KR20240042470A - 열간 압연 강판 - Google Patents
열간 압연 강판 Download PDFInfo
- Publication number
- KR20240042470A KR20240042470A KR1020247006624A KR20247006624A KR20240042470A KR 20240042470 A KR20240042470 A KR 20240042470A KR 1020247006624 A KR1020247006624 A KR 1020247006624A KR 20247006624 A KR20247006624 A KR 20247006624A KR 20240042470 A KR20240042470 A KR 20240042470A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- less
- rolled steel
- steel sheet
- hot
- hot rolled
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 169
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 169
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 48
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 48
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 42
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 27
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 25
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 19
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 15
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 14
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 claims abstract description 13
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 25
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims description 18
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- 239000010451 perlite Substances 0.000 claims description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 claims description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 abstract description 17
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 63
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 42
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 41
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 39
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 39
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 32
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 21
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 20
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 19
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 16
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 16
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 15
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 15
- 210000001519 tissue Anatomy 0.000 description 15
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 15
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 13
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 11
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 11
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 11
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 11
- 230000009471 action Effects 0.000 description 10
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 9
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 9
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 7
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 7
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 6
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 6
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000002354 inductively-coupled plasma atomic emission spectroscopy Methods 0.000 description 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 2
- 230000037396 body weight Effects 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 239000012770 industrial material Substances 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 2
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 2
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 229910018134 Al-Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021365 Al-Mg-Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018467 Al—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N Orthosilicate Chemical compound [O-][Si]([O-])([O-])[O-] BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910007570 Zn-Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910007567 Zn-Ni Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910007614 Zn—Ni Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 239000012670 alkaline solution Substances 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 239000000498 cooling water Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000001035 drying Methods 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000000706 filtrate Substances 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 238000003384 imaging method Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000000386 microscopy Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000003954 pattern orientation Effects 0.000 description 1
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 230000002028 premature Effects 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000010298 pulverizing process Methods 0.000 description 1
- 238000013139 quantization Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 238000007665 sagging Methods 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 210000004872 soft tissue Anatomy 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
이 열간 압연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적％로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상, 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고, 그레이 레벨 공발생 행렬법에 의해, 상기 금속 조직의 SEM 화상을 해석함으로써 얻어지는 Entropy값이 10.7 이상이고, Inverse difference normalized값이 1.020 이상이고, Cluster Shade값이 -8.0×105 내지 8.0×105이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고, 인장 강도가 980㎫ 이상이다.
Description
본 발명은, 열간 압연 강판에 관한 것이다. 구체적으로는, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형하여 이용되는 열간 압연 강판, 특히 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 갖고, 또한 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판에 관한 것이다.
본원은, 2021년 10월 11일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2021-166958호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 지구 환경 보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량의 삭감에 대응하고 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 있어, 이들 요구에 따르기 위해, 몇 가지의 기술이 종래부터 제안되어 있다. 자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있기 때문에, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 다르지만, 그 중에서도, 한계 파단 판 두께 감소율 및 연성은 성형성의 중요한 지표로서 위치 부여되어 있다. 한계 파단 판 두께 감소율이란, 파단 전의 인장 시험편의 판 두께와, 파단 후의 인장 시험편의 판 두께의 최솟값으로부터 구해지는 값이다. 한계 파단 판 두께 감소율이 낮은 경우, 프레스 성형 중의 인장 변형이 부여되었을 때에 조기에 파단되기 쉬워지기 때문에 바람직하지 않다.
자동차 부재는 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많다. 전단 가공에 의해 제조되는 블랭크판에서는, 전단 가공 후의 단부면 정밀도가 우수할 필요가 있다.
예를 들어, 전단 가공 후의 단부면(전단 단부면)의 양상이, 전단면-파단면-전단면이 되는 2차 전단면이 발생하면, 전단 단부면의 정밀도가 현저하게 열화된다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 판 두께 중앙부에 있어서의 Mn 편석도 및 P 편석도를 제어한, 프레스 가공 후의 표면 성상이 우수한 냉연 강판의 소재가 되는 열간 압연 강판이 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1에서는, 열간 압연 강판의 한계 파단 판 두께 감소율 및 전단 가공성에 대하여 고려되어 있지 않다.
J. Webel, J. Gola, D. Britz, F. Mucklich, Materials Characterization 144 (2018) 584-596
D. L. Naik, H. U. Sajid, R. Kiran, Metals 2019, 9, 546
K. Zuiderveld, Contrast Limited Adaptive Histogram Equalization, Chapter VIII.5, Graphics Gems IV. P.S. Heckbert(Eds.), Cambridge, MA, Academic Press, 1994, pp.474-485
본 발명은, 상술한 실정을 감안하여 이루어진 것이며, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 가짐과 함께, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 요지는, 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 열간 압연 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.050 내지 0.250％,
Si: 0.05 내지 3.00％,
Mn: 1.00 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 0.500％,
Nb: 0 내지 0.500％,
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 0.0200％,
As: 0 내지 0.100％,
Zr: 0 내지 1.00％,
Co: 0 내지 1.00％,
Zn: 0 내지 1.00％,
W: 0 내지 1.00％,
Sn: 0 내지 0.05％, 그리고
잔부: Fe 및 불순물이고,
하기 식 (A) 및 (B)를 충족하고,
금속 조직이, 면적％로,
잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,
페라이트가 15.0％ 이상, 60.0％ 미만이고,
펄라이트가 5.0％ 미만이고,
그레이 레벨 공발생 행렬법에 의해, 상기 금속 조직의 SEM 화상을 해석함으로써 얻어지는, 하기 식 (1)로 나타내어지는 Entropy값이 10.7 이상이고,
하기 식 (2)로 나타내어지는 Inverse difference normalized값이 1.020 이상이고,
하기 식 (3)으로 나타내어지는 Cluster Shade값이 -8.0×105 내지 8.0×105이고,
Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,
인장 강도가 980㎫ 이상이다.
단, 상기 식 (A) 및 (B) 중의 각 원소 기호는, 당해 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타내고, 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0％를 대입한다.
여기서, 하기 식 (1) 내지 (5) 중의 P(i, j)는 그레이 레벨 공발생 행렬이고, 하기 식 (2) 중의 L은 상기 SEM 화상이 취할 수 있는 그레이 스케일의 레벨수이고, 하기 식 (2) 및 (3) 중의 i 및 j는 1 내지 상기 L의 자연수이고, 하기 식 (3) 중의 μx 및 μy는 각각 하기 식 (4) 및 (5)로 나타내어진다.
(2) 상기 (1)에 기재된 열간 압연 강판은, 표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만이어도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 압연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0200％,
Mg: 0.0001 내지 0.0200％,
REM: 0.0001 내지 0.1000％,
Bi: 0.0001 내지 0.0200％,
As: 0.001 내지 0.100％,
Zr: 0.01 내지 1.00％,
Co: 0.01 내지 1.00％,
Zn: 0.01 내지 1.00％,
W: 0.01 내지 1.00％, 및
Sn: 0.01 내지 0.05％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 가짐과 함께, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 의하면, 상기 여러 특성을 가진 데다가, 또한 굽힘 내측 균열의 발생이 억제된, 즉 내 굽힘 내측 균열성이 우수한 열간 압연 강판을 얻을 수 있다.
본 발명의 상기 양태에 관한 열간 압연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 나아가 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.
도 1은 본 발명예에 관한 열간 압연 강판의 전단 단부면의 일례이다.
도 2는 비교예에 관한 열간 압연 강판의 전단 단부면의 일례이다.
