KR20170117561A

KR20170117561A - 열연 강판, 강재 및 열연 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20170117561A
Application number: KR1020177026049A
Authority: KR
Inventors: 데루키 하야시다; 가즈야 오오츠카; 아키후미 사카키바라
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2015-04-22
Filing date: 2016-04-21
Publication date: 2017-10-23
Also published as: JP6497437B2; CN107532263A; PL3260570T3; TW201702402A; EP3260570A4; TWI597368B; US20180073115A1; ES2826878T3; BR112017021224A2; MX2017010031A; EP3260570B1; JPWO2016171212A1; CN107532263B; WO2016171212A1; EP3260570A1; US10718040B2

Abstract

본 발명은 강판에 대한 가공량이 적고 가공 경화율이 낮은 경우에도, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지할 수 있는, 열연 강판을 제공한다. 본 발명의 열연 강판은, 화학 성분으로서 질량％로, C: 0.040 내지 0.150％, Si: 0 내지 0.500％, Mn: 0.10 내지 1.50％, P: 0 내지 0.050％, S: 0 내지 0.020％, Al: 0.010 내지 0.050％, N: 0.0010 내지 0.0060％, Nb: 0.008 내지 0.035％, Cu: 0 내지 0.10％, Ni: 0 내지 0.10％, Cr: 0 내지 0.02％, Mo: 0 내지 0.020％, V: 0 내지 0.020％, Ca: 0 내지 0.0100％, B: 0 내지 0.0050％를 포함하고, 고용 Nb: 0.005 내지 0.030％이며, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고, 페라이트의 조직이 면적 분율로 85％ 이상이고, 잔부가 시멘타이트 및/또는 펄라이트 조직이며, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이상 20㎛ 이하인 것이다.

Description

열연 강판, 강재 및 열연 강판의 제조 방법

본 발명은 열연 강판, 강재 및 열연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

철강 재료 부품의 내마모성의 향상이나 피로 강도의 향상을 위해 강판의 표면에 경화 처리가 실시된다. 그러한 경화 처리로서, 예를 들어 침탄 처리, 질화 처리 또는 연질화 처리 등, 분위기를 제어한 열처리가 알려져 있다.

강판 표면에 대해 경화 처리를 행하면, 강판 표면은 경화하는 한편, 경화 처리 시의 가열에 의해 강판의 판 두께 중심부의 결정립이 성장하여 조대화하고, 판 두께 중심부의 경도(강도)가 연화되는 현상이 일어난다.

판 두께 중심부의 결정립의 성장을 억제하는 수단으로서, 소량의 Nb를 첨가하는 것이 알려져 있다. 강에 Nb를 첨가하면, NbC(니오븀 탄화물ㆍNb와 탄소가 결합된 석출물)가 석출되어, 이 NbC가 결정립의 성장을 억제하는 피닝으로서 작용함으로써, 열처리 시의 판 두께 중심부의 결정립의 성장을 방지할 수 있다고 생각된다(예를 들어, 특허문헌 1을 참조).

일본 특허 공개 (평)11-236646호 공보

또한, 강판을 냉간으로 소성 변형시키면, 가공 경화에 의해 강판의 강도를 증가시킬 수 있다. 그래서, Nb를 첨가한 강판을 냉간으로 소성 변형시킴으로써 가공 경화를 일으켜서 강판의 강도를 증가시키고, 또한, 강판 표면에 대해 경화 처리를 행하면, 판 두께 중심부의 가공 경화의 연화를 억제하면서, 표층을 경화하는 것이 가능하게 된다.

발명자가 조사한 결과, 소성 변형 전후에서의 가공량이 크고 가공 경화율이 높아진 경우에는, Nb 첨가의 강판을 열처리함으로써, 판 두께 중심부의 연화를 억제할 수 있었다. 한편, 가공량이 적고 가공 경화율이 낮은 경우에는, Nb 첨가의 강판을 열처리했다고 해도, 판 두께 중심부의 연화를 억제할 수 없는 것이 판명되었다.

