KR101981875B1

KR101981875B1 - 열연 강판

Info

Publication number: KR101981875B1
Application number: KR1020177023367A
Authority: KR
Inventors: 히로시 슈토; 나츠코 스기우라; 미츠루 요시다; 다츠오 요코이; 마사유키 와키타
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2015-02-20
Filing date: 2016-02-22
Publication date: 2019-05-23
Also published as: WO2016132549A1; US20180044749A1; EP3260568B1; CN107250411A; BR112017017291A2; EP3260568A4; TW201638358A; US10913988B2; EP3260568A1; BR112017017291B1; KR20170106451A; CN107250411B; JP6365758B2; MX2017010598A; JPWO2016133222A1; WO2016133222A1; TWI599662B

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 성분을 갖고, 조직이, 면적률로, 합계로 80 내지 98％의 페라이트 및 베이나이트와, 2 내지 10％의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

Description

열연 강판

본 발명은, 가공성, 도장 후 내식성, 노치 피로 특성이 우수한 열연 강판에 관한 것이며, 특히, 신장 플랜지성, 도장 후 내식성 및 노치 피로 특성이 우수한 고강도 복합 조직 열연 강판에 관한 것이다.

최근 들어, 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 각종 부재의 경량화에 대한 요구에 대하여, 부재에 사용되는 철 합금 등의 강판의 고강도화에 의한 박육화나, Al 합금 등의 경금속의 각종 부재에 대한 적용이 진행되고 있다. 그러나, 강 등의 중금속과 비교한 경우, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다는 이점이 있기는 하지만, 현저하게 고가라는 결점이 있다. 그 때문에, Al 합금 등의 경금속의 적용은 특수한 용도에 한정되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 보다 저렴하며 또한 넓은 범위에 적용하기 위해서, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 요구되고 있다.

강판을 고강도화하면, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성이 열화된다. 그 때문에, 고강도 강판의 개발에 있어서, 재료 특성을 열화시키지 않고 고강도화를 도모하는 것이 중요한 과제이다. 특히, 내판 부재, 구조 부재, 섀시 부재 등의 자동차 부재로서 사용되는 강판은, 그 용도에 따라, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성, 내충격성 및 내식성 등이 요구되고, 이들 재료 특성과 강도를 양립시키는 것이 중요하다.

예를 들어, 자동차 부재 중, 차체 중량의 약 20％를 차지하는 구조 부재나 섀시 부재 등에 사용되는 강판은, 전단이나 펀칭 가공에 의해 블랭킹이나 천공을 행한 후, 신장 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이 실시된다. 그 때문에, 이들 강판에는, 양호한 신장 플랜지성이 요구된다.

상기 과제에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1에는, 마르텐사이트의 분율, 사이즈, 개수 밀도, 및 평균 마르텐사이트 간격을 규정한, 신장(연성)과 구멍 확장성이 우수한 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, 페라이트 및 제2상의 평균 입경과 제2상의 탄소 농도를 한정함으로써 얻어지는, 버링 가공성이 우수한 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 3에는, 750 내지 600℃의 온도 범위에서 2 내지 15초 유지 후에 저온에서 권취함으로써 얻어지는, 가공성, 표면 성상 및 판 평탄도가 우수한 열연 강판이 개시되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 1에서는 열연 종료 후의 1차 냉각 속도를 50℃/s 이상 확보해야만 하여 장치에 대한 부하가 높아진다. 또한, 1차 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하는 경우, 냉각 속도의 변동에 기인한 재질 변동이 발생하는 것이 문제가 된다.

또한, 상술한 바와 같이, 최근 들어, 자동차 부재에는, 고강도 강판의 적용에 대한 요구가 높아지고 있다. 고강도 강판을 냉간으로 프레스하여 성형하는 경우, 성형 중에 신장 플랜지 성형이 되는 부위의 에지로부터의 균열이 발생하기 쉬워진다. 이것은, 블랭크 가공 시에 펀칭 단부면에 도입되는 변형에 의해 에지부만 가공 경화가 진행되어버리기 때문이라고 생각된다. 종래, 신장 플랜지성의 시험 평가 방법으로서는, 구멍 확장 시험이 사용되어 왔다. 그러나, 구멍 확장 시험에서는 주위 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이르지만, 실제의 부품 가공에서는, 변형 분포가 존재하기 때문에, 파단부 주변의 변형이나 응력의 구배에 의한 파단 한계에 대한 영향이 존재한다. 따라서, 고강도 강판의 경우에는, 구멍 확장 시험에서는 충분한 신장 플랜지성을 나타내고 있었다고 해도, 냉간 프레스를 행한 경우에는, 변형 분포에 의해 균열이 발생하는 경우가 있었다.

특허문헌 1 내지 3에 개시된 기술에서는, 어느 발명에 있어서도 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 규정함으로써, 구멍 확장성을 향상시키는 것은 개시되어 있다. 그러나, 변형 분포를 고려한 경우에도 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 있는지 여부는 불분명하다.

자동차 부재에 있어서는, 휠이나 서스펜션 등의 중요 보안 부품 중, 천공부 등 응력 집중이 큰 부위가 있는 부품에 사용되는 경우에는, 상술한 신장 플랜지성에 더하여, 노치 피로 특성이 요구된다. 또, 부식에 의해 판 두께가 감소하면 부품의 강도 및 노치 피로 특성이 크게 열화되므로, 상기와 같은 부품에 사용되는 강재에는, 화성 처리 및 전착 도장 후의 내식성(도장 후 내식성)도 필요하다.