도 2는 비교예에 관한 열간 압연 강판의 전단 단부면의 일례이다.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 화학 조성 및 금속 조직에 대해서, 이하에 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되는 것은 아니며, 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」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 화학 조성에 관한 ％는 특별히 지정하지 않는 한 질량％이다.
화학 조성
이하, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 화학 조성에 대해서 상세하게 설명한다.
C: 0.050 내지 0.250％
C는, 경질상의 면적률을 상승시킴과 함께, Ti, Nb, V 등의 석출 강화 원소와 결합함으로써, 페라이트의 강도를 상승시킨다. C 함유량이 0.050％ 미만이면, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 따라서, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이상, 보다 바람직하게는 0.070％ 이상, 보다 한층 바람직하게는 0.080％ 이상 또는 0.090％ 이상이다.
한편, C 함유량이 0.250％ 초과이면, 페라이트의 면적률이 저하됨으로써, 열간 압연 강판의 연성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.250％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.200％ 이하, 0.150％ 이하 또는 0.120％ 이하이다.
Si: 0.05 내지 3.00％
Si는, 페라이트의 생성을 촉진하여 열간 압연 강판의 연성을 향상시키는 작용과, 페라이트를 고용 강화하여 열간 압연 강판의 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 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, 보다 바람직하게는 0.80％ 이상, 1.00％ 이상, 1.20％ 이상 또는 1.40％ 이상이다.
그러나, Si 함유량이 3.00％ 초과이면, 강판의 표면 성상 및 화성 처리성, 나아가 연성 및 용접성이 현저하게 열화됨과 함께, A3 변태점이 현저하게 상승한다. 이에 의해, 안정적으로 열간 압연을 행하는 것이 곤란해진다. 또한, 냉각 후에 오스테나이트가 잔류되기 쉬워져, 한계 파단 판 두께 감소율이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.50％ 이하, 2.20％ 이하, 2.00％ 이하 또는 1.80％ 이하이다.
Mn: 1.00 내지 4.00％
Mn은, 페라이트 변태를 억제하여 열간 압연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.30％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.50％ 이상 또는 1.80％ 이상이다.
한편, Mn 함유량이 4.00％ 초과이면, Mn의 편석을 기인하여 경질상의 형태가 주기적인 밴드 형상이 되고, 원하는 전단 가공성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.70％ 이하 또는 3.50％ 이하, 보다 바람직하게는 3.20％ 이하, 3.00％ 이하 또는 2.60％ 이하이다.
Ti: 0 내지 0.500％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％
단, 상기 식 (A) 중의 각 원소 기호는, 당해 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타내고, 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0％를 대입한다.
Ti, Nb 및 V는, 탄화물 및 질화물로서 강 중에 미세 석출되고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이다. Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량이 0.060％ 미만이면, 이들 효과를 얻을 수 없다. 그 때문에, Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량을 0.060％ 이상으로 한다. 즉, 상기 식 (A) 중변의 값을 0.060％ 이상으로 한다. 또한, Ti, Nb 및 V의 모두가 함유되어 있을 필요는 없고, 어느 1종으로도 포함되어 있으면 되고, 그 합계의 함유량이 0.060％ 이상이면 된다. 그 때문에, Ti, Nb 및 V의 함유량의 하한은 각각 0％이다. Ti, Nb 및 V의 함유량의 하한은, 각각 0.001％, 0.010％, 0.030％ 또는 0.050％로 해도 된다. Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이상, 보다 바람직하게는 0.100％ 이상이다.
한편, Ti, Nb 및 V 중 어느 1종의 함유량이 0.500％를 초과하거나, 혹은 Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량이 0.500％를 초과하면, 열간 압연 강판의 가공성이 열화된다. 그 때문에, Ti, Nb 및 V의 각각의 함유량을 0.500％ 이하로 하고, 또한 Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량을 0.500％ 이하로 한다. 즉, 상기 식 (A) 중변의 값을 0.500％ 이하로 한다. Ti, Nb 및 V의 각각의 함유량은, 바람직하게는 0.400％ 이하 또는 0.300％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.250％ 이하이고, 보다 한층 바람직하게는 0.200％ 이하 또는 0.100％ 이하이다. Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.300％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.250％ 이하이고, 보다 한층 바람직하게는 0.200％ 이하이다.
sol.Al: 0.001 내지 2.000％
Al은, Si와 마찬가지로, 강을 탈산하여 강을 건전화하는 작용을 가짐과 함께, 페라이트의 생성을 촉진하여, 열간 압연 강판의 연성을 높이는 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％ 이상, 0.030％ 이상 또는 0.050％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.080％ 이상, 0.100％ 이상 또는 0.150％ 이상이다.
한편, sol.Al 함유량이 2.000％ 초과이면, 상기 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, sol.Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 1.700％ 이하 또는 1.500％ 이하, 보다 바람직하게는 1.300％ 이하, 보다 한층 바람직하게는 1.000％ 이하이다.
또한, sol.Al이란 산 가용성 Al을 의미하고, 고용 상태에서 강 중에 존재하는 고용 Al을 나타낸다.
P: 0.100％ 이하
P는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이지만, 고용 강화에 의해 열간 압연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. P 함유량의 하한은 0％이지만, P를 적극적으로 함유시켜도 된다. 그러나, P는 편석하기 쉬운 원소이고, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 기인하는 열간 압연 강판의 연성 및 한계 파단 판 두께 감소율의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하, 0.030％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.015％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, P 함유량의 하한은 0％이다. 정련 비용의 관점에서, P 함유량의 하한을, 0.001％, 0.003％ 또는 0.005％로 해도 된다.
S: 0.0300％ 이하
S는, 불순물로서 함유되는 원소이고, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여 열간 압연 강판의 연성 및 한계 파단 판 두께 감소율을 저하시킨다. S 함유량이 0.0300％를 초과하면, 열간 압연 강판의 연성 및 한계 파단 판 두께 감소율이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0300％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하, 0.0070％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. S 함유량의 하한은 0％이지만, 정련 비용의 관점에서, 0.0001％, 0.0005％, 0.0010％ 또는 0.0020％로 해도 된다.
N: 0.1000％ 이하
N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이고, 열간 압연 강판의 연성 및 한계 파단 판 두께 감소율을 저하시키는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.1000％ 초과이면, 열간 압연 강판의 연성 및 한계 파단 판 두께 감소율이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0800％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0700％ 이하 또는 0.0300％ 이하이고, 보다 한층 바람직하게는 0.0150％ 이하 또는 0.0100％ 이하이다. N 함유량의 하한은 0％이지만, Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜서 금속 조직을 보다 미세화하는 경우에는, 탄질화물의 석출을 촉진시키기 위해 N 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0015％ 이상 또는 0.0020％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
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 한다. O 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하 또는 0.0030％ 이하이다. O 함유량의 하한은 0％이지만, 용강의 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위해, O 함유량은 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판은, Fe의 일부 대신에, 하기 원소를 임의 원소로서 함유해도 된다. 이들 임의 원소를 함유시키지 않은 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 임의 원소에 대해서 상세하게 설명한다.
Cu: 0.01 내지 2.00％
Cr: 0.01 내지 2.00％
Mo: 0.01 내지 1.00％
Ni: 0.01 내지 2.00％
B: 0.0001 내지 0.0100％
Cu, Cr, Mo, Ni 및 B는, 모두, 열간 압연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cu 및 Mo는 강 중에 탄화물로서 석출되어 열간 압연 강판의 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, 열간 압연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 저온에서 강 중에 탄화물로서 석출되어 열간 압연 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％ 초과이면, 슬래브의 입계 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하, 0.70％ 이하 또는 0.50％ 이하이다.
