KR20230158061A

KR20230158061A - 열연 강판

Info

Publication number: KR20230158061A
Application number: KR1020237035260A
Authority: KR
Inventors: 다케시 도요다; 히로시 슈토
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2021-07-27
Filing date: 2022-04-12
Publication date: 2023-11-17
Also published as: WO2023007876A1; JPWO2023007876A1; CN117178070A

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 조성 및 금속 조직을 갖고, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역의 페라이트 및 베이나이트의 {001}면의 극밀도를 P_i로 하고, 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_s로 했을 때, P_i/P_s가 1.2 내지 2.0이고, 인장 강도가 950㎫ 이상이다.

Description

열연 강판

본 발명은 열연 강판에 관한 것이다. 구체적으로는, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판에 관한 것이다.

본원은 2021년 7월 27일에, 일본에 출원된 특허출원 제2021-122173호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 자동차의 내구성 향상 및 충돌 안전성의 향상을 목적으로 하여, 자동차 부재에의 고강도 강판의 적용이 왕성하게 검토되고 있다. 특히, 자동차 부재에 적용되는 고강도 강판에 있어서는, 부품의 피로 내구성을 확보하는 것이 중요해진다.

강판으로부터 부품으로 가공될 때에는, 강판으로부터 부품 형상을 펀칭해서 블랭크재를 제작한다. 이때, 펀칭 전단면에서 갈라짐이 발생하면, 고강도의 강판을 사용했다 하더라도 부품의 피로 내구성이 반드시 향상되지는 않는 경우가 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에서는, 마르텐사이트의 체적률을 높이고, 펄라이트의 체적률을 낮춤으로써, 전단 단부면의 피로 특성이 우수한 열연 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 2에는, 페라이트와 베이나이트 조직을 주체로 하고, 강판 표면의 최대 높이를 작게 함으로써, 펀칭 전단부의 피로 특성이 우수한 강판이 제안되어 있다.

그러나, 특허문헌 1 및 2에 기재된 기술에서는, 펀칭 전단면의 갈라짐을 충분히 억제할 수 없기 때문에, 가공을 가해서 부품 형상이 되었을 때의 피로 특성이 충분하지 않았다.

특허문헌 3에는, 페라이트와 마르텐사이트의 <011>과 <111>을 확보하고, <001>을 억제함으로써 피로의 균열 발생 수명을 길게 한 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 4에는, 마무리 압연에 있어서, 최종 패스까지의 형상비를 제어함으로써 페라이트 또는 베이나이트 주상 조직의 결정 방위를 제어하는 방법이 제안되어 있다.

일본 특허공개 제2001-40450호 공보 일본 특허공개 제2001-172745호 공보 국제공개 제2016/010005호 일본 특허공개 제2009-19265호 공보

그러나, 피로 특성에 더하여, 전단 가공성도 보다 향상시키는 관점에서는, 특허문헌 3 및 4에 기재된 기술에는 개선의 여지가 있다.

근년에 있어서의 자동차의 가일층의 경량화로의 요구의 고조 및 부품 형상의 복잡화 등을 배경으로, 더욱 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 고강도의 열연 강판이 요구되고 있다.

본 발명은 상기의 과제를 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명은 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

피로 특성이 우수한 조직으로서, 전위 운동을 저해하는 페라이트에, 경질의 프레시 마르텐사이트를 분산한 복상 조직이 효과적인 것이 알려져 있다. 이 복상 조직을 갖는 강판은, 예를 들어 자동차의 휠 디스크 부품에 많이 이용되고 있다.

반면에, 경질의 프레시 마르텐사이트는 소성 변형을 저해하는 조직이기도 하기 때문에, 펀칭 가공과 같은 강 가공 시에는, 프레시 마르텐사이트 주변에 보이드가 형성됨으로써, 펀칭 전단면에 갈라짐이 발생하기 쉽다. 따라서, 페라이트와 프레시 마르텐사이트를 활용한 복상 조직을 갖는 열연 강판에서는, 일반적으로 전단 가공성이 열화된다.

이들의 상호 관계를 타파하기 위해서, 본 발명자들은 각각의 변형 기구를 상세하게 해석했다. 그 결과, 본 발명자들은, 원하는 영역의 페라이트 및 베이나이트의 결정 방위를 엄밀하게 제어함으로써, 열연 강판의 피로 특성을 확보하면서 전단 가공성을 향상시킬 수 있는 것을 발견했다. 즉, 경질의 프레시 마르텐사이트와 주상인 템퍼링 마르텐사이트와의 면적률을 제어함으로써 피로 특성을 확보하면서, 원하는 영역에 있어서, 펀칭 가공에 의해 크게 결정 회전하는 페라이트 및 베이나이트의 결정 방위를 적절하게 만들어 넣음으로써, 열연 강판의 피로 특성 및 전단 가공성을 높은 차원에서 양립할 수 있는 것을 발견했다.

본 발명은 상기 지견에 기초해서 이루어진 것으로, 본 발명이 요지로 하는 바는 이하와 같다.

