 후처리가 필요해져, 제조 비용이 상승한다고 추측된다.

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

본 발명자들은, 상술한 과제를 감안하여, 열연 강판의 화학 조성 및 금속 조직과 기계 특성의 관계에 대하여 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견 (a) 내지 (f)를 얻어, 본 발명을 완성했다.

또한, 우수한 전단 가공성을 갖는다고 함은, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 높은 것을 나타낸다. 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 높으면, 전단 가공 후의 단부면 정밀도가 우수하다고 간주할 수 있기 때문이다. 또한, 우수한 강도 또는 높은 강도를 갖는다고 함은, 인장 강도가 980㎫ 이상인 것을 나타낸다.

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

(b) 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 다량으로 형성하기 위해서는, 오스테나이트 조직을 빠르게 소정의 온도까지 냉각하는 것이 효과적이다. 그 때문에, 열연 프로세스 중에는 중간 공랭을 실시하지 않고, 소정의 온도까지 냉각하는 것이 효과적이다.

(c) 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높이기 위해서는, Mn 편석이 적고, 조직 형태에 주기성이 없고 랜덤하며, 또한 불균일인(균일성이 낮은) 금속 조직으로 하는 것이 중요하다.

(d) 구체적으로는, Mn 농도의 표준 편차를 일정값 이하로 하는 것, 그리고, 금속 조직의 주기성 및 금속 조직의 균일성을 제어하는 것이, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높이기 위해 효과적이다.

(e) Mn 농도의 표준 편차를 일정값 이하로 하기 위해서는, 슬래브 가열 공정 및 그 후의 열간 압연 공정이 중요하다. 예를 들어, 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더 가열하고, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지하는 것 및 850℃ 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되는 열간 압연을 행하는 것이 효과적이다.

(f) 조직 형태의 주기성을 저하시키기 위해서는, 열간 압연 중의 오스테나이트의 재결정 거동을 제어하는 것이 중요하다. 예를 들어, 열간 압연의 최종단의 압하율 및 압연 온도를 소정의 범위 내로 제어하고, 열간 압연의 최종단의 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 강판에 부하하는 응력을 170㎪ 이상으로 하고, 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 강판에 부하하는 응력을 200㎪ 미만으로 하는 것이 효과적이다. 이러한 열간 압연 조건에 의해, 미세 또한 등축인 재결정 오스테나이트 입자를 만들 수 있고, 그 후의 냉각 조건과의 조합에 의해, 조직 형태의 주기성을 저하시킬 수 있다.

상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

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

C: 0.040 내지 0.250％,

Si: 0.05 내지 3.00％,

Mn: 1.00 내지 4.00％,

sol.Al: 0.001 내지 0.500％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0300％ 이하,

N: 0.1000％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0 내지 0.300％,

Nb: 0 내지 0.300％,

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 0.05％를 함유하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

금속 조직이,

면적％로,

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

잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,

페라이트가 5.0％ 미만이고,

상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 11.0 이상이며, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고,

Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며,

인장 강도가 980㎫ 이상인 것을 특징으로 한다.

(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 의하면, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 형태에 의하면, 상기 여러 특성을 가진 후에 또한, 굽힘내 균열의 발생이 억제된, 즉 내 굽힘내 균열성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

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

도 1은 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성의 측정 방법을 설명하기 위한 도면이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성 및 금속 조직에 대해서, 이하에 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성만으로 제한되는 일 없이, 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, 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: 1.00 내지 4.00％, sol.Al: 0.001 내지 0.500％, 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. 또한, C 함유량이 0.040％ 미만이면, 페라이트 분율이 증대하고, 평탄한 페라이트 조직의 영향에 의해 I값도 증대한다. 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 촉진되고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율이 저하됨으로써, 열연 강판의 강도가 저하된다. 또한, C 함유량이 0.250％ 초과에서는, 평탄한 시멘타이트 조직이 증대되고, 휘도차가 작은 탄화물의 영역이 생성되는 영향에 의해 E값이 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 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. 또한, Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 평탄한 시멘타이트 조직이 증대되고, 휘도차가 작은 탄화물의 영역이 생성되는 영향으로 I값도 증대된다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상, 1.00％ 이상이다. 그러나, Si 함유량이 3.00％ 초과에서는, 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. 또한, Si 함유량이 3.00％ 초과에서는, 페라이트 분율이 증대되고, 평탄한 페라이트 조직의 영향으로 E값이 감소한다. 따라서, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.50％ 이하이다.