노치 피로 특성의 향상에 대해서는, 조직을, 페라이트상과 경질 제2상을 갖는 복합 조직으로 할 수 있으며 균열 전파 속도의 저감이 효과적인 것으로 보고되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 4에서는 미세한 페라이트를 주상으로 한 조직 중에 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트를 분산시킴으로써, 노치가 없는 재료의 피로 특성과 노치 피로 특성을 양립시킨 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에서는, 신장 플랜지성에 대하여 전혀 언급되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 5, 특허문헌 6에서는 복합 조직 중의 마르텐사이트의 애스펙트비를 높임으로써 균열 전파 속도를 저감시킬 수 있음이 보고되어 있다. 그러나, 이들은 모두 대상이 후판이므로, 박판의 프레스 성형을 행할 때에 필요해지는 양호한 신장 플랜지성을 구비하고 있지 않다. 그 때문에, 특허문헌 5 및 특허문헌 6에 기재된 강판을 자동차용 강판으로서 사용하는 것은 곤란하다.

또한, 특허문헌 4, 5, 6에서는 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직으로 하기 때문에, 페라이트 변태를 촉진시킬 목적으로 Si가 첨가되어 있는 경우가 많다. 그러나, Si를 함유하는 강판은, 적스케일(Si 스케일)이라 불리는 타이거 스트라이프상의 스케일 모양이 강판의 표면에 생성되고, 도장 후 내식성이 열화된다는 문제가 있었다.

이와 같이, 종래, 자동차 부재에 필요한 신장 플랜지성, 노치 피로 특성 및 도장 후 내식성을 모두 만족시키는 강판을 얻는 것은 곤란하였다.

일본 특허 공개 2013-19048호 공보 일본 특허 공개 2001-303186호 공보 일본 특허 공개 2005-213566호 공보 일본 특허 공개 평04-337026호 공보 일본 특허 공개 2005-320619호 공보 일본 특허 공개 평07-90478호 공보

본 발명은, 상술한 문제점을 감안하여 안출되었다.

본 발명은, 도장 후 내식성이 우수하며, 또한 엄격한 신장 플랜지성 및 노치 피로 특성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 있어서, 신장 플랜지성이란, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성의 지표인, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 시험을 행한 결과로서 얻어지는 플랜지의 한계 성형 높이 H(mm)와 인장 강도(MPa)의 곱으로 평가되는 값을 나타내고, 신장 플랜지성이 우수하다는 것은, 한계 성형 높이 H(mm)와 인장 강도(MPa)의 곱이 19500(mmㆍMPa) 이상인 것을 나타낸다.

또한, 노치 피로 특성이 우수하다는 것은, 노치 피로 시험에 의해 얻어지는 노치 피로 한도 FL(MPa)과 인장 강도 TS(MPa)의 비인 FL/TS가 0.25 이상인 것을 나타낸다. 또한, 고강도란, 인장 강도로 540MPa 이상인 것을 나타낸다. 또한, 도장 후 내식성이 우수하다는 것은, 도장 후 내식성의 지표인 최대 박리 폭이 4.0mm 이하인 것을 나타낸다.

또한, 종래, 신장 플랜지성이 향상되면, 연성이 저하되는 것으로 알려져 있다. 그러나, 본 발명의 열연 강판은, 신장 플랜지성을 향상시킨 다음에, 일반적으로 자동차 부재로서 요구되는 최저한의 연성인 TS×EL≥13500MPaㆍ％를 만족시킬 수 있다.

종래의 지견에 의하면, 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 개선은, 특허문헌 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 개재물 제어, 조직 균질화, 단일 조직화 및/또는 조직간의 경도차의 저감 등에 의해 행해지고 있었다. 바꿔 말하면, 종래, 광학 현미경에 의해 관찰되는 조직을 제어함으로써, 구멍 확장성 등의 개선이 도모되어 왔다.

그러나, 본 발명자들은, 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 제어해도 변형 분포가 존재하는 경우의 신장 플랜지성을 향상시킬 수 없음에 감안하여, 각 결정립의 입자 내의 방위차에 착안하며, 예의 검토를 진행하였다. 그 결과, 결정립 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에서 차지하는 비율을 일정한 범위로 제어함으로써, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있음을 알아내었다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 구성되어 있고, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 열연 강판은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.020 내지 0.070％, Mn: 0.60 내지 2.00％, Al: 0.10 내지 1.00％, Ti: 0.015 내지 0.170％, Nb: 0.005 내지 0.050％, Cr: 0 내지 1.0％, V: 0 내지 0.300％, Cu: 0 내지 2.00％, Ni: 0 내지 2.00％, Mo: 0 내지 1.00％, Mg: 0 내지 0.0100％, Ca: 0 내지 0.0100％, REM: 0 내지 0.1000％, B: 0 내지 0.0100％를 함유하고, Si: 0.100％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.0060％ 이하로 제한되며, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 조직이, 면적률로, 합계로 80 내지 98％의 페라이트 및 베이나이트와, 2 내지 10％의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, V: 0.010 내지 0.300％, Cu: 0.01 내지 1.20％, Ni: 0.01 내지 0.60％, Mo: 0.01 내지 1.00％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)의 열연 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, Mg: 0.0005 내지 0.0100％, Ca: 0.0005 내지 0.0100％, REM: 0.0005 내지 0.1000％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판에서는, 상기 화학 성분이, 질량％로, B: 0.0002 내지 0.0020％를 함유해도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판에서는, 인장 강도가, 540MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상이어도 된다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한, 신장 플랜지성 및 노치 피로 특성 및 도장 후 내식성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다.