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

C: 0.02 내지 0.30%,

Si: 0.10 내지 2.00%,

Mn: 0.5 내지 3.0%,

P: 0.100% 이하,

S: 0.010% 이하,

Al: 0.10 내지 1.00%,

N: 0.0100% 이하,

Ti: 0.06 내지 0.20%,

Nb: 0 내지 0.10%,

Ca: 0 내지 0.0060%,

Mo: 0 내지 1.00%,

Cr: 0 내지 1.00%,

V: 0 내지 0.40%,

Ni: 0 내지 0.40%,

B: 0 내지 0.0020%,

Cu: 0 내지 1.00%,

Sn: 0 내지 0.50% 및

Zr: 0 내지 0.050%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고,

금속 조직이 면적률로,

페라이트 및 베이나이트의 합계: 30 내지 47%,

템퍼링 마르텐사이트: 50 내지 70%,

프레시 마르텐사이트: 3 내지 10%이고,

압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_i로 하고, 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_s로 했을 때, P_i/P_s가 1.2 내지 2.0이고,

인장 강도가 950㎫ 이상이다.

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

Nb: 0.01 내지 0.10%,

Ca: 0.0005 내지 0.0060%,

Mo: 0.02 내지 1.00%,

Cr: 0.02 내지 1.00%,

V: 0.01 내지 0.40%,

Ni: 0.01 내지 0.40%,

B: 0.0001 내지 0.0020%,

Cu: 0.02 내지 1.00%,

Sn: 0.01 내지 0.50% 및

Zr: 0.001 내지 0.050%

로 이루어지는 군 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 관한 열연 강판에 의하면, 자동차 등의 차체의 경량화 부품의 일체 성형, 가공 공정의 단축이 가능하고, 연비의 향상, 제조 비용의 저감을 도모할 수 있다.

본 발명의 일 실시 형태에 따른 열연 강판(본 실시 형태에 따른 열연 강판라고 하는 경우가 있다.)에 대해서, 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

이하에 본 발명의 개개의 구성 요건에 대해서 상세하게 설명한다. 먼저, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.

이하에 「내지」를 끼워서 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 화학 조성에 관한 %는 특히 지정하지 않는 한 질량%를 의미한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 화학 조성이 질량%로, C: 0.02 내지 0.30%, Si: 0.10 내지 2.00%, Mn: 0.5 내지 3.0%, P: 0.100% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.10 내지 1.00%, N: 0.0100% 이하, Ti: 0.06 내지 0.20%, 그리고, 잔부: Fe 및 불순물을 함유한다.

<C: 0.02 내지 0.30%>

C는 열연 강판의 강도를 향상시키기 위해서 중요한 원소이다. C 함유량이 0.02% 미만이면, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, C 함유량은 0.02% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.04% 이상, 0.06% 이상 또는 0.10% 이상이다.

한편, C 함유량이 0.30% 초과이면 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, C 함유량은 0.30% 이하로 한다. 바람직하게는 0.25% 이하 또는 0.20% 이하이다.

<Si: 0.10 내지 2.00%>

Si는 페라이트 변태 중의 탄화물의 생성을 억제하고, 열연 강판의 피로 특성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Si 함유량이 0.10% 미만이면, 이 효과를 얻을 수 없다. 그 때문에, Si 함유량은 0.10% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20% 이상, 0.30% 이상 또는 0.50% 이상이다.

한편, Si 함유량이 2.00% 초과이면, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, Si 함유량은 2.00% 이하로 한다. 바람직하게는 1.80% 이하, 1.60% 이하 또는 1.50% 이하이다.

<Mn: 0.5 내지 3.0%>

Mn은 ??칭성의 향상 및 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. Mn 함유량이 0.5% 미만이면, 이 효과를 얻을 수 없다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.5% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.7% 이상 또는 1.0% 이상이다.

한편, Mn 함유량이 3.0% 초과이면, MnS가 생성됨으로써, 열연 강판의 피로 특성이 열화된다. 그 때문에, Mn 함유량은 3.0% 이하로 한다. 바람직하게는 2.8% 이하, 2.5% 이하, 2.3% 이하 또는 2.0% 이하이다.

<P: 0.100% 이하>

P는 불순물이고, P 함유량은 낮을수록 바람직하고, 0%인 것이 바람직하다. P 함유량이 0.100% 초과이면, 열연 강판의 가공성 및 용접성이 현저하게 열화되면서, 피로 특성도 열화된다. 그 때문에, P 함유량은 0.100% 이하로 한다. 바람직하게는 0.070% 이하, 0.050% 이하 또는 0.030% 이하이다.

P 함유량은 정련 비용의 관점에서, 0.001% 이상으로 해도 된다.

<S: 0.010% 이하>

S는 불순물이고, S 함유량은 낮을수록 바람직하고, 0%인 것이 바람직하다. S 함유량이 0.010% 초과이면, MnS 등의 개재물이 다량으로 생성되어, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, S 함유량은 0.010% 이하로 한다. 바람직하게는 0.008% 이하, 0.007% 이하이다. 보다 우수한 전단 가공성이 요구되는 경우에는, S 함유량은 0.006% 이하로 하는 것이 바람직하다.

S 함유량은 정련 비용의 관점에서, 0.001% 이상으로 해도 된다.