(1-3) Mn: 1.00 내지 4.00％

Mn은, 페라이트 변태를 억제하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이상, 2.00％ 이상, 2.30％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 4.00％ 초과에서는, Mn의 편석에 기인하여 경질상 중의 결정립의 결정 방위차가 불균일해지고, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.70％ 이하, 3.50％ 이하이다.

(1-4) sol.Al: 0.001 내지 0.500％

Al은, Si와 마찬가지로, 강을 탈산하여 강판을 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 0.500％ 초과에서는, 상기 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 바람직하지 않으므로, sol.Al 함유량은 0.500％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.400％％ 이하, 0.300％ 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 편석되기 쉬운 원소이며, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 기인하는 구멍 확장성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은, 0.100％ 이하로 제한한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 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, 강판의 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0300％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. S 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-7) N: 0.1000％ 이하

N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 강판의 구멍 확장성을 저하시키는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.1000％ 초과에서는, 강판의 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0800％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.0700％ 이하이다. N 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 0.0001％로 해도 된다. 후술하는 바와 같이 Ti, Nb 및 V의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜서 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 형성하고, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 야기한다. 그 때문에, O 함유량은 0.0100％ 이하로 제한한다. 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 불순물로 이루어져 있어도 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, 모두, 강 중에 탄화물 또는 질화물로서 석출되고, 피닝 효과에 의해 금속 조직을 미세화하는 작용을 가지므로, 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.

(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, 모두, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cu 및 Mo는 저온에서 강 중에 탄화물을 석출시켜 강도를 높이는 작용을 갖는다. 또한, Ni는, Cu를 함유시키는 경우에 있어서는, 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 석출되어 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 석출시켜 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 석출시켜 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 경우에 있어서는, 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, 고가인 원소이므로, 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 저하되므로, 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, 모두, 개재물의 형상을 바람직한 형상으로 조정함으로써, 열연 강판의 구멍 확장성을 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 생성되고, 오히려 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 17원소를 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％ 그리고 Sn: 0 내지 0.05％

Zr, Co, Zn 및 W에 대해서, 본 발명자들은, 이들 원소를 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 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 확인하고 있다. 그러나, 열간 압연 시에 손상이 발생하는 경우가 있으므로, Sn 함유량은 0.05％ 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 사용하고, O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.

2. 열연 강판의 금속 조직

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

본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 금속 조직이, 면적％로, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이며, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 5.0％ 미만이고, 상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 11.0 이상이며, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 얻을 수 있다. 또한, 본 실시 형태에서는, 압연 방향으로 평행한 단면의, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직을 규정한다. 그 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.

(2-1) 잔류 오스테나이트의 면적 분율: 3.0％ 미만

잔류 오스테나이트는 실온에서도 면심 입방 격자로서 존재하는 금속 조직이다. 잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 열연 강판의 구멍 확장성을 높이는 작용을 갖는다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 전단 가공 중에는 고탄소의 마르텐사이트로 변태되므로, 안정적인 균열 발생을 저해하고, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 저하시키는 원인이 된다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 3.0％ 이상이면, 상기 작용이 현재화되고, 열연 강판의 전단 가공성이 열화될(전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하될) 뿐만 아니라, 구멍 확장성도 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 3.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 바람직하게는 1.5％ 이하이며, 보다 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 잔류 오스테나이트는 적을수록 바람직하므로, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 0％여도 된다.

(2-2) 페라이트의 면적 분율: 5.0％ 미만

페라이트는 일반적으로 연질인 금속 조직이다. 소정량 이상의 페라이트를 함유하면, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우 및 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 전단면의 영역이 증대되는 경우가 있다. 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 전단면의 영역이 증대되면, 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하되므로, 바람직하지 않다. 페라이트의 면적 분율이 5.0％ 이상이면, 상기 작용이 현재화되고, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 따라서, 페라이트의 면적 분율은 5.0％ 미만으로 한다. 페라이트의 면적 분율은, 바람직하게는 3.0％ 이하이며, 보다 바람직하게는 2.0％ 이하이며, 보다 한층 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 페라이트는 적을수록 바람직하므로, 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 의해 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, 열연 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치(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 계 6피크의 적분 강도를 구하고, 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다.