도 1은, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 1/4t부(판 두께 방향으로 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치)에 있어서의 EBSD에 의한 해석 결과이다.
도 2는, 새들형 신장 플랜지 시험법에 사용하는, 새들형 형상의 성형품의 형상을 나타내는 도면이다.
도 3은, 노치 피로 특성을 평가하기 위하여 사용한 피로 시험편의 형상을 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 열연 강판(이하, 본 실시 형태에 따른 열연 강판이라 하는 경우가 있음)에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 화학 성분이, 질량％로, C: 0.020 내지 0.070％, Mn: 0.60 내지 2.00％, Al: 0.10 내지 1.00％, Ti: 0.015 내지 0.170％, Nb: 0.005 내지 0.050％를 함유하고, 필요에 따라, Cr: 1.0％ 이하, V: 0.300％ 이하, Cu: 2.00％ 이하, Ni: 2.00％ 이하, Mo: 1.00％ 이하, Mg: 0100％ 이하, Ca: 0.0100％ 이하, REM: 0.1000％ 이하, B: 0.0100％ 이하 중 1종 이상을 함유하며, Si: 0.100％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.005％ 이하, N: 0.0060％ 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 또한, 조직이, 면적률로, 합계로 80 내지 98％의 페라이트 및 베이나이트와, 2 내지 10％의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％이다.

먼저, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 각 성분의 함유량％는, 질량％이다.

C: 0.020 내지 0.070％

C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, C는 마르텐사이트의 생성에도 크게 영향을 미친다. 그 때문에, C 함유량의 하한을 0.020％로 한다. 바람직한 C 함유량의 하한은, 0.025％이며, 더 바람직한 C 함유량의 하한은, 0.030％이다. 한편, C 함유량이 0.070％ 초과가 되면, 신장 플랜지성이나 용접성이 열화된다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.070％로 한다. 바람직한 C 함유량의 상한은, 0.065％이며, 더 바람직한 C 함유량의 상한은, 0.060％이다.

Si: 0.100％ 이하

Si는, 스케일의 융점을 내리고, 스케일과 지철(모재)의 밀착성을 높이는 원소이다. Si 함유량이 많아지면, 스케일 모양이 발생하여 화성 처리성이 열화되고, 도장 후 내식성이 저하되는 원인이 된다. 그 때문에, Si 함유량을 제한할 필요가 있다. Si 함유량이 0.100％를 초과하면, 도장 후 내식성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, Si 함유량을 0.100％ 이하로 제한한다. 바람직한 Si 함유량의 상한은, 0.050％이며, 더 바람직한 Si 함유량의 상한은, 0.040％이다. Si 함유량은 0％여도 상관없다.

Mn: 0.60 내지 2.00％

Mn은, 고용 강화에 의해, 및/또는 강의 ?칭성을 향상시킴으로써, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Mn 함유량의 하한을 0.60％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 하한은, 0.70％이며, 더 바람직한 Mn 함유량의 하한은, 0.80％이다. 한편, Mn 함유량이 2.00％를 초과하면, 신장 플랜지성이 열화된다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 2.00％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 상한은, 1.50％이며, 더 바람직한 Mn 함유량의 상한은, 1.20％이다.

Al: 0.10 내지 1.00％

Al은, 용강의 탈산제로서 유효한 원소이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 있어서, 입자 내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 10 내지 60％로 제어하는 효과를 갖는 원소이다. 이것은 Al이 강판의 Ar3 온도를 대폭 상승시키는 효과를 갖고, Al을 함유시킴으로써 입자 내에 도입되는 변태 변형이 적어지는 것이 관계되어 있다고 생각된다. 이들 효과를 얻기 위해서, Al 함유량의 하한을 0.10％로 한다. 바람직한 Al 함유량의 하한은, 0.13％이며, 더 바람직한 Al 함유량의 하한은, 0.15％이다. 한편, Al 함유량이 1.00％를 초과하면, 인성이나 연성이 현저하게 열화되어 압연 중에 파단에 이르는 경우가 있다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 1.00％로 한다. 바람직한 Al 함유량의 상한은, 0.50％이며, 더 바람직한 Al 함유량의 상한은, 0.40％이다.

Ti: 0.015 내지 0.170％

Ti는, 탄화물로서 강 중에 미세하게 석출되고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ti는, 탄화물(TiC)을 형성함으로써 C를 고정하여, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Ti 함유량의 하한을 0.015％로 한다. 바람직한 Ti 함유량의 하한은, 0.020％이며, 더 바람직한 Ti 함유량의 하한은, 0.025％이다. 한편, Ti 함유량이 0.170％를 초과하면, 연성이 열화된다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.170％로 한다. 바람직한 Ti 함유량의 상한은, 0.150％이며, 더 바람직한 Ti 함유량의 상한은, 0.130％이다.

Nb: 0.005 내지 0.050％

Nb는, 탄화물로서 강 중에 미세하게 석출되고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Nb는, 탄화물(NbC)을 형성함으로써 C를 고정하여, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서, Nb 함유량의 하한을 0.005％로 한다. 바람직한 Nb 함유량의 하한은, 0.010％이며, 더 바람직한 Nb 함유량의 하한은, 0.015％이다. 한편, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면, 연성이 열화된다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한을 0.050％로 한다. 바람직한 Nb 함유량의 상한은, 0.040％이며, 더 바람직한 Nb 함유량의 상한은, 0.030％이다.

P: 0.050％ 이하

P는 불순물이다. P는 인성, 가공성, 용접성 등을 열화시키므로, 그 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그러나, P 함유량이 0.050％를 초과한 경우에 신장 플랜지성의 열화가 현저하므로, P 함유량은 0.050％ 이하로 제한하면 된다. 보다 바람직하게는, 0.030％ 이하이다. P의 하한은 특별히 정할 필요는 없지만, 과잉의 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않으므로, P 함유량의 하한을 0.005％ 이상으로 해도 된다.