<Al: 0.10 내지 1.00%>

Al은 페라이트 변태를 제어하기 위해서 중요한 원소이다. Al 함유량이 0.10% 미만이면, 페라이트의 면적률을 바람직하게 제어할 수 없다. 그 때문에, Al 함유량은 0.10% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20% 이상, 0.30% 이상 또는 0.40% 이상이다.

한편, Al 함유량이 1.00% 초과이면, 클러스터상으로 석출된 알루미나가 생성되고, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, Al 함유량은 1.00% 이하로 한다. 바람직하게는 0.90% 이하, 0.80% 이하, 0.70% 이하 또는 0.60% 이하이다.

<N: 0.0100% 이하>

N은 불순물이고, N 함유량은 낮을수록 바람직하고, 0%인 것이 바람직하다. N 함유량이 0.0100% 초과이면, 고온에서 조대한 Ti 질화물이 형성되고, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, N 함유량은 0.0100% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0080% 이하, 0.0060% 이하 또는 0.0050% 이하이다.

N 함유량은 정련 비용의 관점에서, 0.0001% 이상으로 해도 된다.

<Ti: 0.06 내지 0.20%>

Ti는 페라이트를 석출 강화시키는 원소임과 함께, 페라이트 변태를 제어해서 소망 양의 페라이트를 얻기 위해서 중요한 원소이다. Ti 함유량이 0.06% 미만이면, 석출 강화 및 페라이트 변태 제어의 효과를 얻을 수 없다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.06% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.08% 이상, 0.10% 이상이다.

한편, Ti 함유량이 0.20% 초과이면, TiN에 기인한 개재물이 생성되고, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.20% 이하로 한다. 바람직하게는 0.18% 이하 또는 0.16% 이하이다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 상기의 화학 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다. 여기서, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 기타의 요인에 의해 혼입되는 것, 및/또는 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 조성은, 요구되는 특성을 충족하기 위해서 필수는 아니지만, 제조 변동을 저감시키거나, 강도를 보다 향상시키거나 하기 위해서, 하기 임의 원소를 함유시켜도 된다. 단, 하기 임의 원소는 모두 요구 특성을 충족하기 위해서 필수는 아니므로, 그 함유량의 하한은 0%이다.

<Nb: 0.01 내지 0.10%>

Nb는 결정 입경의 미세화 및 NbC의 석출 강화에 의해, 열연 강판의 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Nb 함유량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Nb 함유량이 0.10% 초과에서는 상기 효과는 포화한다. 그 때문에, Nb를 함유시키는 경우에도, Nb 함유량은 0.10% 이하로 한다. 바람직하게는 0.06% 이하이다.

<Ca: 0.0005 내지 0.0060%>

Ca는 강 중의 S를 구형의 CaS로서 고정하고, MnS 등의 연신 개재물의 생성을 억제해서 열연 강판의 구멍 확장성을 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, Ca 함유량은 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ca 함유량이 0.0060% 초과에서는 상기 효과는 포화한다. 그 때문에, Ca를 함유시키는 경우에도, Ca 함유량은 0.0060% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0040% 이하이다.

<Mo: 0.02 내지 1.00%>

Mo는 페라이트의 석출 강화에 의해, 열연 강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Mo 함유량은 0.02% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다.

한편, Mo 함유량이 1.00% 초과에서는, 슬래브의 갈라짐 감수성이 높아져 슬래브의 취급이 곤란해진다. 그 때문에, Mo를 함유시키는 경우에도, Mo 함유량은 1.00% 이하로 한다. 바람직하게는 0.60% 이하, 0.50% 이하 또는 0.30% 이하이다.

<Cr: 0.02 내지 1.00%>

Cr은 열연 강판의 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Cr 함유량은 0.02% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다.

한편, Cr 함유량이 1.00% 초과에서는 열연 강판의 연성이 열화된다. 그 때문에, Cr을 함유시키는 경우에도, Cr 함유량은 1.00% 이하로 한다. 바람직하게는 0.80% 이하이다.

<V: 0.01 내지 0.40%>

V는, 석출 강화 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이들 효과를 얻는 경우, V 함유량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, V 함유량이 0.40% 초과에서는, 탄질화물이 다량으로 석출되어 열연 강판의 성형성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량은 0.40% 이하로 한다. 바람직하게는 0.20% 이하이다.

<Ni: 0.01 내지 0.40%>

Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Ni 함유량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ni 함유량이 0.40% 초과에서는, 열연 강판의 용접성이 저하된다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.40% 이하로 한다. 바람직하게는 0.20% 이하이다.

<B: 0.0001 내지 0.0020%>

B는, 고온에서의 상변태를 억제하고, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, B 함유량은 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, B 함유량이 0.0020% 초과에서는, B 석출물이 생성되어 열연 강판의 강도가 저하된다. 그 때문에, B 함유량은 0.0020% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005% 이하이다.

<Cu: 0.02 내지 1.00%>

Cu는 미세한 입자의 형태로 강 중에 존재하고, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Cu 함유량은 0.02% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Cu 함유량이 1.00% 초과에서는, 열연 강판의 용접성이 열화된다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.00% 이하로 한다. 바람직하게는 0.80% 이하이다.

