KR102195685B1 - 열연 강판 - Google Patents

Abstract

이 열연 강판은, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.075％ 미만, Si+Al: 0.08％ 내지 0.40％, Mn: 0.5％ 내지 2.0％, Ti: 0.020％ 내지 0.150％를 포함하고, 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖고, 상기 금속 조직에서는, 면적％로, 페라이트가 90％ 내지 98％, 마르텐사이트가 2％ 내지 10％, 베이나이트가 0％ 내지 3％, 펄라이트가 0％ 내지 3％이고, 상기 마르텐사이트에서는, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율이 10％ 이하이고, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비, N1/N2가 0.8 내지 1.2이다.

Description

열연 강판

본 발명은, 열연 강판에 관한 것이다.

근년, 세계적인 환경 의식의 고조로부터, 자동차 분야에서는 이산화탄소 배출량의 삭감이나 연비의 향상이 강하게 요구되고 있다. 예를 들어, 이러한 과제에 대해서는 차체 중량의 저감이 매우 유효하며, 고강도 강판을 차체에 적용하여 차체 중량을 저감하고 있다. 그 때문에, 이산화탄소 배출량을 삭감하기 위해, 종래의 열연 강판을 고강도 열연 강판으로 치환하거나, 고강도 열연 강판의 강도를 더욱 높이거나 하는 것이 강하게 요망되고 있다.

현재, 자동차의 서스펜션 부품에는, 인장 강도가 440 내지 590㎫급인 고강도 열연 강판이 사용되고 있다. 그러나 이러한 고강도 열연 강판을 자동차 부재에 적용하여 부재 중량(부재 두께)을 저감시키면, 부재의 강성이 저하된다.

또한, 부하 응력이 증가하면, 부재의 피로 특성이 저하되거나 부재의 내구성이 저하되거나 하는 경우도 있다.

그 때문에, 부하 응력이나 응력 집중을 저감시킬 수 있는 구조를 부재에 적용하여 부재의 강성 및 내구성을 높이고 있다. 이 경우, 복잡한 형상의 부재를 성형에 의해 얻기 위해, 열연 강판에는 매우 높은 성형성이 필요해진다.

서스펜션 부재의 프레스 성형에 있어서는, 버링 가공, 신장 플랜지 가공, 연신 가공 등 복수의 가공이 열연 강판에 대해 실시되어, 이들 가공에 대응한 가공성이 열연 강판에 요구된다.

일반적으로, 버링 가공성과 신장 플랜지 가공성은, 구멍 확장 시험에서 측정되는 구멍 확장률과 상관이 있다. 즉, 연신율과 구멍 확장성이 우수한 고강도 열연 강판을 서스펜션 부재에 적용함으로써, 판 두께의 저감에 의한 부재 중량의 저감과 부재 강성의 향상을 동시에 달성할 수 있어, 이산화탄소 배출량을 더욱 삭감할 수 있다.

일반적으로, 서스펜션 부재용 고강도 열연 강판으로서, 페라이트와 마르텐사이트를 주로 포함하는 Dual Phase 강(이하, DP 강이라고 표기함)을 들 수 있다. 이 DP 강은, 강도가 높고, 연신율이 우수하다. 그러나 DP 강에서는, 페라이트와 마르텐사이트의 강도 차가 크기 때문에, 성형 중에 마르텐사이트 근방의 페라이트 내에 변형이나 응력이 집중되어, 크랙이 발생한다. 그 때문에, DP 강의 구멍 확장성은 낮다. 이 지견을 기초로, 조직 사이의 강도 차를 저감시켜 구멍 확장률을 높인 열연 강판이 개발되고 있다.

특허문헌 1에는, 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트를 주로 포함하고, 높은 강도와 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판이 개시되어 있다. 이 강판은 실질적으로 단일의 조직을 갖기 때문에, 변형이나 응력이 집중되기 어려워, 구멍 확장률이 높다. 그러나 그 강판은, 베이나이트나 베이니틱 페라이트를 주로 포함하는 단일 조직 강이기 때문에, 연신율이 크게 떨어진다. 그 때문에, 특허문헌 1에서는, 우수한 연신율과 우수한 구멍 확장성을 동시에 달성하지는 못했다.

근년에는, 연신율이 우수한 페라이트를 단일의 조직으로서 이용하고, Ti, Mo 등의 탄화물에 의해 강도를 높인 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 2 내지 4). 그러나 특허문헌 2에 개시된 강판은 다량의 Mo를 함유하고, 특허문헌 3에 개시된 강판은 다량의 V를 함유한다. 또한, 특허문헌 4에 개시된 강판에서는, 결정립을 미세화하기 위해, 압연의 도중에 냉각할 필요가 있다. 그 때문에, 특허문헌 2 내지 4와 같은 종래 기술에서는, 합금 비용이나 제조 비용이 높아진다. 또한, 특허문헌 2 내지 4에 개시된 강판에서는, 페라이트 자체의 강도를 크게 높이고 있기 때문에 연신율이 떨어져 있다. 이들 강판의 연신율은, 베이나이트나 베이니틱 페라이트를 주로 포함하는 단일 조직 강의 연신율보다 높지만, 연신율과 구멍 확장성의 밸런스가 반드시 충분한 것은 아니었다.

또한, 특허문헌 5에는, DP 강에 있어서의 마르텐사이트 대신에 베이나이트를 사용하여, 경질 상과 페라이트 사이의 강도 차를 작게 함으로써 구멍 확장성을 높인 복합 조직 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 6에는, 페라이트와 템퍼링 마르텐사이트를 주로 포함하고, 강도를 높이기 위해 베이나이트를 이용한 강판이 개시되어 있다. 이 강판에서는, 템퍼링 마르텐사이트와 페라이트 사이의 경도 차를 작게 하여 구멍 확장성을 높이고 있다. 그러나 이들 특허문헌 5 및 6에서는, 강도를 확보하기 위해 베이나이트의 면적률을 높인 결과, 연신율이 떨어져, 연신율과 구멍 확장성의 밸런스가 충분하지는 않았다. 또한, 특허문헌 6에서는, 냉간 압연과 그 후의 어닐링 및 냉각이 필요하기 때문에, 제조 비용이 증가한다.

우수한 피로 강도를 필요로 하는 부재에는, 종래, 세립 강화나 고용 강화에 의해 피로 강도를 높인 강판이 사용되어 왔다.

예를 들어, 특허문헌 7 내지 10에서는, 내 피로 특성이 우수한 강판을 얻기 위해, 세립 강화가 적용되어 있다. 구체적으로는, 특허문헌 7 및 특허문헌 8에는, 평균 페라이트 입경을 2㎛ 미만까지 작게 한 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 9에는, 폴리고날 페라이트의 평균 결정 입경이 판 두께 중심으로부터 표층을 향해 점차 작아지는 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 10에는, 마르텐사이트 조직의 평균 블록 직경을 3㎛ 이하까지 작게 한 강판이 개시되어 있다.

또한, 예를 들어 비특허문헌 1에는, 세립 강화, 석출 강화, 고용 강화의 순서로 항복 강도의 증가량에 대한 피로 한도의 증가량이 커지는 것이 개시되어 있다. 비특허문헌 2에는, 강 중의 Cu가 고용물(용질)로부터 석출물로 변화되면, 피로 한도비가 저하되는 것이 개시되어 있다. 이와 같이, 석출물이 증가하면 고용물(용질)이 감소하기 때문에, 우수한 피로 강도를 필요로 하는 부재에서는, 가능한 한 피로 강도를 높일 수 있도록 석출물의 양을 제한하고 있었다. 결과적으로, 우수한 피로 강도를 필요로 하는 부재에는, 고용 강화에 의해 피로 강도를 높인 강판이 우선적으로 사용되어 왔다.

일본 특허 공개 제2003-193190호 공보 일본 특허 공개 제2003-089848호 공보 일본 특허 공개 제2007-063668호 공보 일본 특허 공개 제2004-143518호 공보 일본 특허 공개 제2004-204326호 공보 일본 특허 공개 제2007-302918호 공보 일본 특허 공개 평11-92859호 공보 일본 특허 공개 평11-152544호 공보 일본 특허 공개 제2004-211199호 공보 일본 특허 공개 제2010-70789호 공보

아베 다카시 외 : 철과 강, Vol.70(1984), No.10, p.145 T.Yokoi 외 : Journal of Materials Science, Vol. 36(2001), p.5757

본 발명은, 상술한 문제점에 비추어 안출되고, 본 발명의 과제는, 강도와 연신율과 구멍 확장성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 다른 과제는, 강도와 연신율과 구멍 확장성과 피로 강도가 우수한 고강도 열연 강판을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 화학 조성 및 금속 조직이 연신율에 미치는 영향과 화학 조성 및 금속 조직이 구멍 확장성에 미치는 영향에 대해 예의 연구를 거듭한 결과, 화학 조성을 최적화하고, 페라이트 및 마르텐사이트를 주로 포함하는 금속 조직을 얻어, 이 금속 조직 중에 경질인 마르텐사이트와 비교적 연질인 마르텐사이트를 혼재시킴으로써, 강도뿐만 아니라 연신율 및 구멍 확장성도 높일 수 있음을 밝혀냈다. 또한, 본 발명자들은, 석출물로서 Ti 탄화물을 이용하고, 이 Ti 탄화물의 입경을 제어함으로써, 고용물(고용 C 및 고용 Ti) 대신에 석출물(Ti 탄화물)을 이용해도, 고용 강화에 의해 얻어지는 피로 강도보다 높은 피로 강도를 강판에 부여할 수 있음을 밝혀냈다.