상술한 바와 같이 Cr은, 열간 압연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 2.00％ 초과이면, 열간 압연 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하, 0.70％ 이하 또는 0.50％ 이하이다.
상술한 바와 같이 Mo는, 열간 압연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 강 중에 탄화물로서 석출되어 열간 압연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 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, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하 또는 0.10％ 이하이다.
상술한 바와 같이 Ni는, 열간 압연 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 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni는, 고가인 원소이기 때문에, 다량으로 함유시키는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ni 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하, 0.70％ 이하 또는 0.50％ 이하이다.
상술한 바와 같이 B는, 열간 압연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 이 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.0100％ 초과이면, 열간 압연 강판의 성형성이 현저하게 저하되기 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 0.0050％ 이하 또는 0.0025％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0001 내지 0.0200％
Mg: 0.0001 내지 0.0200％
REM: 0.0001 내지 0.1000％
Bi: 0.0001 내지 0.0200％
As: 0.001 내지 0.100％
Ca, Mg 및 REM은, 모두, 강 중의 개재물 형상을 바람직한 형상으로 조정함으로써, 열간 압연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Bi는 응고 조직을 미세화함으로써, 열간 압연 강판의 연성을 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 이상의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량 또는 Mg 함유량이 0.0200％를 초과하거나, 혹은 REM 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강 중에 개재물이 과잉으로 생성되고, 오히려 열간 압연 강판의 연성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, Bi 함유량을 0.0200％ 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 0.0200％ 이하로 한다. Ca 함유량, Mg 함유량 및 Bi 함유량은, 바람직하게는 0.0100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0070％ 이하 또는 0.0040％ 이하이다. REM 함유량은, 바람직하게는 0.0070％ 이하 또는 0.0040％ 이하이다. As는 오스테나이트 단상화 온도를 저하시킴으로써, 구 오스테나이트 입자를 세립화시켜서, 열간 압연 강판의 연성의 향상에 기여한다. 이 효과를 확실하게 얻기 위해서는, As 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, As를 다량으로 함유시켜도 상기 효과는 포화되기 때문에, As 함유량은 0.100％ 이하로 한다.
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.
Zr: 0.01 내지 1.00％, Co: 0.01 내지 1.00％, Zn: 0.01 내지 1.00％, W: 0.01 내지 1.00％
상기 식 (B) 중의 각 원소 기호는, 당해 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타내고, 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0％를 대입한다.
Sn: 0.01 내지 0.05％
Zr, Co, Zn 및 W에 대해서, 본 발명자들은, 이들 원소를 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 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. 즉, 상기 식 (B)의 좌변의 값을 1.00％ 이하로 해도 되고, 0.50％ 이하, 0.10％ 이하 또는 0.05％ 이하로 해도 된다. Zr, Co, Zn, W 및 Sn의 각 함유량은, 각각 0.50％ 이하, 0.10％ 이하 또는 0.05％ 이하로 해도 된다. Zr, Co, Zn 및 W는 함유시키지 않아도 되므로, 각각의 함유량은 0％여도 된다. 강판을 고용 강화시켜서 강도를 향상시키기 위해, Zr, Co, Zn 및 W의 함유량은 각각 0.01％ 이상이어도 된다.
또한, 본 발명자들은, Sn을 소량 함유시켜도 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하고 있다. 그러나, Sn을 다량으로 함유시키면 열간 압연 시에 흠집이 발생하는 경우가 있기 때문에, Sn 함유량은 0.05％ 이하로 한다. Sn은 함유시키지 않아도 되기 때문에, Sn 함유량은 0％여도 된다. 열간 압연 강판의 내식성을 높이기 위해서, Sn 함유량은 0.01％ 이상으로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이어도 된다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것, 및/또는 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
상술한 열간 압연 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.
열간 압연 강판이 표면에 도금층을 구비하는 경우는, 필요에 따라서, 기계 연삭 등에 의해 도금층을 제거하고 나서, 화학 조성의 분석을 행해도 된다.
열간 압연 강판의 금속 조직
다음으로, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 금속 조직에 대해서 설명한다.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판은, 금속 조직이, 면적％로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상, 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고, 그레이 레벨 공발생 행렬법에 의해, 상기 금속 조직의 SEM 화상을 해석함으로써 얻어지는, 하기 식 (1)로 나타내어지는 Entropy값이 10.7 이상이고, 하기 식 (2)로 나타내어지는 Inverse difference normalized값이 1.020 이상이고, 하기 식 (3)으로 나타내어지는 Cluster Shade값이 -8.0×105 내지 8.0×105이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다.
그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판은, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 가지면서, 우수한 연성 및 전단 가공성을 얻을 수 있다. 또한, 본 실시 형태에서는 압연 방향에 평행한 단면에서, 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 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서의 조직 분율, Entropy값, Inverse difference normalized값, Cluster Shade값 및 Mn 농도의 표준 편차를 규정한다. 그 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.
또한, 여기서 말하는 표면이란, 열간 압연 강판이 도금층을 구비하는 경우에 있어서는 도금층과 강판의 계면을 말한다.
잔류 오스테나이트의 면적률: 3.0％ 미만
잔류 오스테나이트는 실온에서도 면심 입방 격자로서 존재하는 금속 조직이다. 잔류 오스테나이트는 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 열간 압연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 한편, 잔류 오스테나이트는 전단 가공 중에는 고탄소의 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 안정적인 균열 발생을 저해하고, 2차 전단면 형성이나 한계 파단 판 두께 감소율 저하의 원인이 된다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 3.0％ 이상이면, 상기 작용이 현재화되고, 열간 압연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 3.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 1.5％ 미만, 보다 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 잔류 오스테나이트는 적을수록 바람직하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은 0％여도 된다.
잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법에는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 회절상, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) 해석, 자기 측정에 의한 방법 등이 알려져 있다. 본 실시 형태에서는, 연마의 영향을 받기 어렵고(연마의 영향을 받으면, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트 등의 다른 상으로 변화하는 것이 있기 때문에, 참된 면적률을 측정할 수 없게 되는 경우가 있음), 비교적 간편하게 정확한 측정 결과가 얻어져, 연마의 영향을 받기 어려운 X선 회절에 의해, 잔류 오스테나이트의 면적률을 측정한다.
본 실시 형태에 있어서의 X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트 면적률의 측정에서는, 먼저, 열간 압연 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 판 두께 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 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출한다. 얻어진 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로 간주한다.
페라이트의 면적률: 15.0％ 이상, 60.0％ 미만
페라이트는 비교적 고온에서 fcc가 bcc로 변태했을 때에 생성되는 조직이다. 페라이트는 가공 경화율이 높기 때문에, 열간 압연 강판의 강도-연성 밸런스를 높이는 작용이 있다. 상기의 작용을 얻기 위해, 페라이트의 면적률은 15.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 20.0％ 이상이고, 보다 바람직하게는 25.0％ 이상이고, 보다 한층 바람직하게는 30.0％ 이상이다.
한편, 페라이트는 강도가 낮기 때문에, 면적률이 과잉이면 원하는 강도를 얻을 수 없다. 이 때문에, 페라이트 면적률은 60.0％ 미만으로 한다. 바람직하게는 50.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 45.0％ 이하 또는 40.0％ 이하이다.
펄라이트의 면적률: 5.0％ 미만
펄라이트는, 페라이트끼리의 사이에 시멘타이트가 층상으로 석출된 라멜라상의 금속 조직이고, 또한 베이나이트나 마르텐사이트와 비교하면 연질인 금속 조직이다. 펄라이트의 면적률이 5.0％ 이상이면, 펄라이트에 포함되는 시멘타이트에 탄소가 소비되고, 잔부 조직인 마르텐사이트 및 베이나이트의 강도가 저하되어, 원하는 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 펄라이트의 면적률은 5.0％ 미만으로 한다. 펄라이트의 면적률은, 바람직하게는 3.0％ 이하, 2.0％ 이하 또는 1.0％ 이하이다.