S: 0.005％ 이하

S는, 열간 압연 시의 깨짐을 야기할 뿐만 아니라, 신장 플랜지성을 열화시키는 A계 개재물을 형성하는 원소이다. 그 때문에, S 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그러나, S 함유량이 0.005％를 초과한 경우에 신장 플랜지성의 열화가 현저하므로, S 함유량의 상한을 0.005％로 제한하면 된다. 보다 바람직하게는, 0.003％ 이하이다. S의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉의 저감은 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않으므로, S 함유량의 하한을 0.001％ 이상으로 해도 된다.

N: 0.0060％ 이하

N은, C보다도 우선적으로, Ti 및 Nb와 석출물을 형성하고, C의 고정에 유효한 Ti 및 Nb를 감소시키는 원소이다. 그 때문에, N 함유량은 낮은 것이 바람직하다. 그러나, N 함유량이 0.0060％를 초과한 경우에, 신장 플랜지성의 열화가 현저하므로, N 함유량의 상한을 0.0060％로 제한하면 된다. 보다 바람직하게는, 0.0050％ 이하이다.

이상의 화학 원소는, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 함유되는 기본 성분이며, 이들 기본 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하는 화학 조성이, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 성분에 더하여(잔부 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에 따른 열연 강판에서는, 추가로 필요에 따라 Cr, V, Cu, Ni, Mo, Mg, Ca, REM, B의 화학 원소(선택 원소)로부터 선택되는 1종 이상을 후술하는 범위에서 함유해도 된다. 이하의 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 그 함유량의 하한은 0％이다. 이들 선택 원소가 강 중에 불가피하게 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

여기서 불순물이란, 합금을 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료로부터, 또는 제조 공정의 각종 요인에 의해 강 중에 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 특성에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

Cr: 0 내지 1.0％

Cr은 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Cr을 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 1.0％를 초과하면, 그 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Cr을 함유시키는 경우에도, Cr 함유량의 상한을 1.0％로 하는 것이 바람직하다.

V: 0 내지 0.300％

V는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, V 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.300％를 초과하면 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, V를 함유시키는 경우에서도, V 함유량의 상한을 0.300％로 하는 것이 바람직하다.

Cu: 0 내지 2.00％

Cu는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량이 2.00％를 초과하면, 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Cu를 함유시키는 경우에서도, Cu 함유량의 상한을 2.00％로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu의 함유량이 1.20％를 초과하면, 강판의 표면에 스케일 기인의 흠이 발생하는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량의 상한을 1.20％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ni: 0 내지 2.00％

Ni는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 2.00％를 초과하면, 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 또한, 연성도 크게 저하된다. 따라서, Ni를 함유시키는 경우에도, Ni 함유량의 상한을 2.00％로 하는 것이 바람직하다. Ni의 함유량이 0.60％를 초과하면 연성이 열화되기 시작하므로, Ni 함유량의 상한을 0.60％로 하는 것이 보다 바람직하다.

Mo: 0 내지 1.00％

Mo는, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면, 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Mo를 함유시키는 경우에도, Mo 함유량의 상한을 1.00％로 하는 것이 바람직하다.

Mg: 0 내지 0.0100％

Mg는, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어함으로써, 강판의 가공성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Mg 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mg의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Mg을 함유시키는 경우에도, Mg 함유량의 상한을 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0 내지 0.0100％

Ca는, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어함으로써, 강판의 가공성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, Ca를 함유시키는 경우에도, Ca 함유량의 상한을 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

REM: 0 내지 0.1000％

REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점이 되고, 가공성을 열화시키는 원인이 되는 비금속 개재물의 형태를 제어함으로써, 강판의 가공성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, REM 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, REM의 함유량이 0.1000％를 초과하면 상기 효과는 포화되어 경제성이 저하된다. 따라서, REM을 함유시키는 경우에도, REM 함유량의 상한은 0.1000％로 하는 것이 바람직하다.

B: 0 내지 0.0100％

B는 입계에 편석되고, 입계 강도를 높임으로써 저온 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 B 함유량이 0.0100％를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐 아니라, 경제성이 저하된다. 그 때문에, B를 함유시키는 경우에도, B 함유량의 상한을 0.0100％로 하는 것이 바람직하다. 또한, B는 강력한 ?칭성 향상 원소이며, B 함유량이 0.0020％를 초과하는 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 60％ 초과가 되어버리는 경우가 있다. 따라서, B 함유량의 상한은 0.0020％인 것이 보다 바람직하다.

상기 이외의 원소에 대해서도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유해도 상관없다. 예를 들어, 본 발명자들은, Sn, Zr, Co, Zn, W는, 합계로 1％ 이하 함유해도 본 실시 형태에 있어서의 효과는 손상되지 않는 것을 확인하였다. 이들 원소 중 Sn은, 열간 압연 시에 흠이 발생할 우려가 있으므로 0.05％ 이하가 바람직하다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의 조직(금속 조직)에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 광학 현미경으로 관찰한 조직에 있어서, 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 80 내지 98％를 포함하고, 마르텐사이트를 2％ 내지 10％ 포함할 필요가 있다. 이러한 조직으로 함으로써, 강도와 신장 플랜지성을 높은 밸런스로 향상시킬 수 있다. 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이 80％ 미만이면, 강도와 신장 플랜지성의 밸런스가 저하되고, 한계 성형 높이 H(mm)와 인장 강도 TS(MPa)의 곱인 H×TS가 19500mmㆍMPa가 된다. 또한, 페라이트와 베이나이트의 합계 면적률이 98％ 초과이거나, 마르텐사이트의 면적률이 2％ 미만이면, 노치 피로 특성이 열화되고, FL/TS≥0.25를 만족시킬 수 없다. 또한, 마르텐사이트의 면적률이 10％ 초과이면, 신장 플랜지성이 저하된다. 페라이트 및 베이나이트 각각의 분율(면적률)은 한정할 필요는 없지만, 베이나이트 분율이 80％ 초과이면, 연성이 저하되는 경우가 있으므로, 베이나이트 분율은 80％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 70％ 미만이다.