즉, 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 태양에 관한 열연 강판은, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.075％ 미만, Si+Al: 0.08％ 내지 0.40％, Mn: 0.5％ 내지 2.0％, Ti: 0.020％ 내지 0.150％, Nb: 0％ 내지 0.06％, Mo: 0％ 내지 1.0％, V: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.0％, B: 0％ 내지 0.005％, Cu: 0％ 내지 1.2％, Ni: 0％ 내지 0.80％, Cr: 0％ 내지 1.5％, Ca: 0％ 내지 0.005％, REM: 0％ 내지 0.050％, P: 0％ 내지 0.040％, S: 0％ 내지 0.0100％, N: 0％ 내지 0.0100％이고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖고, 상기 금속 조직에서는, 면적％로, 페라이트가 90％ 내지 98％, 마르텐사이트가 2％ 내지 10％, 베이나이트가 0％ 내지 3％, 펄라이트가 0％ 내지 3％이고, 상기 마르텐사이트에서는, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율이 10％ 이하이고, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비, N1/N2가 0.8 내지 1.2이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 화학 조성이, 질량％로, Nb: 0.005％ 내지 0.06％, Mo: 0.05％ 내지 1.0％, V: 0.02％ 내지 1.0％, W: 0.1％ 내지 1.0％, B: 0.0001％ 내지 0.005％, Cu: 0.1％ 내지 1.2％, Ni: 0.05％ 내지 0.8％, Cr: 0.01％ 내지 1.5％, Ca: 0.0005％ 내지 0.0050％, REM: 0.0005％ 내지 0.0500％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판에서는, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 하기 식(a)에 의해 계산되는 Tief의 40％ 이상이어도 된다.

(4) 상기 (3)에 기재된 열연 강판에서는, 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상이어도 된다.

본 발명의 (1) 내지 (4)의 태양에 관한 열연 강판은, 강도가 높을 뿐만 아니라 연신율과 구멍 확장성이 우수하기 때문에, 엄격한 가공이 요구되는 경우라도 용이하게 부재로 성형할 수 있다. 그 때문에, 본 태양에 관한 열연 강판은, 자동차에 있어서의 서스펜션 부재나 그 밖의 엄격한 가공이 요구되는 부재에 널리 적용할 수 있다. 또한, 본 태양에 관한 열연 강판으로부터 얻어지는 부재는, 작은 판 두께라도 높은 내구성을 갖고 있기 때문에, 차체 중량을 현저하게 저감시킬 수 있다. 따라서, 본 태양에 관한 열연 강판은, 판 두께의 저감을 통해 차체 중량을 효과적으로 감소시키기 때문에, 이산화탄소 배출량을 현저하게 저감시킬 수 있다. 또한, 본 발명의 (4)의 태양에 관한 열연 강판은, 높은 강도와 우수한 연신율 및 구멍 확장성뿐만 아니라 우수한 피로 강도도 갖고 있기 때문에, 강한 반복 하중이 가해지는 부재의 수명을 더욱 연장시킬 수도 있다. 그 때문에, (4)의 태양의 열연 강판은, (1) 내지 (3)의 태양의 열연 강판보다 더 많은 종류의 부재에 적합하게 적용할 수 있다.

도 1은 Ti 탄화물 전체에 대한 7 내지 20㎚의 Ti 탄화물의 비율과 (c-YP)/YP의 관계의 일례를 나타내는 도면이다.
도 2는 저사이클 피로 시험에 있어서의 시험편의 치수 및 형상을 나타내는 도면이다.
도 3은 반복 응력 변형 곡선으로부터 반복 항복 응력을 결정하는 방법을 나타내는 도면이다.

먼저, 본 발명자들에 의한 검토 결과와, 이 검토 결과로부터 얻어진 새로운 지견에 대해 설명한다.

DP 강은, 연질인 페라이트 중에 페라이트보다 경질인 마르텐사이트를 분산시킨 강판이며, 강도 외에도 연신율도 높다. 그러나 DP 강의 구멍 확장성은 매우 낮다. DP 강이 변형될 때에는, 페라이트와 마르텐사이트의 강도 차에 의해 DP 강 중에 변형이나 응력이 집중되어, 연성 파괴를 야기시키는 보이드가 생성되기 쉽다. 그러나 보이드가 생성되는 메커니즘은 상세하게 조사되어 있지 않아, DP 강의 마이크로 조직과 연성 파괴의 관계는 반드시 명확한 것은 아니었다.

구멍 확장 가공에 있어서의 균열의 발생 및 진전은, 보이드의 생성, 성장, 연결을 소과정으로 하는 연성 파괴에 의해 야기된다.

그래서 본 발명자들은, 다양한 조직을 갖는 DP 강을 사용하여, 가공 시에 있어서의 보이드의 생성 메커니즘과 구멍 확장성을 상세하게 조사하였다. 그 결과, 증가(성장) 및 연결을 통해 DP 강을 파단시키는 보이드의 대부분은, 마르텐사이트의 취성 파괴 또는 연성 파괴에 의해 생성되는 것이 밝혀졌다.

또한, 본 발명자들은, 마르텐사이트의 내부 조직과 마르텐사이트 근방의 페라이트의 파괴 용이성, 즉 보이드의 생성 용이성의 관계를 상세하게 검토하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 보이드의 생성 용이성은, 마르텐사이트의 내부 조직(고용 탄소량 등)에 강하게 영향을 받는 것을 알아냈다.

또한, 마르텐사이트 중에 과포화로 존재하는 고용 탄소는, 마르텐사이트의 강도를 크게 높이는 한편, 마르텐사이트의 취성 파괴를 일어나기 쉽게 하고 있음을 알 수 있었다. 이 고용 탄소는, 마르텐사이트의 경도를 높이는 주 요인이지만, 고용 탄소를 직접 안정적으로 측정하는 것은 매우 곤란하기 때문에, 본 검토 및 후술하는 실시 형태에서는, 마르텐사이트 중의 고용 탄소의 양 대신에 마르텐사이트의 경도를 마르텐사이트의 내부 조직으로 간주하고 있다. 마르텐사이트의 경도가 10.0㎬ 이상이면, 변형의 초기 단계에 있어서의 극히 근소한 변형으로 마르텐사이트가 취성 파괴되어 보이드가 생성된다. 그 때문에, 10.0㎬ 이상의 경도의 마르텐사이트 입자는, DP 강의 구멍 확장성을 크게 저해한다. 따라서, 보이드의 생성을 억제하기 위해서는, 마르텐사이트를 연질화시키는 것이 유효하다.

마르텐사이트를 연질화시키기 위해서는, 템퍼링 등의 열처리에 의해 철 탄화물을 석출시켜, 고용 탄소량을 저감시키는 것이 유효하다. 그러나 철 탄화물의 석출에 의해 고용 탄소량을 저감시킨 마르텐사이트는, 강도가 낮아, DP 강의 강도를 저하시킨다. 이 경우, 강도의 저하를 보충하기 위해서는, 마르텐사이트의 면적률을 높일 필요가 있다. 그러나 마르텐사이트의 면적률을 높이면 높은 연성을 갖는 페라이트의 면적률이 저하되어 버리기 때문에, DP 강의 연성이 저하되어, 연신율이나 구멍 확장성이 충분하지 않다.

그 때문에, 본 발명자들은, 강도와 연신율과 구멍 확장성을 동시에 높이는 금속 조직을 예의 검토하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 마르텐사이트의 내부 조직을 변화시켜 경질인 마르텐사이트의 양과 비교적 연질인 마르텐사이트의 양을 제어함으로써, 강도와 연신율과 구멍 확장성을 동시에 높일 수 있음을 밝혀냈다. 이하에 얻어진 지견을 설명한다.

8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자(경질인 마르텐사이트)는, DP 강의 강도를 크게 높이지만, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자(매우 경질인 마르텐사이트)보다 변형능이 높아, 취성 파괴되지 않기 때문에, 비교적 보이드를 형성하기 어렵다. 그러나 마르텐사이트가 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자만으로 이루어지는 DP 강을 본 발명자들이 검토한 바, 변형량의 증가와 함께 보이드의 양이 증가하여, 최종적으로는 다량의 보이드에 의해 높은 구멍 확장성을 얻지는 못하였다.

한편, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자(비교적 연질인 마르텐사이트)는, 매우 높은 변형능을 갖고 있어, 높은 변형을 부여해도 파단되지 않아, 극히 보이드를 형성하기 어렵다. 이 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자도 DP 강의 강도를 높이지만, 그 강도의 증가량은, 8.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자에 의한 강도의 증가량보다 작다. 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자는, 보이드를 생성시킬 수 있기 때문에, 구멍 확장성을 저하시킬 가능성이 있지만, 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 양을 일정량 이하로 제한하면, 보이드의 생성량이 적기 때문에, 구멍 확장성이 거의 저하되지 않는다. 그 때문에, 구멍 확장성이 크게 저하되지 않는 양까지 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 양을 증가시켜 DP 강의 강도를 가능한 한 높여, 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 양에 따라서 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자를 증가시켜 DP 강의 강도를 유지한 채 변형능을 더 높이면, DP 강에 있어서, 높은 강도와 높은 구멍 확장성과 높은 연신율을 양립할 수 있다. 즉, 비교적 연질인 마르텐사이트의 양에 대한 경질인 마르텐사이트의 양의 비율이 원하는 비율이면, 높은 강도와 높은 구멍 확장성과 높은 연신율을 양립할 수 있다. 또한, 후술하는 실시 형태에서는, 강도를 높이기 위해 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자를 주로 활용하고 있지만, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자는, 극히 보이드를 생성시키기 쉽기 때문에, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 양을 가능한 한 저감시키고 있다.