열간 압연 강판의 신장 플랜지성을 향상시키기 위해, 펄라이트의 면적률은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하고, 펄라이트의 면적률은 0％인 것이 보다 한층 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판에는 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 펄라이트 이외의 잔부 조직으로서, 합계의 면적률이 32.0％ 초과, 85.0％ 이하의 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 경질 조직이 포함된다. 이들 잔부 조직의 하한은 36.0％, 40.0％, 44.0％, 48.0％, 52.0％ 또는 55.0％여도 되고, 그 상한은 82.0％, 78.0％, 74.0％, 70.0％ 또는 66.0％여도 된다. 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 펄라이트 이외의 잔부 조직은 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상이어도 된다.
금속 조직의 면적률의 측정은, 이하의 방법으로 행한다. 압연 방향에 평행한 판 두께 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 1/4 깊이 위치(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치의 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. 관찰 면적은 40000㎛2로 한다.
또한, 동일 시야에 있어서 반사 전자상을 촬영한다. 먼저, 반사 전자상으로부터 페라이트와 시멘타이트가 층상으로 석출된 결정립을 특정하고, 당해 결정립의 면적률을 산출함으로써, 펄라이트의 면적률을 얻는다. 그 후, 펄라이트라고 판별된 결정립을 제외한 결정립 중, 체심 입방 격자 구조라고 판정된 결정립에 대해, 얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치의 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」에 탑재된 「Grain Average Misorientation」 기능을 사용하여, Grain Average Misorientation값이 1.0° 이하인 영역을 페라이트라고 판정한다. 이때, Grain Tolerance Angle은 15°로 설정해 두고, 페라이트라고 판정된 영역의 면적률을 구함으로써, 페라이트의 면적률을 얻는다.
계속해서, 펄라이트 또는 페라이트라고 판별된 영역을 제외한 영역의 면적률을 측정하고, 잔부 조직(즉, 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)의 면적률로 한다. 또한, 베이나이트의 면적률과, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계를 측정하고자 하는 경우, 다음의 방법에 의해, 이들 면적률을 측정할 수 있다. 구체적으로는, 상기한 잔부 영역에 대해 페라이트 영역의 「Grain Average IQ」의 최댓값을 Iα로 했을 때, Iα/2 초과가 되는 영역을 베이나이트로서 추출(판정)하고, Iα/2 이하가 되는 영역을 「마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트」로서 추출(판정)한다. 베이나이트로 추출(판정)된 영역의 면적률을 산출함으로써, 베이나이트의 면적률을 얻는다. 또한, 마르텐사이트 또는 템퍼링 마르텐사이트로 추출(판정)된 영역의 면적률을 산출하고, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계를 얻는다.
본 실시 형태에서는 각 조직의 면적률의 측정을 X선 회절 및 EBSD 해석에 의해 행하고 있기 때문에, 측정하여 얻어진 각 조직의 면적률의 합계가 100.0％가 되지 않는 경우가 있다. 상술한 방법에 의해 얻어진 각 조직의 면적률의 합계가 100.0％가 되지 않는 경우에는, 각 조직의 면적률의 합계가 100.0％가 되도록, 각 조직의 면적률을 환산한다. 예를 들어, 각 조직의 면적률의 합계가 103.0％인 경우, 각 조직의 면적률에 「100.0/103.0」을 곱하여, 각 조직의 면적률을 얻는다.
Entropy값: 10.7 이상, Inverse difference normalized값: 1.020 이상
2차 전단면의 발생을 억제하기 위해서는, 충분히 전단면이 형성된 후에 파단면을 형성시키는 것이 중요하고, 전단 가공 시에 공구의 날끝으로부터 조기에 균열이 발생하는 것을 억제할 필요가 있다. 그를 위해서는, 금속 조직의 주기성이 낮고, 또한 금속 조직의 균일성이 높은 것이 중요하다. 본 실시 형태에서는, 금속 조직의 주기성을 나타내는 Entropy값(E값) 및 금속 조직의 균일성을 나타내는 Inverse difference normalized값(I값)을 제어함으로써, 2차 전단면의 발생을 억제한다.
E값은 금속 조직의 주기성을 나타낸다. 밴드 형상 조직이 형성되는 등의 영향으로 휘도가 주기적으로 배열되어 있는, 즉 금속 조직의 주기성이 높은 경우에는 E값은 저하된다. 본 실시 형태에서는, 주기성이 낮은 금속 조직으로 할 필요가 있기 때문에, E값을 높일 필요가 있다. E값이 10.7 미만이면, 2차 전단면이 발생하기 쉬워진다. 주기적으로 배열한 조직을 기점으로 하여, 전단 가공의 매우 조기에 전단 공구의 날끝으로부터 균열이 발생하여 파단면이 형성되고, 그 후 다시 전단면이 형성된다. 이에 의해, 2차 전단면이 발생하기 쉬워진다고 추정된다. 따라서, E값은 10.7 이상으로 한다. 바람직하게는 10.8 이상이고, 보다 바람직하게는 11.0 이상이다. E값은 높을수록 바람직하고, 상한은 특별히 규정하지는 않지만, 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 형태인 페라이트의 면적률이 15.0％ 이상, 60.0％ 미만의 금속 조직을 갖는 열간 압연 강판에서는, 균일성이 높은 금속 조직으로 할 필요가 있다. 이 때문에, 본 실시 형태에서는 I값을 높일 필요가 있다. I값이 1.020 미만이면, 결정립 내의 석출물 및 원소 농도차에 기인하는 경도 분포의 영향에 의해, 전단 가공의 매우 조기에 전단 공구의 날끝으로부터 균열이 발생하여 파단면이 형성되고, 그 후 다시 전단면이 형성된다. 이에 의해, 2차 전단면이 발생하기 쉬워진다고 추정된다. 따라서, I값은 1.020 이상으로 한다. 바람직하게는 1.025 이상이고, 보다 바람직하게는 1.030 이상이다. I값은 높을수록 바람직하고, 상한은 특별히 규정하지는 않지만, 1.200 이하, 1.150 이하 또는 1.100 이하로 해도 된다.
Cluster Shade값: -8.0×105 내지 8.0×105
Cluster Shade값(CS값)은 금속 조직의 변형도를 나타낸다. CS값은 금속 조직을 촬영하여 얻어진 화상 중의 휘도의 평균값에 대해, 평균값을 상회하는 휘도를 갖는 점이 많으면 양의 값이 되고, 평균값을 하회하는 휘도를 갖는 점이 많으면 음의 값이 된다.
주사형 전자 현미경의 2차 전자상에 있어서는, 관찰 대상물의 표면의 요철이 큰 장소에서는 휘도가 커지고, 요철이 작은 장소에서는 휘도가 작아진다. 관찰 대상물의 표면의 요철은, 금속 조직 내의 입경이나 강도 분포에 크게 영향을 받는다. 본 실시 형태에 있어서의 CS값은, 금속 조직의 강도의 변동이 크거나 또는 조직 단위가 작으면 커지고, 강도의 변동이 작거나 또는 조직 단위가 크면 작아진다.