페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 이외의 잔부 조직은, 특별히 한정할 필요는 없고, 예를 들어 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등이면 된다. 그러나, 신장 플랜지성의 열화를 억제한다는 이유에서, 잔부의 비율은 면적률로 10％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

조직 분율(면적률)은 이하의 방법에 의해 얻을 수 있다. 먼저, 열연 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭한다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻는다. 계속해서, 레페라 부식된 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 산출한다.

또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.

이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 광학 현미경으로 관찰되는 조직을 상술한 범위로 제어한 후에, 추가로 결정 방위 해석에 많이 사용되는 EBSD법(전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석법)을 사용하여 얻어지는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 제어할 필요가 있다. 구체적으로는, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 이 입계에 의해 둘러싸이며, 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 모든 결정립 중, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을, 면적률로, 10 내지 60％로 할 필요가 있다.

이러한 입자 내 방위차를 갖는 결정립은, 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 위해 유효하므로, 그의 비율을 제어함으로써, 원하는 강판 강도를 유지하면서, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있다. 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 10％ 미만이면 신장 플랜지성이 저하된다. 또한, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 면적률로 60％ 초과이면, 연성이 저하된다.

입자 내의 결정 방위차란, 그 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로 입자 내의 전위 밀도의 증가는 강도의 향상을 초래하는 한편, 가공성을 저하시킨다. 그러나, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°로 제어된 결정립이면 가공성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에서는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 10 내지 60％로 제어한다. 입자 내의 방위차가 5° 미만인 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하고, 입자 내의 방위차가 14° 초과인 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다.

먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해서, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대하여, 방위차 15° 이상이면서 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립이라 정의하고, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하여, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구한다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」를 사용하여 산출할 수 있다.

본 발명 있어서의 「입자 내 방위차」란, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Orientation Spread(GOS)」를 나타내고, 그 값은 비특허문헌 1에 기재되어 있는 바와 같이, 동일 결정립 내에 있어서 기준이 되는 결정 방위와 모든 측정점간의 미스오리엔테이션의 평균값으로서 구해진다. 본 실시 형태에 있어서, 기준이 되는 결정 방위는 동일 결정립 내의 모든 측정점을 평균화한 방위이며, GOS의 값은 EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표) Version 7.0.1」을 사용하여 산출할 수 있다.

도 1은, 본 실시 형태에 따른 열연 강판의, 1/4t부에 있어서의, 압연 방향 수직 단면의 100㎛×100㎛ 영역의 EBSD 해석 결과이다. 도 1에 있어서는, 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이는, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 영역이 흑색으로 나타나 있다.

본 실시 형태에 있어서, 신장 플랜지성은 새들형 성형품을 사용한, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 평가한다. 구체적으로는, 도 2에 도시한 바와 같은 직선부와 원호부로 이루어지는 신장 플랜지 형상을 모의한 새들형 형상의 성형품을 프레스 가공하고, 그 때의 한계 성형 높이에서 신장 플랜지성을 평가한다. 본 실시 형태의 새들형 신장 플랜지 시험에서는, 코너의 곡률 반경 R을 50 내지 60mm, 개방각 θ를 120°로 한 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 했을 때의 한계 성형 높이 H(mm)를 측정한다. 여기서, 클리어런스란, 펀칭 다이스와 펀치 간극과 시험편 두께의 비를 나타낸다. 클리어런스는 실제로는 펀칭 공구와 판 두께의 조합에 의해 결정되므로, 11％는, 10.5 내지 11.5％의 범위를 만족시키는 것을 의미한다. 한계 성형 높이의 판정은, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

종래 신장 플랜지 성형성에 대응한 시험법으로서 사용되고 있는 구멍 확장 시험은, 주위 방향의 변형이 거의 분포하지 않고 파단에 이르기 때문에, 실제의 신장 플랜지 성형 시와는 파단부 주변의 변형이나 응력 구배가 상이하다. 또한 구멍 확장 시험은, 판 두께 관통의 파단이 발생한 시점에서의 평가가 되는 등, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 되지 않았다. 한편, 본 실시 형태에서 사용한 새들형 신장 플랜지 시험에서는, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성을 평가할 수 있기 때문에, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 가능하다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판에 있어서, 페라이트나 베이나이트 등의 광학 현미경 조직에서 관찰되는 각 조직의 면적률과, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은 직접 관계되는 것은 아니다. 바꿔 말하면, 예를 들어 동일한 페라이트 면적률 및 베이나이트 면적률을 갖는 열연 강판이 있다고 해도, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 동일하다고는 할 수 없다. 따라서, 페라이트 면적률, 베이나이트 면적률 및 마르텐사이트 면적률을 제어한 것만으로는, 본 실시 형태에 따른 열연 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다. 이것은, 후술하는 실시예에서도 나타내는 바와 같다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, 예를 들어 이하와 같은 열간 압연 공정 및 냉각 공정을 포함하는 제조 방법에 의해 얻을 수 있다.

<열간 압연 공정에 대해서>

열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브를 가열하고, 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다. 슬래브 가열 온도는, 하기 식(a)으로 표시되는 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 식(a) 중의 [Ti], [C]는, 질량％에 의한 Ti, C의 함유량을 나타낸다.