<Sn: 0.01 내지 0.50%>

Sn은 결정립의 조대화를 억제하고, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Sn 함유량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Sn 함유량이 0.50% 초과에서는, 강이 취화해서 압연 시에 파단되기 쉬워진다. 그 때문에, Sn 함유량은 0.50% 이하로 한다. 바람직하게는 0.30% 이하이다.

<Zr: 0.001 내지 0.050%>

Zr은 열연 강판의 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Zr 함유량은 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Zr 함유량이 0.050% 초과에서는, 열연 강판의 연성이 열화된다. 그 때문에, Zr 함유량은 0.050% 이하로 한다. 바람직하게는 0.030% 이하이다.

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, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 금속 조직이 면적률로, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 30 내지 47%, 템퍼링 마르텐사이트: 50 내지 70%, 프레시 마르텐사이트: 3 내지 10%이고, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_i로 하고, 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_s로 했을 때, P_i/P_s가 1.2 내지 2.0이다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은 금속 조직이 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트만으로 이루어지는 것이 바람직하다. 즉, 본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 금속 조직이 면적률로, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 30 내지 47%, 템퍼링 마르텐사이트: 50 내지 70%, 그리고, 프레시 마르텐사이트: 3 내지 10% 만으로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에서는, 표면으로부터 1/8 깊이 내지 표면으로부터 3/8 깊이의 영역에 있어서의, 페라이트 및 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 그리고, 프레시 마르텐사이트의 면적률을 규정한다. 그 이유는, 이 영역에 있어서의 금속 조직이 열연 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.

페라이트 및 베이나이트의 합계: 30 내지 47%

페라이트 및 베이나이트는 열연 강판의 전단 가공성을 향상시킨다. 페라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 30% 미만이면, 열연 강판의 전단 가공성이 열화되는 경우 또는 열연 강판의 피로 강도가 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 페라이트 및 베이나이트의 면적률 합계는 30% 이상으로 한다. 바람직하게는 33% 이상, 35% 이상 또는 37% 이상이다.

한편, 페라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 47% 초과이면, 열연 강판의 강도 및 피로 특성이 열화되거나 또는 열연 강판의 전단 가공성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 페라이트 및 베이나이트의 면적률 합계는 47% 이하로 한다. 바람직하게는 45% 이하 또는 43% 이하이다.

또한, 본 실시 형태에서는, 반드시 페라이트 및 베이나이트의 양쪽을 함유할 필요는 없고, 페라이트 및 베이나이트의 어느 한쪽만을 함유하고, 그 면적률이 상술한 범위여도 된다.

템퍼링 마르텐사이트: 50 내지 70%

열연 강판의 피로 특성을 향상시키기 위해서는 프레시 마르텐사이트를 포함시키는 것이 효과적이지만, 전단 가공성 및 피로 특성의 양립을 위해서는, 마르텐사이트 생성 온도가 높고, 냉각 중에 템퍼링됨으로써 생성되는 템퍼링 마르텐사이트를 포함시키는 것이 효과적이다.

템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 50% 미만이면, 열연 강판의 강도 및 피로 특성이 열화된다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 50% 이상으로 한다. 바람직하게는, 53% 이상 또는 55% 이상이다.

한편, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 70% 초과이면, 열연 강판의 전단 가공성이 열화되는 경우 또는 열연 강판의 강도가 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 70% 이하로 한다. 바람직하게는, 65% 이하 또는 60% 이하이다.

프레시 마르텐사이트: 3 내지 10%

프레시 마르텐사이트는 열연 강판의 피로 강도를 향상시킨다. 프레시 마르텐사이트의 면적률이 3% 미만이면, 열연 강판의 피로 강도가 열화되는 경우 및/또는 열연 강판의 강도가 열화되는 경우가 있다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트의 면적률은 3% 이상으로 한다. 바람직하게는 4% 이상 또는 5% 이상이다.

한편, 프레시 마르텐사이트의 면적률이 10% 초과이면, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, 프레시 마르텐사이트의 면적률은 10% 이하로 한다. 바람직하게는, 9% 이하 또는 8% 이하이다.

각 조직의 면적률은 이하의 방법에 의해 얻는다.

먼저, 열연 강판으로부터, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 1/8 깊이 내지 표면으로부터 3/8 깊이의 영역) 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰할 수 있도록 시험편을 채취한다.

상기 시험편의 단면을 #600 내지 #1500의 탄화 규소 페이퍼를 사용해서 연마한 후, 입도 1 내지 6㎛의 다이아몬드 파우더를 알코올 등의 희석액이나 순수에 분산시킨 액체를 사용해서 경면으로 마무리한다. 이어서, 실온에 있어서 알칼리성 용액을 포함하지 않은 콜로이달 실리카를 사용해서 연마하고, 샘플의 표층에 도입된 변형을 제거한다. 샘플 단면의 길이 방향의 임의의 위치에 있어서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치를 관찰할 수 있도록, 길이 50㎛, 표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역을, 0.1㎛의 측정 간격으로 전자선 후방 산란 회절법에 의해 측정해서 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^-5㎩ 이하, 가속 전압은 15㎸, 조사 전류 레벨은 13, 전자선의 조사 레벨은 62로 한다. 얻어진 결정 방위 정보로부터, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」에 탑재된 「Grain Orientation Spread」 기능을 사용하여, 15° 입계를 결정립계로 간주하는 조건 하에서, 「Grain Orientation Spread」가 1° 이하의 영역을 페라이트로서 추출한다. 추출한 페라이트의 면적률을 산출함으로써, 페라이트의 면적률을 얻는다.