또한, 본 발명자들은, 강판의 피로 특성에 대해서도 검토하였다. 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율이 증가하면, 저사이클 특성 및 고사이클 특성이 보다 양호해진다. 그 때문에, 후술하는 실시 형태에서는, 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율을 피로 강도로서 정의하고 있다. 여기서, 반복 항복 응력(c-YP)은, 후술된 소정의 반복 변형 후에 있어서의 변형에 대한 저항력, 즉, 피로에 대한 저항력을 의미한다. 본 발명자들은, 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율이 0.90 이상이면, 낮은 항복 응력(YP)이라도 피로에 대한 저항력이 높기 때문에, 강판의 피로 특성을 희생시키는 일 없이 프레스 성형 시의 생산성을 높일 수 있음을 알아냈다.

또한, 상술한 바와 같이, 석출 강화에 의한 피로 강도의 증가량은, 고용 강화에 의한 피로 강도의 증가량보다 작은 것이 알려져 있지만, 석출 강화에 의한 인장 강도의 증가량은, 고용 강화에 의한 인장 강도의 증가량보다 크다. 그래서 발명자들은, 석출 강화에 의해 피로 강도를 희생시키는 일 없이 인장 강도를 높일 수 있는 방법에 대해 상세하게 조사하였다.

그 결과, 발명자들은, 석출물로서 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물을 유효 활용하면, 석출 강화라도 고용 강화에 의해 얻어지는 피로 강도보다도 높은 피로 강도를 강판에 부여할 수 있음을, 즉, 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율을 0.90 이상까지 높일 수 있음을 알아냈다.

발명자들은, 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물이 피로 강도를 높이는 이유에 대해, 다음과 같이 생각하고 있다. Ti 탄화물의 원상당 입경이 7㎚ 내지 20㎚이면, 전위가 Ti 탄화물을 우회하여, Ti 탄화물의 주위에 오로완 루프라고 불리는 환형의 전위를 형성한다. 이 Ti 탄화물을 전위가 가로지를 때마다 오로완 루프가 증식하여, 전위 밀도가 증가한다. 반복 변형이 진행됨에 따라 전위 밀도가 증가하여 항복 강도가 커지기 때문에, 피로 강도가 높아진다. 한편, Ti 탄화물의 원상당 입경이 7㎚ 미만이면, 전위가 Ti 탄화물을 전단하여, Ti 탄화물을 통과한다. 그 때문에, 반복 변형 시에 전위의 운동을 Ti 탄화물에 의해 방해할 수 없어, 피로 강도가 저하된다. 또한, Ti 탄화물의 원상당 입경이 20㎚를 초과하면, Ti 탄화물의 개수(밀도)가 저하된다. 그 때문에, 반복 변형 시에 전위의 운동을 Ti 탄화물에 의해 방해할 수 없어, 피로 강도가 저하된다.

따라서, 고용 Ti를 가능한 한 C와 결합시켜 Ti 탄화물의 양을 증가시키고, Ti 탄화물 전체에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 비율을 증가시키는 것이 피로 강도를 높이는 데 있어서 중요하다.

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 열연 강판을 설명한다.

먼저, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량의 ％는 질량％를 의미한다.

(C: 0.030％ 이상 0.075％ 미만)

C는, 마르텐사이트를 생성시키는 중요한 원소이다. 또한, C는, Ti와 결합하여 페라이트의 강도를 높이는 Ti 탄화물을 생성시킬 수 있다. 마르텐사이트를 충분히 생성시키기 위해서는, C양이 0.030％ 이상일 필요가 있다. 바람직하게는, C양이 0.035％ 이상 혹은 0.040％ 이상이다. 그러나 C양이 0.075％ 이상이면, 마르텐사이트의 양이 지나치게 많아, 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, C양이 0.075％ 미만일 필요가 있다. 바람직하게는, C양이 0.070％ 이하, 0.065％ 이하, 혹은 0.060％ 이하이다.

(Mn: 0.5％ 내지 2.0％)

Mn은, 페라이트의 강도 및 ??칭성을 높이는 중요한 원소이다. ??칭성을 높여, 마르텐사이트를 생성시키기 위해서는, Mn양이 0.5％ 이상일 필요가 있다. Mn양은, 바람직하게는 0.6％ 이상, 0.7％ 이상, 혹은 0.8％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.9％ 이상 혹은 1.0％ 이상이다. 단, Mn양이 2.0％를 초과하면, 페라이트를 충분히 생성시킬 수 없다. 그 때문에, Mn양의 상한은, 2.0％이다. Mn양은, 바람직하게는 1.9％ 이하, 1.8％ 이하, 1.7％ 이하, 혹은 1.6％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.5％ 이하 혹은 1.4％ 이하이다.

(P: 0％ 내지 0.040％)

P는, 불순물 원소이며, 0.040％를 초과하면 용접부가 현저하게 취화되기 때문에, P양을 0.040％ 이하로 제한한다. P양은, 바람직하게는 0.030％ 이하 혹은 0.020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다. P양의 하한은 특별히 정하지 않지만, P양을 0.0001％ 미만까지 저감시키는 것은, 경제적으로 불리하다. 그 때문에, 제조 비용의 관점에서, P양을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(S: 0％ 내지 0.0100％)

S는, 불순물 원소이며, 용접성이나 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다는 점에서, S양을 0.0100％ 이하로 제한한다. 또한, 강이 S를 과잉으로 함유하면, 조대한 MnS가 형성되어, 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에, 구멍 확장성을 향상시키기 위해서는, S양을 저감시키는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, S양은 0.0060％ 이하 혹은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0040％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. S의 하한은 특별히 정하지 않지만, S양을 0.0001％ 미만까지 저감시키는 것은, 경제적으로 불리하다. 그 때문에, S양을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Si+Al: 0.08％ 내지 0.40％)

Si 및 Al은, 페라이트의 강화, 페라이트의 생성 및 마르텐사이트 중의 탄화물의 석출을 통해 강도에 영향을 미치는 중요한 원소이다. 페라이트를 90면적％ 이상 생성시키기 위해서는, Si와 Al의 합계량이 0.08％ 이상일 필요가 있다. 또한, 페라이트양을 더욱 증가시키기 위해서는, Si와 Al의 합계량은, 0.20％ 이상인 것이 바람직하고, 0.30％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si와 Al의 합계량이 0.40％를 초과하면 마르텐사이트 중의 철 탄화물의 석출이 억제된다. 그 때문에, 8㎬ 미만의 경도의 마르텐사이트 입자의 개수가 감소하고, 후술하는 (N1/N2)가 1.2를 초과하여, 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Si와 Al의 합계량은 0.40％ 이하이다. 또한, 구멍 확장성을 보다 높이기 위해, Si와 Al의 합계량은, 0.30％ 이하인 것이 바람직하고, 0.20％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 이와 같이, Si와 Al의 합계량을 0.08％ 내지 0.40％의 범위 내로 하는 것이 중요하다. 제강 비용을 저감시키는 경우에는, Si양이 0.05％ 이상이면 바람직하고, Al양이 0.03％ 이상이면 바람직하다. 이상으로부터, Si양은, 0.40％ 이하일 것이 필요하고, 0.37％ 이하이면 바람직하다. 또한, Al양은, 0.40％ 이하일 것이 필요하고, 0.35％ 이하이면 바람직하다. 또한, 강판의 표면 성상을 보다 양호하게 하기 위해서는, Si양이 0.20％ 이하이면 바람직하고, Al양이 0.10％ 이하이면 바람직하다.

(N: 0％ 내지 0.0100％)

N은, 불순물 원소이다. N양이 0.0100％를 초과하면, 조대한 질화물이 형성되어, 굽힘성이나 구멍 확장성을 떨어뜨린다. 그 때문에, N양을 0.0100％ 이하로 제한한다. 또한, N양이 증가하면, 용접 시에 블로우홀을 발생시킬 확률이 높아지기 때문에, N양을 저감시키는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, N양은, 0.0090％ 이하, 0.0080％ 이하, 혹은 0.0070％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하, 0.0050％ 이하, 혹은 0.0040％ 이하인 것이 보다 바람직하다. N양의 하한은, 특별히 정하지 않지만, N양을 0.0005％ 미만으로 하려면, 제조 비용이 크게 상승한다. 그 때문에, N양을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Ti: 0.020％ 내지 0.150％)

Ti는, 탄화물을 형성하여, 페라이트를 강화하는 중요한 원소이다. Ti양이 0.020％를 하회하면, 페라이트의 강도가 충분하지 않기 때문에, 강판의 강도가 부족하다. 부족한 강도를 보충하기 위해 마르텐사이트의 면적률을 높이면 연신율이 저하된다. 그 때문에, Ti양이 0.020％ 이상일 것이 필요하다. 페라이트를 보다 강화하기 위해, Ti양은, 0.030％ 이상인 것이 바람직하고, 0.040％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 특히, 인장 강도를 우선적으로 높이기 위해서는, Ti양이 0.070％ 이상, 0.080％ 이상, 0.090％ 이상, 혹은 0.100％ 이상인 것이 특히 바람직하다. 한편, Ti양이 0.150％를 초과하면, 페라이트가 과잉으로 강화되어 연신율이 크게 저하되기 때문에, Ti양을 0.150％ 이하로 제한한다. Ti양은, 바람직하게는 0.140％ 이하 혹은 0.130％ 이하이다. 특히, 연신율을 가능한 한 유지하기 위해서는, Ti양이 0.070％ 미만 혹은 0.060％ 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 기본적인 화학 조성은, 이상의 원소(필수 원소)와, 불순물(불순물 원소)과, 잔부인 Fe로 이루어진다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 하기의 원소(임의 원소)를 더 포함해도 된다. 즉, 기본적인 화학 조성에 있어서의 잔부인 Fe의 일부를, 0％ 내지 0.06％의 Nb, 0％ 내지 1.0％의 Mo, 0％ 내지 1.00％의 V, 0％ 내지 1.0％의 W, 0％ 내지 0.005％의 B, 0％ 내지 1.2％의 Cu, 0％ 내지 0.80％의 Ni, 0％ 내지 1.5％의 Cr, 0％ 내지 0.005％의 Ca, 0％ 내지 0.050％의 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종으로 치환할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, Nb양이 0％ 내지 0.06％여도 된다.