본 실시 형태에 따른 열연 강판은, Ti를 함유하고 있고, 슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, Ti가 충분히 용체화하지 않는다. 슬래브 가열 시에 Ti가 용체화하지 않으면, Ti를 탄화물(TiC)로서 미세 석출시켜, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 것이 곤란해진다. 또한, 탄화물(TiC)을 형성함으로써 C를 고정하여, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. 한편, 슬래브 가열 공정에서의 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하되므로, 가열 온도는 1260℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 10％ 내지 60％로 하는 경우, 가열된 슬래브에 대하여 행해지는 열간 압연에 있어서, 마무리 압연의 후단(최종 3 패스)에서의 누적 변형을 0.5 내지 0.6으로 한 후에, 후술하는 냉각을 행하는 것이 유효하다. 이것은, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은 비교적 저온에서 파라 평형 상태에서 변태시킴으로써 생성하므로, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도를 어느 범위로 한정함과 함께 그 후의 냉각 속도를 어느 범위로 한정함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 생성을 제어할 수 있기 때문이다.

즉, 마무리 압연의 후단 3단에서의 누적 변형 및 그 후의 냉각을 제어함으로써, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 핵 생성 빈도 및 그 후의 성장 속도를 제어할 수 있으므로, 결과로서 얻어지는 체적 분율도 제어할 수 있다. 보다 구체적으로는, 마무리 압연에 의해 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 주로 핵 생성 빈도에 관련되고, 압연 후의 냉각 속도가 주로 성장 속도에 관련된다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.5 미만이면, 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 충분하지 않고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 또한, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.6 초과이면, 열간 압연 중에 오스테나이트의 재결정이 일어나고, 변태 시의 축적 전위 밀도가 저하된다. 이 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되어버리기 때문에 바람직하지 않다.

본 실시 형태에서 말하는 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형(εeff.)은, 이하의 식(1)에 의해 구할 수 있다.

여기서,

이며,

εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 당해 패스에서의 냉각 직전까지의 누적 시간을 나타내고, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

압연 종료 온도는, Ar3+30℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연 종료 온도를 Ar3+30℃ 미만으로 하면, 강판 중의 성분, 압연 온도의 변동에 의해, 조직의 일부에 있어서, 페라이트가 발생하고 있는 경우에, 페라이트에 가공이 가해질 우려가 있다. 이 가공된 페라이트는, 연성 저하의 원인이 되므로, 바람직하지 않다. 또한, 압연 온도가 Ar3+30℃ 미만이면, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 과잉이 되므로 바람직하지 않다.

또한, 열간 압연은, 조압연과 마무리 압연을 포함하지만, 마무리 압연은 복수의 압연기를 직선적으로 배치하여 1 방향으로 연속 압연하여 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용하는 것이 바람직하다.

Ar3은, 강판의 화학 성분에 기초하여, 하기 식(2)으로 산출할 수 있다.

여기서, [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], [Ni]은, 각각, C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni의 질량％에서의 함유량을 나타낸다. 함유되지 않은 원소에 대해서는, 0％로 하여 계산한다.

<냉각 공정에 대해서>

열간 압연 후의 열연 강판에 대하여 냉각을 행한다. 냉각 공정에서는 열간 압연이 완료된 열연 강판에 대하여, 10℃/s 이상의 냉각 속도로, 650 내지 750℃의 온도 영역까지 냉각시키고(제1 냉각), 이 온도 영역에서, 3 내지 10초간 유지하며, 그 후, 100℃ 이하까지 30℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각(제2 냉각)시키는 것이 바람직하다.

제1 냉각의 냉각 속도가 10℃/s 미만이면, 바람직한 온도 영역보다 고온에서 파라 평형에 의한 변태가 일어나고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 650℃ 미만이면, 바람직한 온도 영역보다 저온에서 파라 평형에 의한 변태가 일어나고, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 한편, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃ 초과이면, 바람직한 온도 영역보다 고온에서 파라 평형에 의한 변태가 일어나기 때문에, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 또한, 650 내지 750℃에서의 유지 시간이 3초 미만이어도, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 10％ 미만이 되므로 바람직하지 않다. 650 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 신장 플랜지성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워지므로 바람직하지 않다. 또한, 제2 냉각의 냉각 속도가 30℃/s 미만이면, 신장 플랜지성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워지므로 바람직하지 않다. 또한, 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 100℃ 초과이면, 마르텐사이트 분율이 2％ 미만이 되므로 바람직하지 않다.

제1 냉각, 제2 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 냉각 설비의 설비 능력을 고려하여 200℃/s 이하로 해도 된다.

상술한 제조 방법에 의하면, 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 면적률로 80 내지 98％ 포함하고, 마르텐사이트를 면적률로 2 내지 10％를 포함하고, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하고, 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％인 조직을 얻을 수 있다.

상술한 제조 방법에서는, 열간 압연 조건을 제어함으로써 오스테나이트에 가공 전위를 도입한 후에, 냉각 조건을 제어함으로써 도입된 가공 전위를 적절하게 남기는 것이 중요하다. 즉, 열간 압연 조건과 냉각 조건은 각각 영향을 미치기 때문에, 이러한 조건을 동시에 제어하는 것이 중요하다. 상기 이외의 조건에 대해서는 공지된 방법을 사용하면 되고, 특별히 한정할 필요는 없다.

또한, 상술한 조직의 면적률을 유지할 수 있는 것이면, 열처리를 행해도 문제없다.

실시예

이하, 본 발명의 열연 강판 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은, 물론 하기 실시예로 한정되는 것은 아니며, 전, 후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

본 실시예에서는, 먼저, 하기 표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제시켜 강편을 제조하고, 이 강편을 가열하여, 열간에서 조압연을 행한 후, 계속해서, 하기 표 2에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연 후의 판 두께는 2.2 내지 3.4mm였다. 표 2에 기재된, Ar3(℃)은 표 1에 나타낸 성분으로부터 다음 식(2)을 사용하여 구하였다.