계속해서, 잔부 영역(「Grain Orientation Spread」가 1° 초과의 영역) 중 5° 입계를 결정립계로 간주하는 조건 하에서, 페라이트 영역의 「Grain Average IQ」의 최댓값을 Iα로 했을 때, Iα/2 초과가 되는 영역을 베이나이트, Iα/2 이하가 되는 영역을 「프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트」로서 추출한다. 추출한 베이나이트의 면적률을 산출함으로써, 베이나이트의 면적률을 얻는다.

추출한 「프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트」에 대해서, 하기 방법에 의해 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별한다.

EBSD 측정 영역과 동 영역을 SEM으로 관찰하기 위해서, 관찰 위치 근방에 비커스 압흔을 타각한다. 그 후, 관찰면의 조직을 남기고, 표층의 오염을 연마 제거하고, 나이탈 에칭한다. 이어서, EBSD 관찰면과 동일 시야를 SEM에 의해 배율 3000배로 관찰한다.

EBSD 측정에 있어서, 「프레시 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트」라고 판별된 영역 중, 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한 시멘타이트가 복수의 배리언트를 가지고 석출하여 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다. 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트라고 판단한다. 각각의 면적률을 산출함으로써, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률 및 프레시 마르텐사이트의 면적률을 얻는다.

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

P_i/P_s: 1.2 내지 2.0

압연면과 {001}면이 평행하면, 전위의 미끄럼계가 적고, 전단 가공 중에 결정 회전이 일어나지 않고, 펀칭 전단면에 갈라짐이 발생하기 쉬워지기 때문에, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 본 발명자들은, 전단 가공 중의 갈라짐은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역에서 발생하기 쉬운 것을 발견했다. 본 실시 형태에서는, 중앙 영역 및 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 바람직하게 제어함으로써, 열연 강판의 전단 가공성을 향상시킨다.

압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_i로 하고, 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_s로 했을 때, P_i/P_s가 1.2 미만인 것은, 열연 강판의 표면으로부터 균일하게 {001}면이 분포하고 있는 것을 나타낸다. 이 경우, 펀칭 가공 시에 전단면으로부터 결정 회전이 일어나, 전단 시의 늘어짐이 커지고, 펀칭 전단면에 갈라짐을 야기하기 쉬워지는 결과, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, P_i/P_s는 1.2 이상으로 한다. 바람직하게는 1.3 이상, 1.4 이상 또는 1.5 이상이다.

한편, P_i/P_s가 2.0 초과인 것은, 중앙 영역에 {001}면이 과잉으로 집중하고 있는 것을 나타낸다. 이 경우, 취성 파면인 {001}면이 파단면에 많아지고, 펀칭 전단면에 갈라짐을 야기하기 쉬워지는 결과, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 그 때문에, P_i/P_s는 2.0 이하로 한다. 바람직하게는 1.9 이하, 1.8 이하 또는 1.7 이하이다.

또한, 중앙 영역이란, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 표면으로부터 판 두께의 1/3 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 2/3 깊이의 영역이다. 또한, 표층 영역이란, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 표면 내지 표면으로부터 판 두께의 1/3 깊이의 영역, 혹은 표면으로부터 판 두께의 2/3 깊이 내지 이면(상기 표면과는 다른 한쪽의 표면)의 영역이며, 본 실시 형태에서는 어느 영역인지는 특별히 한정되지 않는다.

또한, {hkl}은 압연면에 평행한 결정면을 나타낸다. 즉, {hkl}이란, 압연 방향과 {hkl}면이 평행한 것을 나타낸다.

페라이트 및 베이나이트의 {001}면의 극밀도는, 주사 전자 현미경과 EBSD 해석 장치를 조합한 장치 및 TSL사제의 OIM Analysis(등록상표)를 사용한다. EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)법으로 측정한 방위 데이터와, 구면 조화 함수를 사용해서 산출한 3차원 집합 조직을 표시하는 결정 방위 분포 함수(ODF: Orientation Distribution Function)로부터, 극밀도를 구할 수 있다. 또한, 측정 피치는 5㎛/step으로 한다.

측정 범위는 중앙 영역(압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 표면으로부터 판 두께의 1/3 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 2/3 깊이의 영역), 그리고 표층 영역(압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 표면 내지 표면으로부터 판 두께의 1/3 깊이의 영역, 혹은 표면으로부터 판 두께의 2/3 깊이 내지 이면(상기 표면과는 다른 한쪽의 표면)의 영역)으로 한다. 또한, 상술한 EBSD 측정과 마찬가지 방법에 의해 페라이트 및 베이나이트로 간주된 영역에 대해서, 극밀도의 측정을 행한다.