(Nb: 0％ 내지 0.06％)

Nb는, 페라이트의 석출 강화에 관한 원소이다. Nb양이 0.06％를 초과하면, 페라이트 변태의 개시 온도 혹은 속도가 대폭 저하되어, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 연신율이 떨어져 버린다. 그 때문에, Nb양은, 0.06％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05％ 이하, 0.04％ 이하, 0.03％ 이하, 혹은 0.02％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 페라이트를 강화하기 위해서는, Nb양이, 0.005％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상이면 보다 바람직하다. Nb양이 0.005％ 미만이라도 Nb가 강판 특성에 악영향을 미치지 않는다. 그 때문에, Nb양이, 0％여도 되고, 0.005％ 미만이어도 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 0％ 내지 1.0％의 Mo, 0％ 내지 1.00％의 V, 0％ 내지 1.0％의 W로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 즉, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, Mo양이 0％ 내지 1.0％, V양이 0％ 내지 1.00％, W양이 0％ 내지 1.0％여도 된다.

(V: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.0％, Mo: 0％ 내지 1.0％)

V, Mo, W는, 강판의 강도를 높이는 원소이다. 강판의 강도를 더욱 높이기 위해서는, 강판이, 0.02％ 내지 1.00％의 V, 0.05％ 내지 1.0％의 Mo, 0.1％ 내지 1.0％의 W로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다. V양이 0.02％ 미만, Mo양이 0.05％ 미만, W양이 0.1％ 미만이라도, V, Mo, W는 강판 특성에 악영향을 미치지 않는다. 그 때문에, V양이, 0％여도 되고, 0.02％ 미만이어도 된다. 또한, Mo양이, 0％여도 되고, 0.05％ 미만이어도 된다. W양이, 0％여도 되고, 0.1％ 미만이어도 된다. 그러나 V양, Mo양, W양이 과잉이면, 성형성이 떨어지는 경우가 있다. 그 때문에, V양이 1.00％ 이하, W양이 1.0％ 이하, Mo양이 1.0％ 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 0％ 내지 0.005％의 B, 0％ 내지 1.2％의 Cu, 0％ 내지 0.80％의 Ni, 0％ 내지 1.5％의 Cr로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 즉, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, B양이 0％ 내지 0.005％, Cu양이 0％ 내지 1.2％, Ni양이 0％ 내지 0.80％, Cr양이 0％ 내지 1.5％여도 된다.

(Cr: 0％ 내지 1.5％, Cu: 0％ 내지 1.2％, Ni: 0％ 내지 0.80％, B: 0％ 내지 0.005％)

더욱 강판의 강도를 높이기 위해, 강판이, 0.01％ 내지 1.5％의 Cr, 0.1％ 내지 1.2％의 Cu, 0.05％ 내지 0.80％의 Ni, 0.0001％ 내지 0.005％의 B로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. Cr양이 0.01％ 미만, Cu양이 0.1％ 미만, Ni양이 0.05％ 미만, B양이 0.0001％ 미만이라도, Cr, Cu, Ni, B는 강판 특성에 악영향을 미치지 않는다. 그 때문에, Cr양이, 0％여도 되고, 0.01％ 미만이어도 된다. 또한, Cu양이, 0％여도 되고, 0.1％ 미만이어도 된다. Ni양이, 0％여도 되고, 0.05％ 미만이어도 된다. B양이, 0％여도 되고, 0.0001％ 미만이어도 된다. 그러나 Cr양, Cu양, Ni양, B양이 과잉이면, 성형성이 떨어지는 경우가 있다. 그 때문에, Cr양이 1.5％ 이하, Cu양이 1.2％ 이하, Ni양이 0.80％ 이하, B양이 0.005％ 이하인 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 0％ 내지 0.005％의 Ca, 0％ 내지 0.050％의 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 즉, 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, Ca양이 0％ 내지 0.005％, REM양이 0％ 내지 0.050％여도 된다.

(Ca: 0％ 내지 0.005％, REM: 0％ 내지 0.050％)

Ca 및 REM은, 산화물이나 황화물의 형태의 제어에 유효한 원소이다. 그 때문에, 강판이, 0.0005％ 내지 0.050％의 REM, 0.0005％ 내지 0.005％의 Ca로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. Ca양이나 REM양이 과잉이면, 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, REM양의 상한은 0.050％, Ca양의 상한은 0.005％이다. Ca양은, 0％여도 되고, 0.0005％ 미만이어도 된다. REM양은, 0％여도 되고, 0.0005％ 미만이어도 된다.

본 발명에 있어서, REM은, 란타노이드 계열의 원소를 가리킨다. REM은, 미슈 메탈로 강 중에 첨가되는 경우가 많다. 그 때문에, 강판이 La나 Ce 등의 란타노이드 계열의 원소로부터 선택되는 2종 이상을 함유하는 경우가 많다. 강 중에는, 미슈 메탈 대신에 금속 La나 Ce를 첨가해도 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서는, 상기 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지지만, 본 발명의 효과를 저해시키지 않는 범위 내에서 강판이 다른 원소를 미량 포함해도 된다.

이하, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 금속 조직에 대해 상세하게 설명한다.

페라이트는, 연신율을 확보하는 데 있어서 가장 중요한 조직이다. 페라이트의 면적률이 90％ 미만이면 높은 연신율을 실현할 수 없기 때문에, 페라이트의 면적률은 90％ 이상이다. 바람직하게는, 페라이트의 면적률은 91％ 이상, 92％ 이상, 혹은 93％ 이상이다. 그러나 페라이트의 면적률이 98％를 초과하면, 마르텐사이트의 면적률이 적어지기 때문에, 마르텐사이트에 의해 강판의 강도를 충분히 높일 수 없다. 그 결과, 예를 들어 석출 강화 등의 다른 방법으로 부족한 강도를 보충하면, 균일 연신율이 저하되어 버린다. 그 때문에, 페라이트의 면적률은 98％ 이하일 필요가 있다. 바람직하게는, 페라이트의 면적률은, 97％ 이하, 96％ 이하, 혹은 95％ 이하이다.

마르텐사이트는, 높은 강도 및 높은 구멍 확장성을 실현하는 데 있어서 중요한 조직이다. 마르텐사이트의 면적률이 2％ 미만이면 강도가 충분하지 않기 때문에, 마르텐사이트의 면적률은 2％ 이상이다. 바람직하게는, 마르텐사이트의 면적률은 3％ 이상 혹은 4％ 이상이다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 10％를 초과하면, 마르텐사이트의 내부 조직을 제어해도, 높은 구멍 확장성을 발현시킬 수 없다. 그 때문에, 마르텐사이트의 면적률은 10％ 이하이다. 바람직하게는, 마르텐사이트의 면적률은 9％ 이하 혹은 8％ 이하이다.

또한, 상술한 바와 같이, 경도가 10.0㎬ 이상인 마르텐사이트 입자는, 변형능이 낮아, 매우 보이드를 형성시키기 쉽다. 그 때문에, 전체 마르텐사이트 입자에 대한 경도가 10.0㎬ 이상인 마르텐사이트 입자의 비율은 낮으면 낮을수록 좋다. 구체적으로는, 전체 마르텐사이트 입자에 대한 10.0㎬ 이상의 마르텐사이트 입자의 개수 비율(개수 밀도)을 10％ 이하로 제한할 필요가 있다. 이 10.0㎬ 이상의 마르텐사이트 입자의 개수 비율은, 5％ 이하이면 바람직하고, 0％여도 된다.