본 실시 형태에서는, CS값을 0에 가까운 원하는 범위로 유지하는 것이 중요하다. CS값이 -8.0×105 미만이면, 열간 압연 강판의 한계 파단 판 두께 감소율이 저하된다. 이것은, 금속 조직 중에 입경이 큰 결정립이 존재하고, 극한 변형 중에 그 결정립이 우선적으로 파괴되기 때문이라고 추정된다. 그 때문에, CS값은 -8.0×105 이상으로 한다. 바람직하게는 -7.5×105 이상이고, 보다 한층 바람직하게는 -7.0×105 이상이다.
한편, CS값이 8.0×105 초과이면, 열간 압연 강판의 한계 파단 판 두께 감소율이 저하된다. 이것은, 금속 조직 중의 미시적인 강도의 변동이 크고, 극한 변형 중의 변형이 국소에 집중되어 파단되기 쉬워지기 때문이라고 추정된다. 그 때문에, CS값은 8.0×105 이하로 한다. 바람직하게는 7.5×105 이하이고, 보다 한층 바람직하게는 7.0×105 이하이다.
E값, I값 및 CS값은 이하의 방법에 의해 얻을 수 있다.
본 실시 형태에 있어서, E값, I값 및 CS값을 산출하기 위해 촬영하는 SEM 화상(주사형 전자 현미경의 2차 전자상)의 촬영 영역은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면에 있어서의, 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 그레이 스케일로 SEM 화상을 출력한다.
다음에, 얻어진 SEM 화상을 880×880 픽셀의 영역(관찰 영역은 실제 치수로 160㎛×160㎛)으로 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 회전시켜, 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, pk(k=0 … 89, 91, … 179)로 표현한다. 각 화상에 대해, 생성된 pk를 모든 k(k=0 … 89, 91 … 179)에 대하여 합계한 후에, 각 성분의 총합이 1이 되도록 규격화된 256×256의 행렬 P를 산출한다. 또한, 비특허문헌 2에 기재된 하기 식 (1) 내지 (5)를 사용하여, E값, I값 및 CS값을 각각 산출한다.
하기 식 (1) 내지 식 (5) 중의 P(i, j)는 그레이 레벨 공발생 행렬이고, 행렬 P의 i행 j열째의 값을 P(i, j)로 표기하고 있다. 또한, 전술한 바와 같이 256×256의 행렬 P를 사용하여 산출되기 때문에, 이 점을 강조하고자 하는 경우, 하기 식 (1) 내지 (5)를 하기 식 (1') 내지 (5')로 수정할 수 있다.
여기서, 하기 식 (2) 중의 L은 SEM 화상이 취할 수 있는 그레이 스케일의 레벨수(Quantization levels of grayscale)이고, 본 실시 형태에서는 상술한 바와 같이 256계조의 그레이 스케일로 SEM 화상을 출력하기 때문에, L은 256이다. 하기 식 (2) 및 (3) 중의 i 및 j는 1 내지 상기 L의 자연수이고, 하기 식 (3) 중의 μx 및 μy는 각각 하기 식 (4) 및 (5)로 나타내어진다.
하기 식 (1') 내지 (5')에서는, 행렬 P의 i행 j열째의 값을 Pij로 표기하고 있다.
Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하
본 실시 형태에 관한 열간 압연 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 위치에 있어서의 Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, 경질상을 균일하게 분산시킬 수 있고, 전단 가공의 매우 조기에 전단 공구의 날끝으로부터 균열이 발생하는 것을 방지할 수 있다. 그 결과, 2차 전단면의 발생을 억제할 수 있다. Mn 농도의 표준 편차는, 0.55질량％ 이하 또는 0.50질량％ 이하가 바람직하고, 0.47질량％ 이하 또는 0.45질량％ 이하가 보다 바람직하다. Mn 농도의 표준 편차의 하한은 과대 버의 억제의 관점에서, 그 값은 작을수록 바람직하지만, 제조 프로세스의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다. 필요에 따라서, 그 하한을 0.20질량％ 또는 0.28질량％로 해도 된다.
열간 압연 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면 연마한 후에, 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 시료 판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포상을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000개소 이상의 Mn 농도를 측정한다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻는다.
표층의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 미만
표층의 결정 입경을 미세하게 함으로써, 열간 압연 강판의 굽힘 내측 균열을 억제할 수 있다. 열간 압연 강판의 강도가 높아질수록, 굽힘 가공 시에 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하기 쉬워진다(이하, 굽힘 내측 균열이라고 호칭함). 굽힘 내측 균열의 메커니즘은 이하와 같이 추정된다. 굽힘 가공 시에는 굽힘 내측에 압축의 응력이 발생한다. 처음에는 굽힘 내측 전체가 균일하게 변형하면서 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 표면으로부터 전단대를 따른 균열이 발생하고 성장한다. 고강도화에 수반하여 굽힘 내측 균열이 발생하기 쉬워지는 이유는, 고강도화에 수반하는 가공 경화능의 저하에 의해, 균일한 변형이 진행되기 어려워져, 변형의 치우침이 발생하기 쉬워짐으로써, 가공 조기에(또는 완만한 가공 조건에서) 전단 변형대가 발생하기 때문이라고 추정된다.
본 발명자들의 연구에 의해, 굽힘 내측 균열은 인장 강도 980㎫급 이상의 강판에서 현저해지는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명자들은 열간 압연 강판의 표층의 결정 입경이 미세할수록, 국소적인 변형 집중이 억제되어, 굽힘 내측 균열이 발생하기 어려워지는 것을 발견하였다. 상기 작용을 얻기 위해서는, 열간 압연 강판의 표층의 평균 결정 입경은 3.0㎛ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는 표층의 평균 결정 입경을 3.0㎛ 미만으로 해도 된다. 표층의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 2.7㎛ 이하 또는 2.5㎛ 이하이다. 표층 영역의 평균 결정 입경의 하한은 특별히 규정하지는 않지만, 0.5㎛ 또는 1.0㎛로 해도 된다.
또한, 본 실시 형태에 있어서 표층이란, 열간 압연 강판의 표면 내지 표면으로부터 깊이 50㎛ 위치의 영역이다. 상술한 바와 같이, 여기서 말하는 표면이란, 열간 압연 강판이 도금층을 구비하는 경우에 있어서는 도금층과 강판의 계면을 말한다.
표층의 결정 입경은, EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법을 사용하여 측정한다. EBSP-OIM법은, 주사형 전자 현미경과 EBSP 해석 장치를 조합한 장치 및 AMETEK사제의 OIM Analysis(등록 상표)를 사용하여 행한다. EBSP-OIM법의 분석 가능 에어리어는, SEM으로 관찰할 수 있는 영역이다. SEM의 분해능에 따라 다르지만, EBSP-OIM법에 의하면, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다.
열간 압연 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 열간 압연 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 행한다. 인접하는 측정점의 각도차가 5° 이상인 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 방법(표층의 평균 결정 입경의 측정 방법)에서는, 잔류 오스테나이트는 해석의 대상으로 하지 않는다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 0％인 경우 등에서는 해석의 대상으로부터 제외할 필요는 없지만, 표층의 평균 결정 입경의 측정에 영향을 미칠 가능성이 있는 경우 등에서는, EBSP-OIM법에서는 결정 구조가 fcc인 잔류 오스테나이트를 해석 대상으로부터 제외하여 측정한다.
인장 강도 특성
열간 압연 강판의 기계적 성질 중 인장 강도 특성(인장 강도, 전연신율)은 JIS Z 2241:2011에 준거하여 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.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판은 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이다. 바람직하게는 1000㎫ 이상이다. 인장 강도가 980㎫ 미만이면, 적용 부품이 한정되어, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1780㎫로 해도 된다.