인장 강도: 950㎫ 이상

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 인장 강도가 950㎫ 이상이다. 바람직하게는 1000㎫ 이상이다. 인장 강도가 950㎫ 미만이면, 적용 부품이 한정되고, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1500㎫ 이하 또는 1300㎫ 이하로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 피로 한도비(피로 강도/인장 강도)가 0.35 이상이어도 된다.

인장 강도는 JIS Z 2241:2011에 준거해서 인장 시험을 행함으로써 평가한다. 시험편은 JIS Z 2241:2011의 5호 시험편으로 한다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향에 수직인 방향을 길이 방향으로 하면 된다.

피로 강도는 JIS Z 2275:1978에 준거하고, 열연 강판으로부터 1호 시험편을 채취하여, 솅크식 평면 굽힘 피로 시험기를 사용하여 측정한다. 측정 시의 응력 부하는, 등진동으로 시험의 속도를 30㎐로서 설정하고, 10⁷사이클에서의 피로 강도를 측정한다. 그리고, 10⁷사이클에서의 피로 강도를, 전술한 인장 시험에 의해 측정된 인장 강도로 제산함으로써, 피로 한도비(피로 강도/인장 강도)를 산출한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 1.2 내지 8.0㎜로 해도 된다. 열연 강판의 판 두께가 1.2㎜ 미만이면, 압연 완료 온도의 확보가 곤란해짐과 함께 압연 하중이 과대해져서, 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 판 두께가 8.0㎜ 초과에서는, 열간 압연 후에 있어서 상술한 금속 조직을 얻는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 따른 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, 도금후에 적당한 화성 처리(예를 들어, 실리케이트계의 무크롬 화성 처리액의 도포와 건조)를 실시하여, 내식성을 더 높이는 것도 가능하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 제조 방법에 구애받지 않고, 상기의 화학 조성, 금속 조직을 가짐으로써 그 효과가 얻어진다. 그러나, 이하에 나타내는 제조 방법에 의하면, 본 실시 형태에 따른 열연 강판이 안정적으로 얻어지기 때문에 바람직하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판의 바람직한 제조 방법에서는, 열간 압연 조건 및 그 후의 냉각 조건을 엄격하게 제어한다. 이하, 상세하게 설명한다.

슬래브의 가열 온도는, 용체화 및 원소 편석의 해소에 큰 영향을 준다. 슬래브의 가열 온도가 1100℃ 미만에서는 용체화 및 원소 편석의 해소가 불충분하고, 최종적으로 얻어지는 제품의 석출 강화가 충분히 얻어지지 않고, 인장 강도가 열화된다. 또한, 슬래브의 가열 온도가 1350℃를 초과하면, 용체화 및 원소 편석의 해소 효과가 포화할뿐만 아니라, 오스테나이트의 평균 입경이 조대화하기 때문에, 압연 시의 결정 회전에 불균일성이 발생하여, 원하는 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 1100 내지 1350℃로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1150 내지 1300℃이다.

또한, 본 실시 형태에 있어서의 슬래브의 온도 및 강판의 온도는 슬래브의 표면 온도 및 강판의 표면 온도를 말한다.

마무리 압연에서는, 마무리 압연용의 압연 스탠드에 슬래브를 복수회에 걸쳐서 연속해서 통과시키는 압연을 행한다. 이때, 연속하는 복수의 압연 스탠드에 있어서, 최종 3스탠드(최종 압연 스탠드, 최종으로부터 1개 전의 압연 스탠드, 최종으로부터 2개 전의 압연 스탠드)의 압연 스탠드에 있어서의 압연 조건이 하기 식 (1) 및 식 (2)를 충족하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에서는, 최종 3스탠드의 평균값이, 하기 식 (1) 및 식 (2)를 충족하는 것이 바람직하다.

2.0≤2×{R(H1-H2)}^0.5/(H1+H2)≤10.0 … 식 (1)

단, 상기 식 (1) 중의 각 부호는 이하와 같다.

R: 롤 반경(㎜)

H1: 입측의 강판 두께(㎜)

H2: 출측의 강판 두께(㎜)

5≤ΔT≤35 … 식 (2)

단, 상기 식 (2) 중의 ΔT는 각 압연 스탠드에서의 강판 입측 온도와 강판 출측 온도와의 차이다.

상기 식 (1)의 중변은, 압연 형상비를 구하는 식이다. 압연 형상비를 제어함으로써, 압연에 의한 결정 회전을 제어할 수 있고, 원하는 영역에 있어서 원하는 결정 방위를 얻을 수 있다. 최종 3스탠드의 압연 형상비의 평균값이 2.0 미만이면, 압연에 의해 강판 내부에 압축 변형이 많아지고, 압연 재결정 집합 조직의 형성에 의해, 중앙 영역의 {001}면의 극밀도가 저하된다. 그 결과, P_i/P_s가 1.2 미만이 되어버린다.

또한, 최종 3스탠드의 압연 형상비의 평균값이 10.0 초과이면, 강판 표면에 강한 전단 변형이 가해지고, 표층 영역의 {001}면의 극밀도가 극단적으로 증가한다. 그 결과, P_i/P_s가 1.2 미만이 되어버린다.