또한, 경도가 8.0㎬ 미만인 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 경도가 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만인 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비(N1/N2)는 0.8 내지 1.2일 필요가 있다. (N1/N2)가 1.2를 초과하면, 마르텐사이트 입자로부터 보이드가 생성되기 쉬워, 구멍 확장성이 저하된다. 한편, (N1/N2)가 0.8 미만이면, 연질인 마르텐사이트의 비율이 높아져 강도가 부족하다. 그러나 이 강도의 부족을 보충하기 위해, 마르텐사이트의 면적률을 높이면, 구멍 확장성이나 연신율이 저하된다. 구멍 확장성을 보다 안정적으로 높이기 위해, (N1/N2)는 1.1 이하이면 바람직하다. 강도를 보다 안정적으로 높이기 위해, (N1/N2)는 0.9 이상이면 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 베이나이트 및 펄라이트의 면적률이 각각 3％ 이하이면, 잔부의 금속 조직으로서 베이나이트 및 펄라이트를 함유해도 된다. 베이나이트 및 펄라이트의 분율(면적률·면적 분율)은, 적으면 적을수록 좋다. 또한, 후술하는 측정 방법으로부터 이해되는 바와 같이, 페라이트의 면적률과 마르텐사이트의 면적률과 펄라이트의 면적률과 베이나이트의 면적률의 합계를 100％로 간주할 수 있기 때문에, 마르텐사이트의 면적률과 펄라이트의 면적률과 베이나이트의 면적률의 합계는, 2 내지 10％이다.

펄라이트는 구멍 확장성을 떨어뜨린다. 그 때문에, 펄라이트의 분율은 적으면 적을수록 좋고, 0％여도 된다. 단, 펄라이트의 면적률이 3％ 이하이면 펄라이트가 구멍 확장성에 미치는 영향은 작기 때문에, 펄라이트의 면적률은, 3％까지 허용된다. 그 때문에, 펄라이트의 면적률은, 0％ 내지 3％이다. 구멍 확장성을 보다 확실하게 높이기 위해서는, 펄라이트의 면적률을 2％ 이하 또는 1％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 잔부의 금속 조직으로서, 펄라이트 외에 베이나이트가 존재해도 된다. 베이나이트는, 강판의 강도를 높이고, 변형능도 우수하기 때문에, 강판의 구멍 확장성을 저하시키지 않는다. 그러나 베이나이트에 의한 강판 강도의 증가량은, 마르텐사이트에 의한 강판 강도의 증가량보다 작다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은 베이나이트를 포함할 필요는 없고, 베이나이트의 면적률이 0％여도 상관없다. 베이나이트의 면적률이 3％ 이상이면 강도가 충분하지 않다. 그 때문에, 베이나이트의 면적률은, 0％ 내지 3％이다. 강도 및 구멍 확장성을 보다 확실하게 높이기 위해서는, 베이나이트의 면적률을 2％ 이하 또는 1％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

여기서, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트의 면적률은, 광학 현미경에 의해 금속 조직을 관찰하여, 시야(관찰 영역) 내의 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트를 동정함으로써 얻어진다. 그 관찰용 시료는, 강판의 압연 방향에 있어서의 에지로부터 1m 이상 이격되고, 또한 강판의 폭의 중심에 상당하는 위치로부터 강판의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면(판 두께 전체를 포함하는 단면)을 표면(관찰면)에 갖도록 채취된다. 그 채취 시료의 표면(관찰면)을 연마하고, 나이탈 시약, 레페라 시약으로 에칭하여, 2종의 관찰용 시료를 준비한다. 광학 현미경에 의한 관찰 영역은, 관찰면에 있어서의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4만큼 판 두께 방향으로 이격된 영역(1/4 두께 영역)이다. 이 관찰 영역의 화상에 대해 화상 처리를 행함으로써 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 면적 분율을 측정한다. 또한, 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 이외의 영역(잔부)이 베이나이트라고 정의한다. 즉, 베이나이트의 면적률은, 100으로부터, 페라이트의 면적률과, 마르텐사이트의 면적률과, 펄라이트의 면적률을 뺌으로써 산출한다. 광학 현미경의 배율은 500배이고, 관찰 영역은 5시야이다. 각 조직(페라이트, 마르텐사이트, 펄라이트, 베이나이트)의 면적률은, 5시야에서 얻어진 각 면적률을 평균하여 얻는다.

또한, 마르텐사이트의 경도는, 압입 하중을 μN 단위로 제어할 수 있는 나노인덴테이션법에 의해 측정한다. 측정 시료는, 상기한 관찰용 시료와 마찬가지의 방법으로 채취된다. 이 측정 시료에서는, 강판의 압연 방향과 평행한 단면(판 두께 전체를 포함하는 단면)을 에머리 페이퍼로 연마 후 콜로이달 실리카로 화학 연마하고, 또한 가공층을 제거하기 위해 전해 연마한다. 나노인덴테이션법(압입 시험)에서는, 베르코비치형 압자를 사용하고, 압입 하중은 500μN이다. 나노인덴테이션법에 의한 측정 영역은, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4만큼 판 두께 방향으로 이격된 영역(1/4 두께 영역)이다. 측정하는 마르텐사이트 입자의 개수는, 30개 이상이다. 예를 들어, 측정하는 마르텐사이트 입자의 개수는, 30 내지 60개이다. 측정하는 마르텐사이트 입자의 개수의 상한은, 특별히 한정하지 않는다. 개수를 증가시켜도 결과가 변동되지 않게 될 때까지 측정하는 마르텐사이트의 개수를 증가시키면 통계상 충분하다.

측정한 마르텐사이트 입자를 경도에 따라 셋으로 분류하고, 그 세 계급의 소정의 개수 비율(10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율 및 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수의 비)로 마르텐사이트의 내부 조직을 평가한다. 예를 들어, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4만큼 판 두께 방향으로 이격된 영역(1/4 두께 영역) 내의 40 내지 50개의 마르텐사이트 입자의 경도를 측정하고, 이 마르텐사이트 입자들을, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자, 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자로 분류하여, 각각의 계급에 포함되는 마르텐사이트 입자의 개수를 카운트한다. 각 계급에 있어서의 마르텐사이트 입자의 개수로부터 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율 및 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수의 비를 계산한다.

이하, 본 실시 형태의 일 변형예에 관한 열연 강판에 대해 상세하게 설명한다. 본 변형예는, 상기 실시 형태의 모든 요건을 만족시키고 있고, 본 변형예에서는, 또한 금속 조직 중의 Ti 탄화물이 이하와 같이 제어되어 있다.

Ti 질화물 및 Ti 황화물은, Ti 탄화물보다 고온에서 생성된다. 그 때문에, 강 중의 모든 Ti를 Ti 탄화물로서 유효하게 이용할 수 있는 것은 아니다. 그래서 Ti 탄화물로서 유효하게 이용할 수 있는 Ti의 양으로서, 하기 식(2)에 의해 계산되는 Tief(질량％)를 정의한다. 하기 식(2)에서는, [Ti]는, Ti의 양(질량％), [N]은, N의 양(질량％), [S]는, S의 양(질량％)을 나타낸다.

Ti 탄화물은, 피로 강도를 더욱 높이는 데 있어서 중요한 석출물이다. 그 때문에, 강판에 우수한 피로 강도를 부여하기 위해서는, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％(C와 결합한 Ti의 양)가 상기 식(2)에 의해 계산되는 Tief의 40％ 이상(0.4배 이상)일 것이 적어도 필요하다. 그 때문에, 피로 강도를 높이기 위해서는, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 Tief의 40％ 이상이면 바람직하고, 45％ 이상(0.45배 이상)이면 보다 바람직하다. Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 상기 식(2)에 의해 계산되는 Tief의 40％ 미만이면, 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물이 피로 강도에 미치는 효과를 충분히 끌어낼 수 없기 때문에, 우수한 피로 강도를 강판에 부여할 수 없다.

또한, 상술한 바와 같이, 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물은, 열연 강판의 피로 강도를 높인다. 한편, 7㎚ 미만의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물 및 20㎚를 초과하는 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물은, 피로 강도를 거의 높이지 않는다. 도 1은, Ti 탄화물 전체에 대한 7 내지 20㎚의 Ti 탄화물의 비율과 (c-YP)/YP의 관계의 일례를 나타내는 도면이다. 이 도 1 중의 데이터는, Ti 탄화물 전체에 대한 7 내지 20㎚의 Ti 탄화물의 비율을 제외하고, 본 변형예의 조건을 만족시키고 있다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상이면, Ti 탄화물이 피로 강도를 높이기 때문에, 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율을 0.90 이상까지 높일 수 있다. 그 때문에, 강판에 우수한 피로 강도를 부여하기 위해서는, 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상일 것도 필요하다. 그 때문에, 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상이면 바람직하다. 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 미만이면, 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물이 피로 강도에 미치는 효과가 충분하지 않기 때문에, 우수한 피로 강도를 강판에 부여할 수 없다.

따라서, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 Tief의 40％ 이상이고, 또한 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상이면, 항복 강도(YP)에 대한 반복 항복 응력(c-YP)의 비율을 0.90 이상까지 높일 수 있다.

Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％는, 다음과 같은 방법에 의해 결정된다. 소정량의 강판을 전기 분해에 의해 용해시켜, 잔사 중의 Ti의 중량을 정량함으로써 석출물 중의 Ti의 총 중량을 결정한다. 또한, 용해된 강판의 중량과 강판 중의 질소의 질량％로부터 용해된 강판 중에 포함되는 질소의 총 중량을 산출하고, 이 질소의 총 중량에 48/14를 곱함으로써 TiN 중의 Ti의 총 중량을 결정한다. 석출물 중의 Ti의 총 중량으로부터 Ti 질화물(TiN) 중의 Ti의 총 중량을 차감함으로써 Ti 탄화물 중의 Ti의 총 중량을 얻어, 이 Ti 탄화물 중의 Ti의 총 중량과 용해된 강판의 중량으로부터 Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 계산된다.