페라이트의 면적 분율의 측정은, 이하의 방법으로 행한다. 압연 방향에 평행한 단면을 경면으로 마무리하고, 실온에서 알칼리성 용액을 포함하지 않는 콜로이달 실리카를 사용하여 8분간 연마하고, 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.

다음에, 동일 시야에 있어서 반사 전자상을 촬영한다. 반사 전자상으로부터 페라이트와 시멘타이트가 층 형상으로 석출된 결정립을 특정하고, 당해 결정립의 면적 분율을 산출함으로써, 펄라이트의 면적 분율을 얻을 수 있다.

그 후, 펄라이트라고 판별된 결정립을 제외한 결정립에 대하여 얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」에 탑재된 「Grain Average Misorientation」 기능을 사용하여, Grain Average Misorientation값이 1.0° 이하의 영역을 페라이트라고 판정한다. 페라이트라고 판정된 영역의 면적 분율을 구함으로써, 페라이트의 면적 분율을 얻는다.

계속해서, 잔부 영역(Grain Average Misorientation값이 1.0° 초과의 영역) 중, 5°입계를 결정립계의 정의로 한 조건 하에서, 페라이트 영역의 「Grain Average IQ」의 최댓값을 Iα로 했을 때, Iα/2 초과가 되는 영역을 베이나이트로서 추출한다. 추출한 베이나이트의 면적률을 산출함으로써, 베이나이트의 면적 분율을 얻을 수 있다.

(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. 바람직하게는 95.0％ 이상, 97.0％ 이상, 99.0％ 이상이다. 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계는 많을수록 바람직하므로, 100.0％로 해도 된다.

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

먼저, 페라이트의 면적 분율을 측정한 EBSD 측정 영역과 동 영역을 SEM으로 관찰하기 위해, 관찰 위치 근방에 비커스 압흔을 타각한다. 그 후, 관찰면의 조직을 남기고, 표층의 오염물을 연마 제거하고, 나이탈 에칭한다. 다음에, EBSD 관찰면과 동일 시야를 SEM에 의해 배율 3000배로 관찰한다. EBSD 측정에 있어서, 페라이트 이외의 조직이라고 판별된 영역 중, 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한, 시멘타이트가 복수의 변형을 갖고 석출되어 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 마르텐사이트의 면적 분율, 그리고 「마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트」의 면적 분율을 얻는다. 얻어진 「마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트」의 면적 분율로부터, 상술한 X선 회절에 의해 얻어진 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 차감함으로써, 마르텐사이트의 면적 분율을 얻는다. 마르텐사이트의 면적 분율 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계를 산출함으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율의 합계를 얻는다.

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

본 실시 형태에 관한 열연 강판에는, 잔부 조직으로서, 합계의 면적 분율이 0％ 이상, 8.0％ 미만인 베이나이트 및 펄라이트의 1종 또는 2종이 포함되어 있어도 된다.

(2-4) E값: 11.0 이상, I값: 1.020 미만

전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높이기 위해서는, 금속 조직의 주기성을 저감하고, 또한 금속 조직의 균일성을 저감하는 것이 중요하다. 본 실시 형태에서는, 금속 조직의 주기성을 나타내는 E(Entropy)값 및 금속 조직의 균일성을 나타내는 I(Inverce differenced moment norm)값을 제어함으로써, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높인다.

E값은 금속 조직의 주기성을 나타낸다. 밴드 형상 조직이 형성하는 등의 영향으로 휘도가 주기적으로 배열되어 있는, 즉 금속 조직의 주기성이 높은 경우에는 E값은 저하된다. 본 실시 형태에서는, 주기성이 낮은 금속 조직으로 할 필요가 있으므로, E값을 높일 필요가 있다. E값이 11.0 미만이면, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하되기 쉬워진다. 주기성이 높은, 즉 E값이 낮은 금속 조직에서는, 주기적으로 배열된 조직을 기점으로 하여, 기점 부근에 존재하는 복수의 밴드 형상의 조직을 타고, 균열이 발생하여 파단면이 형성된다. 이에 의해, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하되기 쉬워진다고 추정된다. 따라서, E값은 11.0 이상으로 한다. 바람직하게는 11.1 이상이며, 보다 바람직하게는 11.2 이상이다. E값은 높을수록 바람직하고, 상한은 특별히 규정하지 않지만, 13.5 이하, 13.0 이하, 12.5 이하 또는 12.0 이하로 해도 된다.