또한, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 전연신율은 10.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 인장 강도와 전연신율의 곱(TS×El)은 13000㎫·％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전연신율은 11.0％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 13.0％ 이상으로 하는 것이 보다 한층 바람직하다. 또한, 인장 강도와 전연신율의 곱은 14000㎫·％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 15000㎫·％㎫ 이상으로 하는 것이 보다 한층 바람직하다. 전연신율을 10.0％ 이상 또한 인장 강도와 전연신율의 곱을 13000㎫·％ 이상으로 함으로써, 적용 부품이 한정되지는 않고, 차체 경량화에 크게 기여할 수 있다. 인장 강도와 전연신율의 곱의 상한을 정할 필요는 없지만, 22000㎫·％ 또는 18000㎫·％로 해도 된다. 전연신율의 상한을 정할 필요는 없지만, 30.0％, 25.0％ 또는 22.0％로 해도 된다.
판 두께
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지는 않지만, 0.5 내지 8.0㎜로 해도 된다. 열간 압연 강판의 판 두께가 0.5㎜ 미만이면, 압연 완료 온도의 확보가 곤란해짐과 함께 압연 하중이 과대해져, 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 판 두께는 0.5㎜ 이상으로 해도 된다. 바람직하게는 1.2㎜ 이상, 1.4㎜ 이상 또는 1.8㎜ 이상이다. 한편, 판 두께가 8.0㎜ 초과이면, 금속 조직의 미세화가 곤란해지고, 상술한 금속 조직을 얻는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 판 두께는 8.0㎜ 이하로 해도 된다. 바람직하게는 6.0㎜ 이하, 5.0㎜ 이하 또는 4.0㎜ 이하이다.
도금층
상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열간 압연 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 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.
제조 조건
상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 적합한 제조 방법은, 이하와 같다.
본 실시 형태에 관한 열간 압연 강판의 적합한 제조 방법에서는, 이하의 공정 (1) 내지 (10)을 순차 행한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 슬래브의 온도 및 강판의 온도는, 슬래브의 표면 온도 및 강판의 표면 온도를 말한다. 또한, 응력은 강판의 압연 방향에 부하하는 장력을 말한다.
(1) 슬래브를 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 또한 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, 1010℃ 미만이 되도록 열간 압연을 완료한다.
(5) 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 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℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600 내지 730℃의 온도역까지 가속 냉각한다. 단, 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각하는 것은, 보다 바람직한 냉각 조건이다.
(7) 600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행한다.
(8) 완냉각 종료 후, 450 내지 600℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만이 되도록 냉각한다.
(9) 권취 온도 내지 450℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 50℃/s 이상이 되도록 냉각한다.
(10) 350℃ 이하의 온도역에서 권취한다.
상기 제조 방법을 채용함으로써, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율, 우수한 연성 및 전단 가공성이 우수한 금속 조직을 갖는 열간 압연 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 어울려, 원하는 금속 조직을 갖는 열간 압연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.
(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 있다. 또한, 필요에 따라서는, 그들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 추가한 것을 사용할 수 있다.
열간 압연에 제공하는 슬래브는 슬래브 가열 시에, 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더욱 가열하여, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 700 내지 850℃의 온도역에서의 유지에서는, 강판 온도를 이 온도역에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다. 또한, 1100℃ 이상의 온도역에서의 유지에서는, 강판 온도를 1100℃ 이상의 온도역에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다.
700 내지 850℃의 온도역에서의 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트 사이에서 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 줄일 수 있다. 또한, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지함으로써, 슬래브 가열 시의 오스테나이트 입자를 균일하게 할 수 있다.
열간 압연은 다패스 압연으로서 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다. 특히 공업적 생산성의 관점 및 압연 중의 강판에의 응력 부하의 관점에서, 적어도 최종의 2단은 탠덤 밀을 사용한 열간 압연으로 하는 것이 보다 바람직하다.
(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 촉진된다. 그리고, 오스테나이트의 재결정이 촉진됨과 함께 Mn의 원자 확산이 촉진되어, Mn 농도의 표준 편차를 작게 할 수 있다. 따라서, 850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소가 되는 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다.
또한, 850 내지 1100℃의 온도역의 판 두께 감소란, 이 온도역의 압연에 있어서의 최초의 압연 전의 입구 판 두께를 t0으로 하고, 이 온도역의 압연에 있어서의 최종단의 압연 후의 출구 판 두께를 t1로 했을 때, {(t0-t1)/t0}×100(％)으로 나타낼 수 있다.
(3) 열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 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. 결과적으로, 열간 압연 강판의 밴드 형상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감하고, E값이 상승한다.
강판에 부하하는 응력이 170㎪ 미만인 경우, E값을 원하는 값으로 할 수 없는 경우가 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 190㎪ 이상이다.
강판에 부하하는 응력은 탠덤 압연 중의 롤 회전 속도의 조정에 의해 제어 가능하고, 압연 스탠드에서 측정한 압연 방향의 하중을, 통판하고 있는 판의 단면적으로 나눔으로써 구할 수 있다.
(4) 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율: 8％ 이상, 열간 압연 완료 온도 Tf: 900℃ 이상, 1010℃ 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. 결과적으로 열간 압연 강판의 밴드 형상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감하고, E값이 상승한다. 열간 압연 완료 온도 Tf를 900℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 중의 페라이트 핵 생성 사이트수의 과잉의 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, 최종 조직(제조 후의 열간 압연 강판의 금속 조직)에 있어서의 페라이트의 생성을 억제할 수 있어, 고강도의 열간 압연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 열간 압연 완료 온도 Tf를 1010℃ 미만으로 함으로써, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제할 수 있어, 금속 조직의 주기성을 저감하여, E값을 원하는 값으로 할 수 있다.
(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. 강판의 압연 방향에 부하하는 응력(장력)을 200㎪ 미만으로 함으로써, 오스테나이트의 재결정이 압연 방향으로 우선적으로 진행되고, 금속 조직의 주기성의 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, E값을 원하는 값으로 할 수 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 180㎫ 이하이다. 또한, 강판의 압연 방향에 부하하는 응력은 압연 스탠드와 권취 장치의 회전 속도의 조정에 의해 제어 가능하고, 측정한 압연 방향의 하중을, 통판하고 있는 판의 단면적으로 나눔으로써 구할 수 있다.
(6) 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각한 후, 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600 내지 730℃의 온도역까지 가속 냉각
열간 압연에 의해 세립화한 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해, 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 50℃ 이상 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 열간 압연 완료 후 1초 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 1초 이내에 Tf-50℃ 이하의 온도역까지 냉각함으로써, 표층의 결정 입경을 미세화할 수 있어, 열간 압연 강판의 굽힘 내 내균열성을 높일 수 있다.
또한, 상기 냉각 후에 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 730℃ 이하의 온도역까지 가속 냉각을 행함으로써, 석출 강화량이 적은 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제할 수 있다. 이에 의해, 열간 압연 강판의 강도가 향상된다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각 개시 시(냉각 설비로의 강판의 도입 시)로부터 가속 냉각 완료 시(냉각 설비로부터 강판의 도출 시)까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각 개시 시로부터 가속 냉각 완료 시까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.
냉각 속도의 상한값은 특별히 규정하지는 않지만, 냉각 속도를 빠르게 하면 냉각 설비가 대규모가 되고, 설비 비용이 높아진다. 이 때문에, 설비 비용을 생각하면, 300℃/s 이하가 바람직하다. 또한, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는, 후술하는 완냉각을 행하기 위해 600℃ 이상으로 하면 된다.
(7) 600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행함
600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행함으로써, 석출 강화된 페라이트를 충분히 석출시킬 수 있다. 이에 의해, 열간 압연 강판의 강도와 연성을 양립할 수 있다.