그 때문에, 최종 3스탠드의 압연 형상비의 평균값은 2.0 내지 10.0으로 하는 것이 바람직하다. 즉, 최종의 압연 스탠드에 있어서의 압연 형상비, 최종으로부터 1개 전의 압연 스탠드에 있어서의 압연 형상비 및 최종으로부터 2개 전의 압연 스탠드에 있어서의 압연 형상비의 평균값은 2.0 내지 10.0으로 하는 것이 바람직하다.

상기 식 (2)에 대해서, 각 압연 스탠드의 강판 입측 온도와 강판 출측 온도와의 차인 ΔT를 제어하는 것은, 강판 내부의 온도를 제어하기 위해서 효과적이다. 열간 압연 시에는, 압연롤과의 접촉에 의한 방열과, 가공 에너지나 롤과의 마찰열에 의한 강판 내부로부터의 발열이 동시에 발생한다. 마무리 압연의 후단에서는 특히 판 두께가 얇아지고, 압연 속도가 빨라지기 때문에, 방열이 작아져, 가공 발열의 영향이 커진다. 따라서, 압연롤의 직경이나 표면 상태와 제조하는 판 두께와에 따라서 적절한 통판 속도로 제조하는 것이 중요해진다.

최종 3스탠드의 ΔT의 평균값이 5 미만이면, 강판 내부와의 판 두께 방향 온도차가 작아진다. 그 결과, 표층 영역과 중앙 영역과의 {001}면의 극밀도 차가 작아져, P_i/P_s가 1.2 미만이 되어버린다.

또한, 최종 3스탠드의 ΔT의 평균값이 35초과이면, 강판 표면으로부터의 방열이 커지기 때문에, 강판 표면의 전단 변형이 커진다. 그 결과, 표층 영역의 {001}면의 극밀도가 극단적으로 저하되고, P_i/P_s가 2.0 초과가 되어버린다.

그 때문에, 최종 3스탠드의 ΔT의 평균값은 5 내지 35로 하는 것이 바람직하다. 즉, 최종의 압연 스탠드에 있어서의 ΔT, 최종으로부터 1개 전의 압연 스탠드에 있어서의 ΔT 및 최종으로부터 2개 전의 압연 스탠드에 있어서의 ΔT의 평균값은 5 내지 35로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료 후는 1.6초 이내에 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 냉각 개시까지의 시간이 1.6초를 초과하면, 압연에 의한 변형이 회복하기 때문에, 표층 영역의 {001}면의 극밀도를 바람직하게 제어할 수 없는 경우가 있다. 그 결과, P_i/P_s가 1.2 미만이 되는 경우가 있다. 냉각 개시까지의 시간은, 보다 바람직하게는 0.6초 이내이다.

마무리 압연 후는 1차 냉각으로서, 평균 냉각 속도 50℃/초 이상으로, 600 내지 750℃의 온도 영역까지 냉각하는 것이 바람직하다. 그 후, 당해 온도역에서, 2.0 내지 6.0초간의 공랭을 실시하는 것이 바람직하다. 공랭을 행하는 온도역이 600℃ 미만, 750℃ 초과에서는, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 소망 양의 페라이트를 얻을 수 없는 경우가 있다. 그 결과, 페라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 소망 양이 되지 않는 경우가 있다. 1차 냉각의 평균 냉각 속도는 냉각 설비의 증설을 억제하는 관점에서, 250℃/s 이하로 해도 된다.

또한, 600 내지 750℃의 온도 영역에서의 공랭 시간이 6.0초 초과이면, 페라이트가 다량으로 생성되고, 페라이트 및 베이나이트의 면적률의 합계가 소망 양이 되지 않는 경우가 있다. 당해 온도역에서의 공랭 시간이 2.0초 미만이면, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 높아지고, 프레시 마르텐사이트의 면적률이 소망 양이 되지 않는 경우가 있다.

상기 공랭 후는 2차 냉각으로서, 평균 냉각 속도 40℃/초 이상으로, 200℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 것이 바람직하다. 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 40℃/초 미만이면, 마르텐사이트 변태에 필요한 임계 냉각 속도 미만이 되기 때문에, 소망 양의 프레시 마르텐사이트 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 얻을 수 없을 경우가 있다. 2차 냉각의 평균 냉각 속도는, 냉각 설비의 증설을 억제하는 관점에서, 250℃/s 이하로 해도 된다.

여기서, 본 실시 형태에 있어서 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 시로부터 냉각 종료 시까지의 강판의 온도 강하 폭을, 냉각 개시 시로부터 냉각 종료 시까지의 소요 시간으로 제산한 값으로 한다. 냉각 개시 시는 냉각 설비에 의한 강판에의 냉각 매체의 분사 개시 시로 하고, 냉각 종료 시는 냉각 설비로부터의 강판의 도출 시로 한다.

또한, 냉각 설비에는, 도중에 공랭 구간이 없는 설비나, 도중에 1 이상의 공랭 구간을 갖는 설비가 있다. 본 실시 형태에서는, 어느 냉각 설비를 사용해도 된다.