I값은 금속 조직의 균일성을 나타내고, 일정한 휘도를 갖는 영역의 면적이 넓을수록 상승한다. I값이 높은 것은, 금속 조직의 균일성이 높은 것을 의미한다. 본 실시 형태에서는, 휘도의 균일성이 낮은 마르텐사이트를 주체로 한 금속 조직으로 할 필요가 있으므로, I값을 감소시킬 필요가 있다. 금속 조직의 균일성이 높은, 즉 I값이 높으면, 결정립 내의 석출물 및 원소 농도차, 그리고 연질인 페라이트상에 기인하는 경도차의 영향에 의해, 전단 공구의 선단으로부터 균열이 발생하기 쉬워진다. 그 결과, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 저하되기 쉬워진다. 즉, I값이 1.020 이상이면 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높일 수 없다고 추정된다. 따라서, I값은 1.020 미만으로 한다. 바람직하게는 1.015 이하이며, 보다 바람직하게는 1.010 이하이다. I값의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.900 이상, 0.950 이상 또는 1.000 이상으로 해도 된다.

E값 및 I값은 이하의 방법에 의해 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 있어서, E값 및 I값을 산출하기 위해 촬영하는 SEM 화상의 촬영 영역은, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한, 판 폭 방향 중앙 위치로 한다. SEM 화상의 촬영에는, 가부시키가이샤 히타치 하이테크놀러지즈제 SU-6600 쇼트키 전자총을 사용하고, 이미터를 텅스텐으로 하고, 가속 전압을 1.5kV로 한다. 이상의 설정 하에, 배율 1000배로, 256계조의 그레이스케일로 SEM 화상을 출력한다.

다음에, 얻어진 SEM 화상을 880×880픽셀의 영역으로 잘라낸 화상에, 비특허문헌 3에 기재된, 콘트라스트 강조의 제한 배율을 2.0으로 한, 타일 그리드 사이즈가 8×8의 평활화 처리를 실시한다. 90도를 제외하고, 0도로부터 179도까지 1도마다 반시계 방향으로 평활화 처리 후의 SEM 화상을 회전시키고, 1도마다 화상을 작성함으로써, 합계로 179매의 화상을 얻는다. 다음에, 이들 179매의 화상 각각에 대해, 비특허문헌 1에 기재된 GLCM법을 사용하여, 인접하는 픽셀간의 휘도의 빈도값을 행렬의 형식으로 채취한다.

이상의 방법에 의해 채취된 179개의 빈도값의 행렬을, k를 원화상으로부터의 회전 각도로 하여, p_k(k=0 … 89, 91, … 179)라고 표현한다. 각 화상에 대하여 생성된 p_k를 모든 k(k=0 … 89, 91 … 179)에 대하여 합계한 후에, 각 성분의 총합이 1이 되도록 규격화한 256×256의 행렬 P를 산출한다. 또한, 비특허문헌 2에 기재된 하기 식 (1) 및 식 (2)를 사용하여, E값 및 I값을 각각 산출한다. 하기 식 (1) 및 식 (2)에서는, 행렬 P의 i행 j열째의 값을 P_ij로 표기하고 있다.

(2-5) Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, 경질상을 균일하게 분산시킬 수 있고, 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성의 저하를 방지할 수 있다. 즉, 전단 가공성을 향상시킬 수 있다. Mn 농도의 표준 편차는, 0.50질량％ 이하가 바람직하고, 0.47질량％ 이하가 보다 바람직하다. Mn 농도의 표준 편차의 하한은, 과대 버의 억제 관점에서, 그 값은 작을수록 바람직하지만, 제조 프로세스의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다.

열연 강판의 압연 방향에 평행한 단면(L 단면)을 경면 연마한 후에, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치를 전자 프로브 마이크로 애널라이저(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 분포상을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000군데 이상의 Mn 농도를 측정한다. 다음에, 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 굽힘내 균열을 억제할 수 있다. 강판 강도가 높아질수록, 굽힘 가공 시에 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하기 쉬워진다(이하, 굽힘내 균열이라고 호칭함). 굽힘내 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 담당할 수 없게 되어, 국소에 변형이 집중됨으로써 변형이 진행된다(전단 변형대의 발생). 이 전단 변형대가 더 성장함으로써 굽힘 내측 표면부터 전단대를 따른 균열이 발생하고, 성장한다. 고강도화에 수반하여 굽힘내 균열이 발생하기 쉬워지는 이유는, 고강도화에 수반하는 가공 경화능의 저하에 의해, 균일한 변형이 진행되기 어려워지고, 변형의 치우침이 발생하기 쉬워짐으로써, 가공 조기에(또는 느슨한 가공 조건에서) 전단 변형대가 발생하기 때문이라고 추정된다.