모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율은, 다음과 같은 방법에 의해 결정된다. 3D-AP(3차원 아톰 프로브)를 사용하여 얻어진 원소 분포 이미지로부터 10㎛×10㎛의 영역을 적어도 20개소 선택한다. 각 영역에 있어서, Ti 및 C가 포함되는 입자를 Ti 탄화물로 동정하고, 1㎚ 내지 100㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 원상당 입경을 측정한다. Ti 탄화물의 원상당 입경을 측정하는 데 있어서는, 정밀도를 높이기 위해, Ti 탄화물의 원상당 입경 및 유효 숫자에 따라서 원소 분포 이미지의 배율을 적절하게 선택한다. 얻어진 입도 분포 및 Ti 탄화물의 밀도로부터 1㎚ 내지 100㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 중량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 중량 비율을 계산하고, 이 비율을 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율로 간주한다.

반복 항복 응력(c-YP)은, 다음과 같은 방법에 의해 결정된다. 반복 수와 이 반복 수에 대응하는 최대 응력 사이의 관계를 얻기 위해, 저사이클 피로 시험에 있어서 도 2에 나타내는 시험편이 파단될 때까지, 0.4％/s의 변형 속도, 0.2％의 변형 진폭으로 반복 하중을 시험편에 가한다. 이 저사이클 피로 시험을 0.3％, 0.5％, 0.8％, 1.0％의 변형 진폭으로도 실시한다. 그 후, 각 변형 진폭에 있어서의 시험 결과로부터, 파단 시의 반복 수의 절반의 반복 수에 대응하는 최대 응력을 결정하고, 변형 진폭과 최대 응력의 관계(반복 응력 변형 곡선)를 얻는다. 도 3에 나타낸 바와 같이, 변형률 0.2％, 응력 0㎫인 점에 영률의 기울기를 갖는 직선을 삽입하고, 이 직선과 반복 응력 변형 곡선의 교점을 구한다. 이 교점에 있어서의 응력을 반복 항복 응력(c-YP)으로 결정한다.

이상 설명한 실시 형태 및 그 변형예에 관한 열연 강판의 표면에는, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논크로메이트 처리, 도금 처리 등에 의한 표면 처리를 행하여 얻어진 하나 혹은 그 이상의 표면층(표면 피막)을 갖고 있어도 된다. 열연 강판이 이들 표면층을 갖고 있어도, 본 발명의 효과는 저해되는 일 없이 충분히 얻을 수 있다.

상기 실시 형태 및 그 변형예에 관한 열연 강판의 인장 강도는, 열연 강판 중의 Ti양에 따라서 인장 강도를 높이는 것이 바람직하기 때문에, 인장 강도가 500㎫ 이상 또한 (2500×([Ti]-0.02)+500)㎫ 이상이면 바람직하다. 마찬가지로, 인장 강도와 연신율의 곱이 (13000×[Ti]+15000)㎫·％ 이상이면 바람직하고, 인장 강도와 구멍 확장성의 곱이 70000㎫％ 이상이면 바람직하다. 여기서, [Ti]는, Ti의 양(질량％)을 나타낸다.

이하, 상기 실시 형태 및 그 변형예에 관한 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

열간 압연에 선행하는 제조 방법은, 용강의 화학 조성이 상기 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성의 범위 내가 되도록 강을 용제하는 것을 제외하고 특별히 한정되지 않는다. 즉, 먼저 통상의 방법에 의해 강을 용제하여 상술한 화학 조성의 범위 내로 용강의 화학 조성을 조정하고, 주조하여 강편을 제조할 수 있다. 생산성의 관점에서 연속 주조에 의해 주조하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 실시 형태의 화학 조성을 갖는 강편(슬래브)을, 열간 압연 전에 가열한다. 슬래브 가열 온도가 1150℃ 이상이면, Ti 탄화물을 충분히 용체화할 수 있기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각 중에 미세한 Ti 탄화물이 얻어져, 강도 및 피로 강도를 더욱 높일 수 있다. 그 때문에, 슬래브 가열 온도는, 1150℃ 이상이면 바람직하다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않는다. 그러나 제조 비용을 저감시키기 위해, 슬래브 가열 온도가 1300℃ 이하이면 바람직하다. 또한, 반드시 열간 압연 전에 슬래브를 가열할 필요는 없다. 예를 들어, 주조한 슬래브의 온도를 1150℃ 이상으로 유지한 채 슬래브를 열간 압연기로 직송하여 열간 압연해도 된다.

슬래브 가열 후, 열간 압연 공정에 있어서, 조압연과 마무리 압연을 행한다.

조압연 종료 온도가 1000℃ 이상이면, 강도를 높이지 않는 Ti 탄화물이 오스테나이트 영역에 있어서의 변형 유기에 의해 석출되는 것을 억제할 수 있기 때문에, 강도를 높이는 Ti 탄화물을 후속 공정에서 석출시키기 위해 필요한 고용 Ti를 충분한 양 확보할 수 있다. 그 때문에, 조압연 종료 온도는 1000 내지 1300℃이면 바람직하다. 보다 바람직하게는, 조압연의 종료 온도는 1050℃ 이상 또는 1080℃ 이상이다.

마무리 압연 종료 온도는 850 내지 1000℃이다. 마무리 압연 종료 온도가 1000℃를 초과하면, 재결정된 오스테나이트(γ)의 입경의 증가에 의해 페라이트의 핵 생성 사이트가 감소하여 페라이트 변태가 대폭 지연된다. 그 결과, 페라이트의 면적률이 저하되어, 충분한 연신율을 확보할 수 없다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, 1000℃ 이하이다. 또한, 연신율을 안정적으로 높이기 위해, 마무리 압연 종료 온도는 950℃ 이하인 것이 바람직하다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 미만이면, 다음 1차 냉각 전에 페라이트 변태가 개시되어, 1차 냉각 중의 페라이트 변태의 구동력이 저하된다. 그 때문에, 1차 냉각의 냉각 속도를 높여도, 오스테나이트 입자 내로의 탄소의 농축에 미치는 1차 냉각의 효과가 충분하지 않다. 결과적으로, 8.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자가 감소하여 (N1/N2)가 0.8 미만이 되어, 강도가 부족하다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, 850℃ 이상이다.

이와 같이, 열간 압연 공정에서는, 조압연 후에 마무리 압연을 행하고, 마무리 압연을 850 내지 1000℃의 온도 영역에서 종료한다.

마무리 압연 후, 1차 냉각과 2차 냉각과 3차 냉각과 4차 냉각과 권취를 이 순서로 행한다.

마무리 압연 후, 마무리 압연 종료 온도로부터 2차 냉각 개시 온도까지 1차 냉각을 행한다. 이 1차 냉각에서는, 마무리 압연 종료 온도로부터 2차 냉각 개시 온도까지의 평균 냉각 속도(1차 냉각 속도)는, 20℃/s 이상이다.

여기서, 다양한 경도를 갖는 마르텐사이트 입자를 동일 금속 조직 내에 형성하기 위해서는, 마르텐사이트 입자 각각에 포함되는 탄소의 양을 제어하는 것이 유효하다.

마르텐사이트 변태 전의 오스테나이트 중의 탄소량은, 오스테나이트가 페라이트로 변태될 때, 탄소가 페라이트부터 오스테나이트로 이동함으로써 높아져 간다. 페라이트 변태가 진행되면, 오스테나이트는 페라이트에 의해 분단되어 고립되어 가기 때문에, 오스테나이트 입자 사이에서 탄소의 이동을 할 수 없게 된다. 오스테나이트 입자 내의 탄소량은, 오스테나이트 입자의 주위에서 발생하는 페라이트 변태의 온도에 따라 변화된다. 따라서, 동일 금속 조직 내에서, 페라이트 변태 온도를 변동시켜, 페라이트 변태율을 국소적으로 변동시킴으로써, 동일 금속 조직 내에 다양한 탄소량의 오스테나이트 입자가 얻어진다. 마르텐사이트는, 오스테나이트가 변태되어 얻어지기 때문에, 결과적으로 넓은 경도 범위의 마르텐사이트 입자를 얻을 수 있다.

1차 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 제어함으로써, 다양한 경도의 마르텐사이트 입자를 얻을 수 있다. 이 1차 냉각 중에는, 페라이트 변태가 폭넓은 온도 영역에서 일어나, 그 온도 영역에 따라서 오스테나이트 입자 내의 탄소량, 즉 오스테나이트 입자 내로 탄소가 농축되는 양이 변화된다. 결과적으로, 다양한 양의 탄소를 포함하는 오스테나이트 입자가 얻어져, 이 오스테나이트 입자들로부터 다양한 경도의 마르텐사이트 입자를 얻을 수 있다.

1차 냉각 속도가 20℃/s 미만인 경우, 페라이트 변태는 고온 영역에서만 진행된다. 이 결과, 페라이트 변태의 구동력이 작기 때문에 페라이트 변태의 속도가 느려, 오스테나이트 입자의 대부분이 탄소량이 낮은 오스테나이트 입자에 의해 점유된다. 그 때문에, 8.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자가 감소하여 (N1/N2)가 0.8 미만이 되어, 강도가 부족하다.

또한, 강판의 강도를 높이기 위해, 8.0 내지 10.0㎬의 마르텐사이트 입자의 양을 증가시키는 경우에는, 1차 냉각 속도가 30℃/s 이상 또는 40℃/s 이상이면 바람직하다.