2차 냉각에 의해 200℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한 후, 강판을 코일상으로 권취한다. 2차 냉각 후에 즉시 강판의 권취가 행해지기 때문에, 권취 온도는 2차 냉각의 냉각 정지 온도에 거의 동등하다. 권취 온도가 200℃를 초과하면, 페라이트 또는 베이나이트가 다량으로 생성되고, 원하는 금속 조직을 얻을 수 없게 되는 경우가 있다. 따라서, 냉각 정지 온도가 되는 권취 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 권취 후, 열연 강판에는 통상법에 따라서 조질 압연을 실시해도 되고, 또한 산세를 실시해서 표면에 형성된 스케일을 제거해도 된다. 혹은 또한, 용융 도금, 전기 도금 등의 도금 처리나, 화성 처리를 실시해도 된다.

상기의 제조 방법에 의하면, 본 실시 형태에 따른 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.

실시예

이어서, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 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 1A 및 표 1B에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300㎜의 슬래브를 제조했다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 3에 나타내는 열연 강판을 얻었다. 또한, 7개 압연 스탠드를 갖는 마무리 압연기를 사용해서 마무리 압연을 행했기 때문에, 표 중에는 F5(최종으로부터 2개 전의 압연 스탠드), F6(최종으로부터 1개 전의 압연 스탠드) 및 F7(최종의 압연 스탠드)에 있어서의 압연 형상비 및 ΔT를 기재했다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 금속 조직의 면적률, P_i/P_s, 인장 강도 및 피로 한도비를 구했다. 얻어진 측정 결과를 표 3에 나타낸다.

인장 강도 TS가 950㎫ 이상인 경우, 높은 강도를 갖는 열연 강판이라고 해서 합격이라 판정했다. 한편, 인장 강도 TS가 950㎫ 미만이었던 경우, 높은 강도를 갖지 않는 열연 강판이라고 해서 불합격이라 판정했다.

피로 한도비가 0.35 이상이었던 경우, 우수한 피로 강도를 갖는 열연 강판이라고 해서 합격이라 판정했다. 한편, 피로 한도비가 0.35 미만이었던 경우, 우수한 피로 강도를 갖지 않는 열연 강판이라고 해서 불합격이라 판정했다.

또한, 이하의 방법에 의해, 열연 강판의 전단 가공성을 평가했다.

JIS Z 2256:2020에 준거하여, φ10㎜의 펀치를 사용하여, 클리어런스 15%, 펀칭 속도 3m/s로 펀칭함으로써, 3개의 펀칭 구멍을 제작했다. 3개의 펀칭 구멍에 대해서, 펀칭 전단면(판면에 수직한 단면)에 있어서의 갈라짐의 최대 길이를 측정했다. 갈라짐의 최대 길이가 300㎛ 이상이었던 경우, 우수한 전단 가공성을 갖지 않는 열연 강판이라고 해서 불합격이라 판정했다. 한편, 갈라짐의 최대 길이가 300㎛ 미만이었던 경우, 우수한 전단 가공성을 갖는 열연 강판이라고 해서 합격이라 판정했다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

[표 3]

표 3을 보면, 본 발명예에 관한 열연 강판은, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 것을 알 수 있다. 한편, 비교예에 관한 열연 강판은, 상기 특성의 어느 하나 이상이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

본 발명에 따르면, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 피로 특성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다. 본 발명에 관한 열연 강판에 의하면, 자동차 등의 차체의 경량화, 부품의 일체 성형, 가공 공정의 단축이 가능하고, 연비의 향상, 제조 비용의 저감을 도모할 수 있다.

Claims

화학 조성이, 질량%로,
C: 0.02 내지 0.30%,
Si: 0.10 내지 2.00%,
Mn: 0.5 내지 3.0%,
P: 0.100% 이하,
S: 0.010% 이하,
Al: 0.10 내지 1.00%,
N: 0.0100% 이하,
Ti: 0.06 내지 0.20%,
Nb: 0 내지 0.10%,
Ca: 0 내지 0.0060%,
Mo: 0 내지 1.00%,
Cr: 0 내지 1.00%,
V: 0 내지 0.40%,
Ni: 0 내지 0.40%,
B: 0 내지 0.0020%,
Cu: 0 내지 1.00%,
Sn: 0 내지 0.50% 및
Zr: 0 내지 0.050%
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고,
금속 조직이 면적률로,
페라이트 및 베이나이트의 합계: 30 내지 47%,
템퍼링 마르텐사이트: 50 내지 70%,
프레시 마르텐사이트: 3 내지 10%이고,
압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 판 두께 방향으로 3분할한 영역 중, 중앙 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_i로 하고, 표층 영역의 페라이트 및 베이나이트에 있어서의 {001}면의 극밀도를 P_s로 했을 때, P_i/P_s가 1.2 내지 2.0이고,
인장 강도가 950㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량%로,
Nb: 0.01 내지 0.10%,
Ca: 0.0005 내지 0.0060%,
Mo: 0.02 내지 1.00%,
Cr: 0.02 내지 1.00%,
V: 0.01 내지 0.40%,
Ni: 0.01 내지 0.40%,
B: 0.0001 내지 0.0020%,
Cu: 0.02 내지 1.00%,
Sn: 0.01 내지 0.50% 및
Zr: 0.001 내지 0.050%
로 이루어지는 군 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.