본 발명자들의 연구에 의해, 굽힘내 균열은 인장 강도 980㎫급 이상의 강판에서 현저해지는 것을 알았다. 또한, 본 발명자들은, 열연 강판의 표층의 결정 입경이 미세할수록, 국소적인 변형 집중이 억제되어, 굽힘내 균열이 발생하기 어려워지는 것을 발견하였다. 상기 작용을 얻기 위해서는, 열연 강판의 표층의 평균 결정 입경은 3.0㎛ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.5㎛ 이하로 한다.

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 5시야에 있어서 해석을 행하고, 인접하는 측정점의 각도차가 5° 이상의 장소를 결정립계라고 정의하고, 면적 평균의 결정 입경을 산출한다. 얻어진 면적 평균의 결정 입경을, 표층의 평균 결정 입경으로 한다.

또한, 잔류 오스테나이트는 600℃ 이하의 상변태로 생성한 조직이 아니고, 전위 축적의 효과를 갖지 않으므로, 본 측정 방법에서는, 잔류 오스테나이트는 해석의 대상으로 하지 않는다. 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 980㎫ 이상이다. 인장 강도가 980㎫ 미만이면, 적용 부품이 한정되고, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1780㎫로 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 55％ 이상인 것이 바람직하다. 구멍 확장률 λ가 55％ 이상이면, 적용 부품이 한정되지 않고, 차체 경량화의 기여가 큰 열연 강판을 얻을 수 있다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없다.

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

5. 판 두께

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 0.5 내지 8.0mm로 해도 된다. 열연 강판의 판 두께를 0.5mm 이상으로 함으로써, 압연 완료 온도의 확보가 용이해짐과 함께 압연 하중을 저감할 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 용이해지고, 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, 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 구비시켜서 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 제한되지 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 온도역까지 가속 냉각하고, 권취한 후의 냉각 이력을 제어하는 것이 중요하다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판이 적합한 제조 방법에서는, 이하의 공정 (1) 내지 (8)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 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더 가열하고, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지한다.

(2) 850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되는 열간 압연을 행한다.

(3) 열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전에, 170㎪ 이상의 응력을 강판에 부하한다.

(4) 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율을 8％ 이상으로 하고, 압연 완료 온도 Tf가 900℃ 이상, 960℃ 미만이 되도록 열간 압연을 완료한다.

(5) 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃까지 냉각될 때까지 강판에 부하하는 응력을 200㎪ 미만으로 한다.

(6) 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각한 후, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도에서, 하기 식 <1>에 의해 표현되는 온도 T1(℃)까지 가속 냉각한다. 단, 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 것은, 보다 바람직한 냉각 조건이다.

(7) T1(℃)로부터 권취 온도까지를 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

(8) 권취 온도를 350℃ 이하로 한다.

T1(℃)=770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] ... <1>

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

상기 제조 방법을 채용함으로써, 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성이 우수한 금속 조직을 갖는 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다. 즉, 슬래브 가열 조건과 열연 조건을 적정하게 제어함으로써, Mn 편석의 저감과 변태 전 오스테나이트의 등축화가 도모되고, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 조건과 맞물려, 원하는 금속 조직을 갖는 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.

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

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조에 의해 얻어진 슬래브나 주조ㆍ분괴에 의해 얻어진 슬래브 등을 사용할 수 있고, 필요에 따라서는 그들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 가한 것을 사용할 수 있다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 가열 시의 700℃ 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지하고, 그 후 더 가열하고, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 700℃ 내지 850℃의 온도역에서의 유지에서는, 강판 온도를 이 온도역에서 변동 시켜도 되고, 일정하게 해도 된다. 또한, 1100℃ 이상의 온도역에서의 유지에서는, 강판 온도를 1100℃ 이상의 온도역에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다.