1차 냉각 후, 600 내지 750℃의 일부 구간에 있어서 2차 냉각을 행한다. 즉, 2차 냉각 개시 온도(1차 냉각 정지 온도)는, 600℃ 초과이면서 750℃ 이하인 온도이다. 2차 냉각 개시 온도가 750℃를 초과하면, 페라이트 변태의 구동력이 감소하고, 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되기 때문에, 연신율이 저하된다. 또한, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％를 Tief의 40％ 이상으로 하기 위해서는, 2차 냉각 개시 온도가 750℃ 이하일 것이 필요하다. 한편, 2차 냉각 개시 온도가 600℃ 이하이면, 베이나이트의 면적률이 3％를 초과하거나, 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되거나 하기 때문에, 연신율이 저하된다. 또한, 2차 냉각 개시 온도가 낮을수록, Ti 탄화물의 원상당 입경이 작아져, 미세한 Ti 탄화물의 양이 증가한다. 그 때문에, 7㎚ 미만의 원상당 평균 직경을 갖는 Ti 탄화물의 양을 제한하여 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율을 50％ 이상까지 증가시키기 위해서는, 2차 냉각 개시 온도는, 670℃ 이상일 것이 필요하다. 그 때문에, 우수한 피로 강도를 얻기 위해서는, 2차 냉각 개시 온도가 670℃ 내지 750℃이면 바람직하다. 또한, 2차 냉각 종료 온도(3차 냉각 개시 온도)는, 600℃ 이상이면서 2차 냉각 개시 온도 미만이다.

2차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도는, 10℃/s 이하이고, 2차 냉각 시간은, 2 내지 10초이다. 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하거나, 2차 냉각 시간이 2초 미만이거나 하면, 페라이트의 면적률이 저하되어 연신율이 떨어진다. 또한, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％를 Tief의 40％ 이상으로 하기 위해서는, 2차 냉각 시간이 2초 이상일 것이 필요하다. 한편, 2차 냉각 시간이 10초를 초과하면, 펄라이트의 면적률이 증가하여 구멍 확장성이 떨어진다. 연신율을 보다 안정적으로 얻기 위해서는, 2차 냉각 시간이 3초 이상 혹은 5초 이상이면 바람직하다. 구멍 확장성을 보다 안정적으로 얻기 위해서는, 2차 냉각 시간이 9초 이하 혹은 7초 이하이면 바람직하다. 2차 냉각 종료 온도는, 2차 냉각을 개시하고 나서 2차 냉각 시간이 경과한 시점에서의 온도이며, 2차 냉각 개시 온도와 2차 냉각의 평균 냉각 속도와 2차 냉각 시간으로부터 계산된다.

또한, 이상 설명한 바와 같이 열간 압연, 1차 냉각 및 2차 냉각을 제어한 것만으로는 원하는 금속 조직을 얻을 수는 없다. 즉, 2차 냉각 후의 냉각(3차 냉각, 4차 냉각)을 더 제어함으로써 원하는 금속 조직을 얻을 수 있다.

2차 냉각 후 3차 냉각을 행한다. 이 3차 냉각에서는, 강판이 2차 냉각 종료 온도로부터 400℃까지의 온도 영역을 80℃/s 초과의 평균 냉각 속도로 냉각되어, 탄소량이 낮은 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 이 온도 영역에서는, 탄소의 확산 속도가 크기 때문에, 평균 냉각 속도가 80℃/s 이하이면, 탄화물이 단시간에 생성, 성장하여, 마르텐사이트가 현저하게 연질화된다. 이 결과, N1/N2가 0.8 미만까지 저하되어, 강도가 충분하지 않다. 또한, 3차 냉각 속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 냉각 정지 온도의 정밀도를 높이기 위해서는, 3차 냉각 속도를 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

3차 냉각 후, 4차 냉각이 행해진다. 이 4차 냉각에서는, 강판을 400℃로부터 100℃까지의 온도 영역을 30 내지 80℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이 100 내지 400℃의 범위에서는, 탄소량이 높은 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 생성된다. 이 낮은 온도 범위에서는, 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과하면, 탄화물을 충분히 생성시킬 수 없다. 그 때문에, 경도가 10.0㎬ 이상인 마르텐사이트 입자의 개수 비율이 10％ 이상이 되어, 보이드가 형성되기 쉽기 때문에, 구멍 확장성이 저하되어 버린다. 한편, 4차 냉각 속도가 30℃/s 미만이면, 과잉의 탄화물이 석출되어, 마르텐사이트 입자가 연화되기 때문에, N1/N2가 0.8 미만까지 저하되어, 강도가 충분하지 않다. 경도가 10.0㎬ 이상인 마르텐사이트 입자의 양을 보다 제한하여 보다 안정적으로 구멍 확장성을 높이기 위해서는, 4차 냉각 속도가 70℃/s 이하이면 바람직하다. 또한, 경도가 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만인 마르텐사이트의 양을 보다 높여 보다 강도를 높이기 위해서는, 4차 냉각 속도가 50℃/s 이상이면 바람직하다. 4차 냉각 후, 열연 강판을 권취한다. 그 때문에, 권취 온도는, 100℃ 이하이다.

상기 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법에 의해, 상기 실시 형태에 관한 열연 강판을 제조할 수 있다.

또한, 필요에 따라서, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류/무기 염류 처리, 논크로메이트 처리 등에 의한 표면 처리를 행해도 된다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예를 들면서, 본 발명의 기술적 내용에 대해 더 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되지 않는다. 또한, 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 용해하고, 주조하여 강편을 얻었다. 열간 압연에서는, 얻어진 강편을 1150℃까지 가열 후 조압연 및 마무리 압연을 행하였다. 조압연 종료 온도는, 1000℃이고, 마무리 압연 종료 온도(FT)는 표 2 내지 표 4에 나타내는 온도였다. 그 후, 1차 냉각(마무리 압연 종료 온도로부터 2차 냉각 개시 온도까지의 냉각), 2차 냉각(2차 냉각을 개시하고 나서 2차 냉각 시간이 경과할 때까지의 냉각), 3차 냉각(2차 냉각 종료 온도로부터 400℃까지의 냉각) 및 4차 냉각(400℃로부터 100℃까지의 냉각)을 표 2 내지 표 4에 나타내는 조건에서 행하고, 강판을 권취하였다. 열연 강판의 판 두께는, 3.2㎜였다. 또한, 표 2 내지 표 4에서는, 「1차 냉속」은, 마무리 압연 종료 온도(FT)로부터 2차 냉각 개시 온도까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 「2차 냉속」은, 2차 냉각을 개시하고 나서 2차 냉각 시간이 경과할 때까지의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 「3차 냉속」은, 2차 냉각 종료 온도로부터 400℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 「4차 냉속」은, 400℃로부터 100℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 표 1에 있어서, 상술한 실시 형태에 나타낸 필수 조건을 만족시키지 않는 란에는, 밑줄이 부여되어 있다. 표 2 내지 표 4에 있어서, 상술한 제조 방법에 나타낸 필수 조건을 만족시키지 않는 란에는, 밑줄이 부여되어 있다.

마이크로 조직은, 광학 현미경을 사용하여 다음과 같이 동정되었다. 얻어진 열연 강판(No.A-1 내지 No.0-1 및 No.a-1 내지 n-1)으로부터 시료를 채취하여, 압연 방향과 평행한 판 두께 단면을 연마하고, 연마면을 시약으로 에칭하였다. 시약에는, 나이탈 시약과 레페라 시약을 사용하고, 연마면을 나이탈 시약으로 에칭한 시료와, 연마면을 레페라 시약으로 에칭한 시료를 준비하였다. 나이탈 시약으로 에칭한 시료에 있어서의 1/4 두께 영역을 배율 500배로 광학 현미경에 의해 관찰하고, 다섯 영역(시야)의 사진을 찍었다. 이 사진의 화상 해석에 의해 페라이트의 면적률, 펄라이트의 면적률을 구하였다. 또한, 연마면을 레페라 시약으로 에칭한 시료에 있어서의 1/4 두께 영역을 배율 500배로 광학 현미경에 의해 관찰하고, 5개의 영역(시야)의 사진을 찍었다. 이 사진의 화상 해석에 의해 마르텐사이트의 면적률을 구하였다. 베이나이트의 면적률은, 100으로부터, 페라이트의 면적률과, 펄라이트의 면적률과, 마르텐사이트의 면적률을 뺌으로써 구하였다.

또한, 얻어진 열연 강판(No.A-1 내지 No.0-1 및 No.a-1 내지 No.n-1)에 있어서, 이하의 특성을 평가하였다.

항복 응력(YP), 인장 강도(TS), 연신율(El)은, JIS Z 2201에 개시된 5호 시험편에 대해, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험을 행하여 평가되었다. 시험편은, 시험편의 길이 방향이 압연 방향에 수직인 방향(판 폭 방향)과 일치하도록, 강판의 판 폭 방향에 있어서의 에지로부터 판 폭의 1/4의 거리 이격된 위치로부터 채취되었다. 또한, 인장 강도(TS)가 500㎫ 이상이면서 (2500×([Ti]-0.02)+500)㎫ 이상이면, 강판의 강도가 충분하다고 평가하였다. 표 8 내지 표 10에 있어서, 강판의 강도가 충분하지 않다고 평가된 란에는, 밑줄이 부여되어 있다. 인장 강도(TS)와 연신율(El)의 곱(TS×El)이 13000×[Ti]+15000)㎫·％ 이상이면, 강판의 연신율이 충분하다고 평가하였다. 표 8 내지 표 10에 있어서, 강판의 연신율이 충분하지 않다고 평가된 란에는, 밑줄이 부여되어 있다.