또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각의 냉각 정지 온도로부터 완냉각의 정지 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각의 정지 시로부터 완냉각의 정지 시까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.
완냉각을 행하는 시간은, 바람직하게는 3.0초 이상이다. 완냉각을 행하는 시간의 상한은, 설비 레이아웃에 의해 결정되지만, 대략 10.0초 미만으로 하면 된다. 또한, 완냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 마련하지는 않지만, 냉각시키지 않고 승온시키는 것은 설비상 큰 투자를 수반하기 때문에, 0℃/s 이상으로 해도 된다.
(8) 완냉각 종료 후, 450 내지 600℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만이 되도록 냉각함
상기 완냉각 종료 후에는 450 내지 600℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만이 되도록 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 온도역의 평균 냉각 속도를 30℃/s 이상, 50℃/s 미만으로 함으로써, CS값을 원하는 값으로 할 수 있다. 평균 냉각 속도가 50℃/s 초과인 경우는, 휘도가 낮은 평탄한 라스상의 조직이 생성되기 쉽고, CS값이 -8.0×105 미만이 된다. 평균 냉각 속도가 30℃/s 미만인 경우에는, 미변태 부분으로의 탄소의 농화가 촉진되고, 경질인 조직의 강도가 상승하여 연질인 조직과의 강도차가 확대되기 때문에, CS값이 8.0×105 초과가 된다.
또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각의 냉각 정지 온도로부터, 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만인 냉각의 냉각 정지 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각의 정지 시로부터, 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만인 냉각의 정지 시까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.
(9) 권취 온도 내지 450℃의 온도역의 평균 냉각 속도: 50℃/s 이상
펄라이트나 잔류 오스테나이트의 면적률을 억제하여, 원하는 강도와 성형성을 얻기 위해, 권취 온도 내지 450℃의 온도역의 평균 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 모상 조직을 경질로 할 수 있다.
또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만인 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 평균 냉각 속도가 30℃/s 이상, 50℃/s 미만인 냉각의 정지 시로부터 권취까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.
(10) 권취 온도: 350℃ 이하
권취 온도는 350℃ 이하로 한다. 권취 온도를 350℃ 이하로 함으로써, 철탄화물의 석출량을 감소시키고, 또한 경질상 내의 경도 분포의 변동을 저감할 수 있다. 그 결과, I값을 증가시킬 수 있고, 2차 전단면의 발생을 억제할 수 있다.
실시예
다음으로, 실시예에 의해 본 발명의 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예에 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 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300㎜인 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 3 및 표 4에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 5 및 표 6에 나타내는 열간 압연 강판을 얻었다.
또한, 완냉각의 평균 냉각 속도는 5℃/s 미만으로 하였다. 또한, 표 4에 기재한 권취 온도는 50℃가 측정 하한이므로, 50℃로 기재한 예의 실제의 권취 온도는 50℃ 이하이다.
얻어진 열간 압연 강판에 대해, 상술한 방법에 의해, 금속 조직의 면적률, E값, I값, CS값, Mn 농도의 표준 편차, 표층의 평균 결정 입경, 인장 강도 TS 및 전연신율 El을 구하였다. 얻어진 측정 결과를 표 5 및 표 6에 나타낸다.
또한, 잔부 조직은 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상이었다.
열간 압연 강판의 특성의 평가 방법
인장 특성
인장 강도(TS)가 980㎫ 이상, 또한 전연신율(El)이 10.0％ 이상, 또한 인장 강도(TS)×전연신율(El)이 13000㎫·％ 이상인 경우, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 연성을 갖는 열간 압연 강판인 것으로 하여 합격이라고 판정하였다. 어느 하나라도 충족하지 않은 경우, 높은 강도를 갖고, 또한 우수한 연성을 갖는 열간 압연 강판이 아닌 것으로 하여 불합격이라고 판정하였다.
한계 파단 판 두께 감소율
열간 압연 강판의 한계 파단 판 두께 감소율은 인장 시험에 의해 평가하였다.
인장 특성을 평가했을 때와 마찬가지의 방법에 의해 인장 시험을 행하였다. 인장 시험 전의 판 두께를 t1, 파단 후의 인장 시험편의 폭 방향 중앙부에 있어서의 판 두께의 최솟값을 t2로 했을 때, (t1-t2)×100/t1의 값을 산출함으로써, 한계 파단 판 두께 감소율을 얻었다. 인장 시험은 5회 실시하고, 한계 파단 판 두께 감소율의 최댓값 및 최솟값을 제외한 3회의 평균값을 산출함으로써, 한계 파단 판 두께 감소율을 얻었다.
한계 파단 판 두께 감소율이 60.0％ 이상이었던 경우, 높은 한계 파단 판 두께 감소율을 갖는 열간 압연 강판인 것으로 하여 합격이라고 판정하였다. 한편, 한계 파단 판 두께 감소율이 60.0％ 미만이었던 경우, 높은 한계 파단 판 두께 감소율을 갖는 열간 압연 강판이 아닌 것으로 하여 불합격이라고 판정하였다.
전단 가공성(2차 전단면 평가)
열간 압연 강판의 전단 가공성은 펀칭 시험에 의해 평가하였다.
구멍 직경 10㎜, 클리어런스 10％, 펀칭 속도 3m/s로 각 실시예에 대해 펀칭 구멍을 3개씩 제작하였다. 다음에 펀칭 구멍의 압연 방향에 직각인 단면 및 압연 방향에 평행한 단면을 각각 수지에 매립하고, 주사형 전자 현미경으로 단면 형상을 촬영하였다. 얻어진 관찰 사진에서는, 도 1 또는 도 2에 도시하는 바와 같은 전단 단부면을 관찰할 수 있다. 또한, 도 1은 본 발명예에 관한 열간 압연 강판의 전단 단부면의 일례이고, 도 2는 비교예에 관한 열간 압연 강판의 전단 단부면의 일례이다. 도 1에서는 처짐-전단면-파단면-버의 전단 단부면이다. 한편, 도 2에서는 처짐-전단면-파단면-전단면-파단면-버의 전단 단부면이다. 여기서, 처짐이란 R상의 매끄러운 면의 영역이고, 전단면이란 전단 변형에 의해 분리된 펀칭 단부면의 영역이고, 파단면이란 날끝 근방으로부터 발생한 균열에 의해 분리된 펀칭 단부면의 영역이고, 버란 열간 압연 강판의 하면으로부터 비어져 나온 돌기를 갖는 면이다.
얻어진 전단 단부면 중, 압연 방향에 수직인 면 2면, 및 압연 방향에 평행한 면 2면에 있어서, 예를 들어 도 2에 도시하는 바와 같은, 전단면-파단면-전단면이 보인 경우에는, 2차 전단면이 형성되었다고 판단하였다. 각 펀칭 구멍에 대해 4면, 합계 12면을 관찰하고, 2차 전단면이 나타난 면이 하나도 없었던 경우, 우수한 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판인 것으로 하여 합격이라고 판정하고, 표 중에 「무」라고 기재하였다. 한편, 2차 전단면이 하나라도 형성된 경우, 우수한 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판이 아닌 것으로 하여 불합격이라고 판정하고, 표 중에 「유」라고 기재하였다.
굽힘 내 내균열성
이하의 굽힘 시험에 의해, 굽힘 내 내균열성을 평가하였다.