700℃ 내지 850℃의 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트 간에서 분배되고, 그 변태 시간을 길게 함으로써, Mn이 페라이트 영역 내를 확산할 수 있다. 이에 의해, 슬래브에 편재되는 Mn 마이크로 편석을 해소하고, Mn 농도의 표준 편차를 현저하게 감소시킬 수 있다. Mn 농도의 표준 편차를 감소시킴으로써, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 직선성을 높일 수 있다.

또한, Mn 농도의 표준 편차를 저감하기 위해서는, 1100℃ 이상의 온도역에서의 유지 시간은 6000초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 원하는 양의 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 위해서는, 6000초 이상 유지하는 온도는 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연은, 다패스 압연으로서 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다. 특히 공업적 생산성의 관점에서, 적어도 최종의 수개의 단은 탠덤 밀을 사용한 열간 압연으로 하는 것이 보다 바람직하다.

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

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

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

(7-3) 열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전 응력: 170㎪ 이상

열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 강판에 부하하는 응력을 170㎪ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 최종단으로부터 1단 전의 압연 후의 재결정 오스테나이트 중, {110} <001>의 결정 방위를 갖는 결정립의 수를 저감할 수 있다. {110} <001>은 재결정하기 어려운 결정 방위이므로, 이 결정 방위의 형성을 억제함으로써 최종단의 압하에 의한 재결정을 효과적으로 촉진할 수 있다. 결과로서, 열연 강판의 밴드 형상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감되고, E값이 상승한다. 강판에 부하하는 응력이 170㎪ 미만인 경우, 11.0 이상의 E값을 달성할 수 없는 경우가 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 190㎪ 이상이다. 강판에 부하하는 응력은, 탠덤 압연 중의 롤 회전 속도의 조정에 의해 제어 가능하다.

(7-4) 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율: 8％ 이상, 열간 압연 완료 온도 Tf: 900℃ 이상, 960℃ 미만

열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율은 8％ 이상으로 하고, 열간 압연 완료 온도 Tf는 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율을 8％ 이상으로 함으로써 최종단의 압하에 의한 재결정을 촉진할 수 있다. 결과로서 열연 강판의 밴드 형상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감되고, E값이 상승한다. 열간 압연 완료 온도 Tf를 900℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 중의 페라이트 핵 생성 사이트수가 과잉인 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, 최종 조직(제조 후의 열연 강판 금속 조직)에 있어서의 페라이트의 생성을 억제할 수 있어, 고강도의 열연 강판을 얻을 수 있다. 또한, Tf를 960℃ 미만으로 함으로써, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제할 수 있어, 금속 조직의 주기성을 저감하여 E값을 11.0 이상으로 할 수 있다.

(7-5) 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 응력: 200㎪ 미만

열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 강판에 부하하는 응력은 200㎪ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 강판에 부하하는 응력을 200㎪ 미만으로 함으로써, 오스테나이트의 재결정이 압연 방향으로 우선적으로 진행되고, 금속 조직의 주기성의 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, E값을 11.0 이상으로 할 수 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 180㎫ 이하이다.

(7-6) 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각한 후, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도에서, T1(℃)까지 냉각

열간 압연 완료 후, 또한 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각한 후, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도에서 T1(℃) 이하까지 가속 냉각을 행함으로써, 페라이트, 베이나이트 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)로부터 T1(℃)까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각 개시 시로부터 강판 온도가 T1(℃)에 도달할 때까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다. 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각한 후, T1(℃)까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 함으로써 강판 내부에서의 페라이트 변태, 베이나이트 변태 및/또는 펄라이트 변태를 억제할 수 있어, TS≥980㎫를 얻을 수 있다. 열간 압연 완료 후, T1(℃)까지 가속 냉각하는 사이에 공랭 등을 행하면, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도를 실현할 수 없게 되어, 상기 효과를 얻지 못한다.

평균 냉각 속도의 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 냉각 속도를 빠르게 하면 냉각 설비가 대규모가 되고, 설비 비용이 높아진다. 이 때문에, 설비 비용을 생각하면, 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 300℃/초 이하가 바람직하다.

열간 압연 완료 후의 냉각에서는, 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃의 온도역까지 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 즉, 열간 압연 완료 후 1초간의 냉각량을 50℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 열간 압연에 의해 세립화한 오스테나이트 결정립의 성장을 억제할 수 있기 때문이다. 열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 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 온도역까지 냉각함으로써, 표층의 결정 입경을 미세화할 수 있어, 열연 강판의 내 굽힘내 균열성을 높일 수 있다.