또한, 마무리 3단의 누적 변형은 다음 식(1)으로부터 구하였다.

여기서,

이며,

표 1의 공란은, 분석값이 검출 한계 미만인 것을 의미한다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 각 조직의 조직 분율(면적률), 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다. 조직 분율(면적률)은 이하의 방법에 의해 구하였다. 먼저, 열연 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭하였다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 페라이트 및 펄라이트의 면적률, 및 베이나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 얻었다. 계속해서, 레페라 부식된 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대하여, 화상 해석을 행함으로써, 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률을 산출하였다.

또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 잔류 오스테나이트의 체적률은 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 하였다.

이 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 각각의 면적률을 얻었다.

또한, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정하였다. 먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t부)의 압연 방향 수직 단면에 대해서, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻었다. 여기서 EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 사용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시하였다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대하여, 방위차 15° 이상이면서 원 상당 직경으로 0.3㎛ 이상의 영역을 결정립으로 정의하고, 결정립의 입자 내의 평균 방위차를 계산하여, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구하였다. 상기에서 정의한 결정립이나 입자 내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록 상표)」를 사용하여 산출하였다.

결과를 표 3에 나타낸다. 표 중의, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 이외의 조직은, 펄라이트 또는 잔류 오스테나이트였다. 또한, 시험 No.51은, 압연 중에 균열이 발생했기 때문에, 그 후의 시험을 할 수 없었다.

이어서, 인장 시험에 있어서, 인장 강도와 연성을 구하였다. 본 발명에 있어서, 기계적 성질 중 인장 강도 특성(인장 강도(TS), 연성(El))은, 판 폭의 1/4W 또는 3/4W 위치에 있어서, 압연 방향에 직행하는 방향을 긴 쪽으로 하여 채취한 JIS Z 2241(2011)의 5호 시험편을 사용하고, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 평가하였다. 시험 결과, TS가 540MPa 이상이면, 충분한 강도라고 판단하고, TS×El이 13500MPaㆍ％ 이상인 경우에, 충분한 연성을 갖는다고 판단하였다.

결과를 표 4에 나타낸다.

이어서, 새들형 신장 플랜지 시험에 의해, 한계 성형 높이를 구하였다. 또한, 인장 강도(MPa)와 한계 성형 높이(mm)의 곱을 신장 플랜지성의 지표로 하여 평가를 행하고, 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 우수하다고 판단하였다. 새들형 신장 플랜지 시험은, 코너의 곡률 반경을 R 60mm, 개방각 θ를 120°로 한 도 2에 도시한 바와 같은 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 하여 행하였다. 또한, 한계 성형 높이는, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 하였다.

결과를 표 4에 나타낸다.

이어서, 압연 방향에 직행하는 방향의 노치 피로 특성을 평가하기 위해서, 인장 시험편 채취 위치와 동일한 위치로부터 압연 방향에 직행하는 방향이 긴 변이 되도록 도 3에 나타내는 형상의 피로 시험편을 채취하여 피로 시험을 행하였다. 도 3에 기재된 피로 시험편은 노치재의 피로 강도를 얻기 위해 제작된 노치 시험편이다. 피로 시험편은 최표층보다 0.05mm 정도의 깊이까지 연삭하였다. 응력비 R=0.1, 주파수 5Hz에서 응력 제어축 피로 시험을 행하여, 1000만회 후에 파단되지 않는 응력을 노치 피로 한도(FL)라고 정의하고, 노치 피로 특성을 평가하였다. 시험 결과, FL/TS≥0.25를 만족시키는 경우에, 노치 피로 특성이 우수하다고 판단하였다. 결과를 표 4에 나타낸다.

이어서, 화성 처리성과 도장 후 내식성을 평가하였다.

구체적으로는, 먼저, 제조한 강판을 산세한 후에 2.5g/m²의 인산아연 피막을 부착시키는 인산 화성 처리를 실시하고, 이 단계에서 화성 처리성의 평가로서, 스케의 유무와 P비의 측정을 실시하였다. 스케는, 화성 처리 피막이 부착되지 않은 부분이며, P비는, X선 회절 장치를 사용하여 측정되는, 포스포필라이트(100)면의 X선 회절 강도 P와, 호파이트(020)면의 X선 회절 강도 H의 비인 P/(P+H)로 표시되는 값이다.

인산 화성 처리는 인산과 Zn 이온을 주성분으로 한 약액을 사용하는 처리이며, 강판으로부터 용출되는 Fe 이온 사이에서, 포스포필라이트(FeZn₂(PO₄)₂ㆍ4H₂O)라고 불리는 결정을 생성하는 화학 반응이다. 그리고, 인산 화성 처리의 기술적인 포인트는,

(1) Fe 이온을 용출시켜 반응을 촉진시키는 것과,

(2) 포스포필라이트 결정을 강판 표면에 치밀하게 형성하는 데에 있다.

특히 (1)에 대해서는, 강판 표면에 Si 스케일의 형성에 기인하는 산화물이 잔존하고 있으면, Fe의 용출이 방해되어, 스케라고 불리는 화성 피막이 부착되지 않은 부분이 나타나거나, Fe가 용출되지 않음으로써, 호파이트: Zn₃(PO₄)₂ㆍ4H₂O라고 불리는 철 표면에는 원래 형성되지 않는 이상한 화성 처리 피막이 형성되어, 도장 후의 성능을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 인산에 의해 강판 표면의 Fe가 용출되어 Fe 이온이 충분히 공급되도록 표면을 정상으로 하는 것이 중요해진다.