열간 압연 강판의 폭 방향 1/2위치로부터, 100㎜×30㎜의 직사각 형상의 시험편을 잘라내어 굽힘 시험편을 얻었다. 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 대해서, JIS Z 2248:2006의 V 블록법(굽힘 각도 θ는 90°)에 준거한 시험을 행하였다. 이에 의해, 균열의 발생하지 않는 최소 굽힘 반경을 구한다. 굽힘 내 내균열성을 조사하였다. L축과 C축의 최소 굽힘 반경의 평균값을 판 두께로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로 하여 굽힘 내 내균열성의 지표값으로 하였다. R/t가 2.5 이하인 경우, 내 굽힘 내측 균열성이 우수한 열간 압연 강판이라고 판단하였다.
단, 균열의 유무는, 시험 후의 시험편을 굽힘 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 면으로 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 균열을 관찰하고, 시험편의 굽힘 내측에 관찰되는 균열 길이가 30㎛를 초과하는 경우에 균열 유라고 판단하였다.
표 5 및 표 6을 보면, 본 발명예에 관한 열간 압연 강판은, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 가지면서, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명예 중, 표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 열간 압연 강판은, 상기 여러 특성을 가진 데다가, 또한 우수한 굽힘 내 내균열성을 갖는 것을 알 수 있다.
한편, 비교예에 관한 열간 압연 강판은 강도, 연성, 한계 파단 판 두께 감소율 및 전단 가공성 중 어느 하나 이상이 열화되어 있는 것을 알 수 있다.
본 발명에 관한 상기 양태에 의하면, 높은 강도 및 한계 파단 판 두께 감소율을 가짐과 함께, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열간 압연 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 의하면, 상기 여러 특성을 가진 데다가, 또한 굽힘 내측 균열의 발생이 억제된, 즉 내 굽힘 내측 균열성이 우수한 열간 압연 강판을 얻을 수 있다.
본 발명에 관한 열간 압연 강판은 자동차 부재, 기계 구조 부재 나아가 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.
Claims (3)
- 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.050 내지 0.250％,
Si: 0.05 내지 3.00％,
Mn: 1.00 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 0.500％,
Nb: 0 내지 0.500％,
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 0.0200％,
As: 0 내지 0.100％,
Zr: 0 내지 1.00％,
Co: 0 내지 1.00％,
Zn: 0 내지 1.00％,
W: 0 내지 1.00％,
Sn: 0 내지 0.05％, 그리고
잔부: Fe 및 불순물이고,
하기 식 (A) 및 (B)를 충족하고,
금속 조직이, 면적％로,
잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고,
페라이트가 15.0％ 이상, 60.0％ 미만이고,
펄라이트가 5.0％ 미만이고,
그레이 레벨 공발생 행렬법에 의해, 상기 금속 조직의 SEM 화상을 해석함으로써 얻어지는, 하기 식 (1)로 나타내어지는 Entropy값이 10.7 이상이고,
하기 식 (2)로 나타내어지는 Inverse difference normalized값이 1.020 이상이고,
하기 식 (3)으로 나타내어지는 Cluster Shade값이 -8.0×105 내지 8.0×105이고,
Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이고,
인장 강도가 980㎫ 이상인
것을 특징으로 하는 열간 압연 강판.
단, 상기 식 (A) 및 (B) 중의 각 원소 기호는, 당해 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타내고, 당해 원소를 함유하지 않는 경우는 0％를 대입한다.
여기서, 하기 식 (1) 내지 (5) 중의 P(i, j)는 그레이 레벨 공발생 행렬이고, 하기 식 (2) 중의 L은 상기 SEM 화상이 취할 수 있는 그레이 스케일의 레벨수이고, 하기 식 (2) 및 (3) 중의 i 및 j는 1 내지 상기 L의 자연수이고, 하기 식 (3) 중의 μx 및 μy는 각각 하기 식 (4) 및 (5)로 나타내어진다.
- 제1항에 있어서,
표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 열간 압연 강판. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량％로,
Ti: 0.001 내지 0.500％,
Nb: 0.001 내지 0.500％,
V: 0.001 내지 0.500％,
Cu: 0.01 내지 2.00％,
Cr: 0.01 내지 2.00％,
Mo: 0.01 내지 1.00％,
Ni: 0.01 내지 2.00％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0200％,
Mg: 0.0001 내지 0.0200％,
REM: 0.0001 내지 0.1000％,
Bi: 0.0001 내지 0.0200％,
As: 0.001 내지 0.100％,
Zr: 0.01 내지 1.00％,
Co: 0.01 내지 1.00％,
Zn: 0.01 내지 1.00％,
W: 0.01 내지 1.00％, 및
Sn: 0.01 내지 0.05％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 열간 압연 강판.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JPJP-P-2021-166958 | 2021-10-11 | ||
| JP2021166958 | 2021-10-11 | ||
| PCT/JP2022/034395 WO2023063010A1 (ja) | 2021-10-11 | 2022-09-14 | 熱間圧延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20240042470A true KR20240042470A (ko) | 2024-04-02 |
Family
ID=85987411
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020247006624A KR20240042470A (ko) | 2021-10-11 | 2022-09-14 | 열간 압연 강판 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPWO2023063010A1 (ko) |
| KR (1) | KR20240042470A (ko) |
| CN (1) | CN117940597A (ko) |
| WO (1) | WO2023063010A1 (ko) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024053701A1 (ja) * | 2022-09-08 | 2024-03-14 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2024080327A1 (ja) * | 2022-10-12 | 2024-04-18 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020044445A1 (ja) | 2018-08-28 | 2020-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法、冷延鋼板及びその製造方法、冷延焼鈍鋼板の製造方法、並びに溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103215516B (zh) * | 2013-04-09 | 2015-08-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法 |
| JP6152782B2 (ja) * | 2013-11-19 | 2017-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| JP6303782B2 (ja) * | 2014-05-08 | 2018-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR102609891B1 (ko) * | 2019-03-11 | 2023-12-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연강판 |
| JP7025668B2 (ja) | 2020-04-10 | 2022-02-25 | 品川リフラクトリーズ株式会社 | 水添加機構 |
-
2022
- 2022-09-14 WO PCT/JP2022/034395 patent/WO2023063010A1/ja active Application Filing
- 2022-09-14 CN CN202280060328.5A patent/CN117940597A/zh active Pending
- 2022-09-14 KR KR1020247006624A patent/KR20240042470A/ko unknown
- 2022-09-14 JP JP2023555042A patent/JPWO2023063010A1/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020044445A1 (ja) | 2018-08-28 | 2020-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法、冷延鋼板及びその製造方法、冷延焼鈍鋼板の製造方法、並びに溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Non-Patent Citations (3)
| Title |
|---|
| D. L. Naik, H. U. Sajid, R. Kiran, Metals 2019, 9, 546 |
| J. Webel, J. Gola, D. Britz, F. Mucklich, Materials Characterization 144 (2018) 584-596 |
| K. Zuiderveld, Contrast Limited Adaptive Histogram Equalization, Chapter VIII.5, Graphics Gems IV. P.S. Heckbert(Eds.), Cambridge, MA, Academic Press, 1994, pp.474-485 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2023063010A1 (ko) | 2023-04-20 |
| CN117940597A (zh) | 2024-04-26 |
| WO2023063010A1 (ja) | 2023-04-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6358406B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
| JP7239009B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP7243854B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2022044493A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2023063010A1 (ja) | 熱間圧延鋼板 | |
| WO2023149374A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2022044495A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP7260825B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2024053701A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2023063014A1 (ja) | 熱間圧延鋼板 | |
| WO2024048584A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2024080327A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP7440804B2 (ja) | 熱間圧延鋼板 | |
| WO2022044494A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2024095809A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| WO2022044492A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP7260824B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
| KR20230167417A (ko) | 열연 강판 |