열간 압연 완료 후 1.0초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃의 온도역까지 냉각한 후는 상술한 바와 같이, T1(℃) 이하까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하도록 가속 냉각을 행하면 된다.

(7-7) T1(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상

페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적 분율을 억제하고, TS≥980㎫의 강도를 얻기 위해, T1(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 모상 조직을 경질로 할 수 있다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, T1(℃)로부터 권취 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 강판 온도가 T1(℃)에 도달했을 때부터 권취까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다. 상기 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 함으로써 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 면적 분율을 억제하고, 강도 및 전단 가공성을 확보할 수 있다. 따라서, T1(℃)로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는 50℃/초 이상으로 한다.

(7-8) 권취 온도: 350℃ 이하

권취 온도는 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도를 350℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트로부터 bcc로의 변태 구동력을 크게 할 수 있고, 또한, 오스테나이트의 변형 강도를 크게 할 수 있다. 그 때문에, 오스테나이트로부터 마르텐사이트 변태할 때에 경질상이 균일하게 분포하고, 변동을 향상시킬 수 있다. 그 결과, I값을 저감할 수 있고, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성을 높일 수 있다. 즉, 우수한 전단 가공성을 얻을 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 영향에 의해 구멍 확장성이 저하되는 것도 억제할 수 있다. 따라서, 권취 온도는 350℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

실시예

이어서, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300mm의 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 3A 내지 표 4B에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 5A 내지 표 6B에 나타내는 열연 강판을 얻었다. 또한, 표 3A의 제조 No.11은, 700 내지 850℃의 온도역에서 유지한 후, 더 가열하여, 1036℃에서 9366초 유지함으로써 열연 강판을 제조하였다.

얻어진 열연 강판에 대해, 상술한 방법에 의해, 금속 조직의 면적 분율, E값, I값, Mn 농도의 표준 편차 및 표층의 평균 결정 입경을 얻었다. 얻어진 측정 결과를 표 5A 내지 표 6B에 나타낸다.

또한, 잔부 조직은 베이나이트 및 펄라이트의 1종 또는 2종이었다.

열연 강판의 특성 평가 방법

(1) 인장 강도 및 구멍 확장률

인장 강도는, JIS Z 2241:2011에 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.

구멍 확장률은, JIS Z 2241:2011의 5호 시험편을 사용하여, JIS Z 2256:2010에 준거하여 측정하였다. 구멍 확장 시험편의 채취 위치는, 열연 강판의 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하였다.

인장 강도 TS≥980㎫를 충족한 경우, 강도가 우수한 것으로 하여 합격이라고 판정하였다. 한편, 인장 강도 TS<980㎫였던 경우, 강도가 떨어진 것으로 하여 불합격이라고 판정하였다.

구멍 확장률≥55％였던 경우, 구멍 확장성이 우수한 것으로 하여 합격이라고 판정하였다. 한편, 구멍 확장률<55％였던 경우, 구멍 확장성이 떨어진 것으로 하여 불합격이라고 판정하였다.

(2) 전단 가공성

열연 강판의 전단 가공성은, 펀칭 시험에 의해, 파단면과 전단과의 경계에 있어서의 직선도를 구함으로써 평가하였다. 판 폭 중앙 위치에, 구멍 직경 10mm, 클리어런스 15％, 펀칭 속도 3m/s로 5개의 펀칭 구멍을 제작하였다. 다음에, 5개의 펀칭 구멍에 대해서, 10군데의 압연 방향에 평행한 단부면(1개의 펀칭 구멍에 대해서 2군데의 단부면)의 모습을 광학 현미경으로 보아 촬영하였다. 얻어진 관찰 사진에서는, 도 1의 (a)에 도시한 바와 같은 단부면을 관찰할 수 있다. 도 1의 (a) 및 (b)에 도시한 바와 같이, 펀칭 후의 단부면에서는, 처짐, 전단면, 파단면 및 버가 관찰된다. 또한, 도 1의 (a)는 펀칭 구멍의 압연 방향에 평행한 단부면의 개략도이며, 도 1의 (b)는 펀칭 구멍의 측면 개략도이다. 처짐이란 R 형상의 매끄러운 면이며, 전단면이란 전단 변형에 의해 분리된 펀칭 단부면이며, 파단면이란 전단 변형 종료 후, 날끝 근방으로부터 발생한 균열에 의해 분리된 펀칭 단부면이며, 버란 열연 강판의 하면으로부터 비어져 나온 돌기를 갖는 면이다.