주사형 전자 현미경에 의한 관찰에서 스케의 유무를 판단하였다. 구체적으로는, 1000배의 배율로 20 시야 정도 관찰하고, 전체면 균일 부착되어 있어 스케를 확인할 수 없는 경우를 스케 없음으로 하여 「A」라고 하였다. 또한, 스케를 확인할 수 있었던 시야가 5％ 이하이면 경미로 하여 「B」라고 하였다. 5％ 초과는 스케 있음으로 하여 「C」라고 평가하였다. C인 경우에는, 화성 처리성이 열악하다고 판단하였다.

한편, P비는 X선 회절 장치를 사용하여 측정할 수 있다. 포스포필라이트(100)면의 X선 회절 강도 P와, 호파이트(020)면의 X선 회절 강도 H의 비를 취하고, P비=P/(P+H)로서 평가하였다. P비는 화성 처리를 행하여 얻어진 피막 중의 호파이트와 포스포필라이트의 비율을 나타내는 것으로, P비가 높을수록 포스포필라이트가 많이 포함되고, 포스포필라이트 결정이 강판 표면에 치밀하게 형성되어 있는 것을 의미하고 있다. 일반적으로는 P비≥0.80인 것이, 내식 성능이나 도장 성능을 만족시키기 위해 요구되고 있으며, 또한 융설염 살포 지역 등의 엄격한 부식 환경 하에서는, P비≥0.85인 것이 요구된다. 따라서, 이 P비가 0.80 미만이면 화성 처리성이 열위하다고 하였다. 결과를 표 4에 나타낸다.

다음으로 도장 후 내식성에 대해서, 이하의 방법으로 평가하였다.

먼저, 화성 처리 후의 강판에 25㎛ 두께의 전착 도장을 행하고, 170℃×20분의 도장 베이킹 처리를 행한 후, 선단부가 뾰족한 나이프로 전착 도막을 지철(모재)에 도달할 때까지 길이 130mm의 절입을 만들었다. 그리고, 이 강판에 대하여, JIS Z 2371에 개시되는 염수 분무 조건에서, 35℃의 온도에서의 5％ 염수 분무를 700시간 계속 실시하였다. 염수 분무 후, 절입부 상에, 폭 24mm의 테이프(니치반 405A-24 JIS Z 1522)를 절입부에 평행하게 130mm 길이로 붙이고, 이것을 박리시킨 경우의 최대 도막 박리 폭을 측정하였다. 이 최대 도막 박리 폭이 4.0mm 초과이면 도장 후 내식성이 열위하다고 하였다. 결과를 표 4에 나타낸다.

표 3, 표 4의 결과로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 바람직한 조건에서 열간 압연한 경우(시험 No.1 내지 32)에는, 강도가 540MPa 이상이며, 또한 신장 플랜지성의 지표가 19500mmㆍMPa 이상이고, TS×El이 13500MPaㆍ％이며, FL/TS≥0.25이고, 최대 도막 박리 폭이 4.0mm인, 신장 플랜지성, 도장 후 내식성 및 노치 피로 특성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어졌다.

한편, 시험 No.34 내지 39, 41, 43은, 제조 조건이 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 조직 및 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율 중 어느 것, 또는 양쪽이 본 발명의 범위를 만족시키지 않은 예이다. 이들 예에서는, 연성, 신장 플랜지성, 노치 피로 특성 중 어느 것이 목표값을 만족시키지 못하였다.

또한, 시험 No.44 내지 57은 화학 성분이 본 발명의 범위 밖이었기 때문에, 강도, 연성, 신장 플랜지성, 노치 피로 특성 중 어느 것이 목표값을 만족시키지 못한 예이다.

본 발명에 따르면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성, 노치 피로 특성 및 도장 후 내식성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공할 수 있다. 이들 강판은, 자동차의 연비 향상 등에 기여하기 때문에, 산업상 이용 가능성이 높다.

Claims

화학 성분이, 질량％로,
C: 0.020 내지 0.070％,
Mn: 0.60 내지 2.00％,
Al: 0.10 내지 1.00％,
Ti: 0.015 내지 0.170％,
Nb: 0.005 내지 0.050％,
Cr: 0 내지 1.0％,
V: 0 내지 0.300％,
Cu: 0 내지 2.00％,
Ni: 0 내지 2.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
Mg: 0 내지 0.0100％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
REM: 0 내지 0.1000％,
B: 0 내지 0.0100％
를 함유하고,
Si: 0.100％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.005％ 이하,
N: 0.0060％ 이하,
로 제한하고,
잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고;
조직이, 면적률로, 합계로 80 내지 98％의 페라이트 및 베이나이트와, 2 내지 10％의 마르텐사이트를 포함하며;
상기 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하여, 상기 입계에 의해 둘러싸이며, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우, 입자 내의 방위차가 5 내지 14°인 상기 결정립의 비율이, 면적률로, 10 내지 60％인;
것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
V: 0.010 내지 0.300％,
Cu: 0.01 내지 1.20％,
Ni: 0.01 내지 0.60％,
Mo: 0.01 내지 1.00％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
Mg: 0.0005 내지 0.0100％,
Ca: 0.0005 내지 0.0100％,
REM: 0.0005 내지 0.1000％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
B: 0.0002 내지 0.0020％
를 함유하는
것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
인장 강도가, 540MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제3항에 있어서,
상기 화학 성분이, 질량％로,
B: 0.0002 내지 0.0020％
를 함유하는
것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제3항에 있어서,
인장 강도가, 540MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제4항에 있어서,
인장 강도가, 540MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제6항에 있어서,
인장 강도가, 540MPa 이상이며, 또한 상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 19500mmㆍMPa 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.