일본 철강 연맹 규격 JFST1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법에 준거하여 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장 값(λ)을 평가하였다. 인장 강도(TS)와 구멍 확장 값(λ)의 곱(TS×λ)이 70000㎫％ 이상이면 강판의 구멍 확장성이 충분하다고 평가하였다. 표 8 내지 도 10에 있어서, 강판의 구멍 확장성이 충분하지 않다고 평가된 란에는, 밑줄이 부여되어 있다.

본 실시예에서는, 마르텐사이트 입자의 경도를 나노인덴테이션법에 의해 구하였다. 구체적으로는, 공시강의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면을, 에머리 페이퍼로 연마 후, 콜로이달 실리카로 화학 연마하고, 또한 가공층을 제거하기 위해 전해 연마하였다. 나노인덴테이션법에서는, 베르코비치형 압자를 사용하고, 연마면에 대한 압입 하중은 500μN이었다. 압흔 사이즈는, 직경 0.1㎛ 이하였다.

본 실시예에서는, 1/4 두께 영역에 있어서의 마르텐사이트 입자를 40 내지 50개 측정하고, 이 마르텐사이트 입자들을 8.0㎬ 미만의 경도 범위와, 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만(8.0 내지 10.0㎬)의 경도 범위와, 10.0㎬ 이상의 경도 범위라고 하는 3구분으로 분류하였다. 각 구분으로 분류된 마르텐사이트 입자의 개수로부터, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율(개수 밀도)(％)과, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비를 산출하였다. 표 5 내지 표 10 중에 있어서, 「>10㎬」는, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율(％)을 나타내고 있다. 또한, 「개수비 N1/N2」는, 8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비를 나타내고 있다.

본 실시예에서는, 강판의 판 폭 방향에 있어서의 에지로부터 판 폭의 1/4의 거리 이격된 위치로부터 채취된 시료를 전기 분해에 의해 소정량 전해액 중에 용해시켰다. 전해액으로부터 잔사를 전량 회수하고, 이 잔사 중의 Ti의 중량을 화학 분석에 의해 정량하여 석출물 중의 Ti의 총 중량을 결정하였다. 또한, 용해된 강판의 중량과 강판 중의 질소의 질량％로부터 용해된 강판 중에 포함되는 질소의 총 중량을 산출하고, 이 질소의 총 중량에 48/14를 곱함으로써 TiN 중의 Ti의 총 중량을 결정하였다. 석출물 중의 Ti의 총 중량으로부터 Ti 질화물(TiN) 중의 Ti의 총 중량을 차감함으로써 Ti 탄화물 중의 Ti의 총 중량을 얻어, 이 Ti 탄화물 중의 Ti의 총 중량과 용해된 강판의 중량으로부터 Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％를 계산하였다.

또한, 강판의 판 폭 방향에 있어서의 에지로부터 판 폭의 1/4의 거리 이격된 위치로부터 채취된 침상 시료를 3D-AP에 의해 분석하고, 원소 분포 상을 얻었다. 이 원소 분포 상의 10㎛×10㎛의 영역 중의 Ti 및 C가 포함되는 입자를 Ti 탄화물로 동정하고, 1㎚ 내지 100㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 원상당 입경을 측정하였다. 이 측정을 합계 20 영역에 대해 행하고, Ti 탄화물의 입도 분포를 얻어, 모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율을 얻었다.

이상의 방법에 의해 얻어진 강판의 조직 및 기계적 특성을 표 5 내지 표 10에 나타냈다. 표 5 내지 표 7에 있어서, 상술한 실시 형태에 나타낸 필수 조건을 만족시키지 않는 란에는, 밑줄이 부여되어 있다.

결과에 대해 이하에 설명한다.

발명예의 강판은, 우수한 연신율 및 구멍 확장성과 높은 강도를 갖고 있었다. 일부의 발명예에서는, 2차 냉각 개시 온도가 670 내지 750℃였기 때문에, 강판의 Ticar/Tief가 40％ 이상이고, Ti 탄화물 전체에 대한 7 내지 20㎚의 Ti 탄화물의 비율이 50％ 이상이었다. 그 때문에, 이들 발명예의 강판은, 우수한 연신율 및 구멍 확장성이나 높은 강도뿐만 아니라 우수한 피로 강도도 갖고 있었다.

No.A-9 및 No.H-8에서는, 마무리 압연 종료 온도가 850℃ 미만이었기 때문에, 강판의 N1/N2가 0.8 미만이 되어, 강도가 충분하지 않았다.

No.B-2 및 No.I-3에서는, 마무리 압연 종료 온도가 1000℃를 초과하고 있었기 때문에, 강판 중의 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되어, 연신율이 충분하지 않았다.

No.D-2 및 No.K-3에서는, 1차 냉각 속도가 20℃/s 미만이었기 때문에, 강판의 N1/N2가 0.8 미만이 되어, 강도가 충분하지 않았다.

No.A-3 및 No.I-7에서는, 2차 냉각 개시 온도가 750℃를 초과하고 있었기 때문에, 강판 중의 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되어, 연신율이 충분하지 않았다.

No.A-8 및 No.H-7에서는, 2차 냉각 속도가 10℃/s를 초과하고 있었기 때문에, 강판 중의 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되어, 연신율이 충분하지 않았다.

No.C-1 및 No.J-1에서는, 2차 냉각 시간이 2초 미만이었기 때문에, 강판 중의 페라이트의 면적률이 90％ 미만이 되어, 연신율이 충분하지 않았다.

No.D-1 및 No.K-1에서는, 2차 냉각 시간이 10초를 초과하고 있었기 때문에, 강판 중의 펄라이트의 면적률이 3％를 초과해 버려, 구멍 확장성이 충분하지 않았다.

No.A-10 내지 A-14, No.B-4 및 No.I-5에서는, 3차 냉각 속도가 80℃/s 이하였기 때문에, 강판의 N1/N2이 0.8 미만이 되어, 강도가 충분하지 않았다.

No.E-2 및 No.L-2에서는, 4차 냉각 속도가 30℃/s 미만이었기 때문에, 강판의 N1/N2이 0.8 미만이 되어, 강도가 충분하지 않았다.

No.G-2 및 No.N-2에서는, 4차 냉각 속도가 80℃/s를 초과하고 있었기 때문에, 경도가 10.0㎬ 이상의 마르텐사이트 입자의 개수 비율이 10％를 초과해 버려, 구멍 확장성이 충분하지 않았다.

No.a-1 내지 n-1에서는, 강의 화학 조성이 적절하지 않았기 때문에, 강도, 연신율, 구멍 확장성 중 적어도 하나가 충분하지 않았다.

Claims (4)

1. 질량％로,
   C: 0.030％ 이상 0.075％ 미만,
   Si+Al: 0.08％ 내지 0.40％,
   Mn: 0.5％ 내지 2.0％,
   Ti: 0.020％ 내지 0.150％,
   Nb: 0％ 내지 0.06％,
   Mo: 0％ 내지 1.0％,
   V: 0％ 내지 1.00％,
   W: 0％ 내지 1.0％,
   B: 0％ 내지 0.005％,
   Cu: 0％ 내지 1.2％,
   Ni: 0％ 내지 0.80％,
   Cr: 0％ 내지 1.5％,
   Ca: 0％ 내지 0.005％,
   REM: 0％ 내지 0.050％,
   P: 0％ 내지 0.040％,
   S: 0％ 내지 0.0100％,
   N: 0％ 내지 0.0100％
   이고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
   페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖고,
   상기 금속 조직에서는, 면적％로, 페라이트가 90％ 내지 98％, 마르텐사이트가 2％ 내지 10％, 베이나이트가 0％ 내지 3％, 펄라이트가 0％ 내지 3％이고,
   상기 마르텐사이트에서는, 10.0㎬ 이상의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 비율이 10％ 이하이고,
   8.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N2에 대한 8.0㎬ 이상 10.0㎬ 미만의 경도를 갖는 마르텐사이트 입자의 개수 N1의 비, N1/N2가 0.8 내지 1.2인
   것을 특징으로 하는 열연 강판.
2. 제1항에 있어서,
   상기 화학 조성이, 질량％로,
   Nb: 0.005％ 내지 0.06％,
   Mo: 0.05％ 내지 1.0％,
   V: 0.02％ 내지 1.0％,
   W: 0.1％ 내지 1.0％,
   B: 0.0001％ 내지 0.005％,
   Cu: 0.1％ 내지 1.2％,
   Ni: 0.05％ 내지 0.8％,
   Cr: 0.01％ 내지 1.5％,
   Ca: 0.0005％ 내지 0.0050％,
   REM: 0.0005％ 내지 0.0500％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는
   것을 특징으로 하는 열연 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   Ti 탄화물로서 존재하는 Ti의 질량％가 하기 식(1)에 의해 계산되는 Tief의 40％ 이상인
   것을 특징으로 하는 열연 강판.
   

   
4. 제3항에 있어서,
   모든 Ti 탄화물의 합계 질량에 대한 7㎚ 내지 20㎚의 원상당 입경을 갖는 Ti 탄화물의 합계 질량의 비율이 50％ 이상인
   것을 특징으로 하는 열연 강판.

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