5개의 단부면으로부터 얻어진 10개의 단부면의 관찰 사진에 있어서, 후술하는 방법에 의해 파단면과 전단과의 경계에 있어서의 직선도를 측정하고, 얻어진 직선도의 최댓값을 산출하였다. 얻어진 직선도의 최댓값이 1.045 미만이었던 경우, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 높은, 즉 전단 가공성이 우수한 열연 강판인 것으로 하여, 합격이라고 판정하였다. 한편, 얻어진 직선도의 최댓값이 1.045 이상인 경우, 전단 가공 후의 단부면에 있어서의 파단면과 전단면과의 경계의 직선성이 낮은, 즉 전단 가공성이 떨어지는 열연 강판인 것으로 하여, 불합격이라고 판정하였다.

파단면과 전단과의 경계에 있어서의 직선도는, 이하의 방법에 의해 얻었다.

도 1의 (b)에 도시한 바와 같이, 전단면과, 파단면과의 경계의 점(도 1의 (b)의 점 A 및 점 B)을 단부면에 대하여 결정하였다. 이들 점 A 및 점 B를 직선으로 연결한 거리 x의 길이를 측정하였다. 다음에, 파단면-전단면 경계를 따른 곡선의 길이 y를 측정하였다. 얻어진 y를 x로 나눔으로써 얻어진 값을, 파단면과 전단과의 경계에 있어서의 직선도로 하였다.

(3) 내 굽힘내 균열성

굽힘 시험편은, 열연 강판의 폭 방향 1/2위치로부터, 100mm×30mm의 직사각 형상의 시험편을 잘라내고, 이하의 굽힘 시험에 의해 내 굽힘내 균열성을 평가하였다.

굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)으로 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자에 대해서, JIS Z 2248:2014(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 내 굽힘내 균열성을 조사하고, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반지름을 구하고, L축 및 C축의 최소 굽힘 반지름의 평균값을 판 두께로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로 하여 굽힘성의 지표값으로 하였다. R/t≤3.0이었던 경우, 내 굽힘내 균열성이 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 관찰하고, 시험편의 굽힘 내측에 관찰되는 균열 길이가 30㎛를 초과하는 경우에 균열 있음이라고 판단하였다.

얻어진 측정 결과를 표 6A 및 표 6B에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3A]

[표 3B]

[표 4A]

[표 4B]

[표 5A]

[표 5B]

[표 6A]

[표 6B]

표 6A 및 표 6B로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예에 있어서, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판이 얻어졌다. 또한, 표층의 평균 입경이 3.0㎛ 미만인 본 발명예에 있어서, 상기 여러 특성을 가진 후에 또한, 내 굽힘내 균열성이 우수한 열연 강판이 얻어졌다.

한편, 화학 조성, 금속 조직이 본 발명에서 규정하는 범위 내가 아닌 비교예는, 특성(인장 강도 TS, 구멍 확장성, 전단 가공성) 중 어느 하나 이상이 떨어졌다.

본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 우수한 강도, 구멍 확장성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 형태에 의하면, 상기 여러 특성을 가진 후에 또한, 굽힘내 균열의 발생이 억제된, 즉 내 굽힘내 균열성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

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

Claims (3)

1. 화학 조성이, 질량％로,
   C: 0.040 내지 0.250％,
   Si: 0.05 내지 3.00％,
   Mn: 1.00 내지 4.00％,
   sol.Al: 0.001 내지 0.500％,
   P: 0.100％ 이하,
   S: 0.0300％ 이하,
   N: 0.1000％ 이하,
   O: 0.0100％ 이하,
   Ti: 0 내지 0.300％,
   Nb: 0 내지 0.300％,
   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 0.05％를 함유하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
   금속 조직이,
   면적％로,
   마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트가 합계로 92.0％ 초과, 100.0％ 이하이며,
   잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,
   페라이트가 5.0％ 미만이고,
   상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 11.0 이상이며, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고,
   Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며,
   인장 강도가 980㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
2. 제1항에 있어서,
   표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
3. 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.

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