예를 들어, 자동차 부품을 제조할 때는, 강판에 대해 프레스 성형 등에 의해 냉간 가공을 실시한 후, 표면을 연질화하는 경우가 있다. 여기서, 자동차 부품은 다양한 형상이므로, 강판을 프레스 가공했을 때, 하나의 부품 내에, 가공량이 비교적 큰 부위와 가공량이 비교적 작은 부위가 발생한다. 여기서, Nb를 함유하는 강판을 사용한 경우에는, 연질화 시의 열처리에 의해, 가공량이 비교적 작은 부위에 있어서 판 두께 중심부의 강도가 연화되고, 부품 강도가 부족할 우려가 있다.

그래서, 본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적은, 강판에 대한 가공량이 적고 가공 경화율이 낮은 경우에도, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지할 수 있는, 열연 강판, 강재 및 열연 강판의 제조 방법을 제공하는 데에 있다.

(1) 화학 성분으로서 질량％로,

C: 0.040 내지 0.150％,

Si: 0 내지 0.500％,

Mn: 0.10 내지 1.50％,

P: 0 내지 0.050％,

S: 0 내지 0.020％,

Al: 0.010 내지 0.050％,

N: 0.0010 내지 0.0060％,

Nb: 0.008 내지 0.035％,

Cu: 0 내지 0.10％,

Ni: 0 내지 0.10％,

Cr: 0 내지 0.02％,

Mo: 0 내지 0.020％,

V: 0 내지 0.020％,

Ca: 0 내지 0.0100％, 및

B: 0 내지 0.0050％,

를 포함하고,

고용 Nb: 0.005 내지 0.030％이며,

잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,

금속 조직 중에 있어서의 페라이트의 조직이 면적 분율로 85％ 이상이고, 당해 금속 조직의 잔부가 시멘타이트 및/또는 펄라이트 조직이며, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이상 20㎛ 이하인, 열연 강판.

(2) 상기 열연 강판에 대해 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,

상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상의 내연화성을 나타내는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 열연 강판.

(3) 상기 열연 강판에 대해, 비커스 경도의 가공 경화율이 30％ 미만이 되는 냉간 가공과, 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로 이루어지는 강재이며,

상기 열연 강판에 대해 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,

상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상인 강재.

(5) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로 이루어지는 강재이며,

상기 열연 강판에 대해 비커스 경도의 가공 경화율이 30％ 미만이 되는 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,

(6) 화학 성분으로서 질량％로,

C: 0.040 내지 0.150％,

Si: 0 내지 0.500％,

Mn: 0.10 내지 1.50％,

P: 0 내지 0.050％,

S: 0 내지 0.020％,

Al: 0.010 내지 0.050％,

N: 0.0010 내지 0.0060％,

Nb: 0.008 내지 0.035％,

Cu: 0 내지 0.10％,

Ni: 0 내지 0.10％,

Cr: 0 내지 0.02％,

Mo: 0 내지 0.020％,

V: 0 내지 0.020％,

Ca: 0 내지 0.0100％, 및

B: 0 내지 0.0050％,

를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 강 주조편을 1200℃ 이상으로 가열하고,

860℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도에서 마무리 압연의 최종 압연을 행하고,

마무리 압연 온도로부터 800℃ 사이를 30℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고,

800℃부터 권취 온도까지의 사이를 5℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고,

300℃ 이상 600℃ 이하의 권취 온도로 권취하는, 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 강판에 대한 가공량이 적고 가공 경화율이 낮은 경우에도, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지할 수 있는, 열연 강판, 강재 및 열연 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.

먼저, 본 발명의 바람직한 실시 형태의 상세한 설명에 앞서, 이하에, 본 발명의 원리에 대해, 추측을 행하면서 설명한다.

강 조직 중에 NbC가 존재하는 강판을 냉간 가공할 때에 가공 경화율이 커지는 조건으로 냉간 가공을 행하면, 강 중에 존재하는 NbC는 소성 변형에 따라 Nb와 C의 결합이 해제되고, 고용 Nb와 C로 나누어 강판 내에 미세하게 분산한다. 또한, 냉간 가공 후의 강판을 열처리하면, 고용 Nb와 C가 다시 결합하여 NbC가 형성되어, 이 새롭게 형성된 NbC의 피닝 작용에 의해, 판 두께 중심부의 결정립의 성장이 방지되어, 열처리 시의 연화가 억제된다.

한편, 가공 경화율이 작아지는 조건에서 냉간 가공을 행하면, 강 중에 존재하는 NbC가 받는 변형이 작은 점에서, Nb와 C의 결합이 해제되는 NbC는 매우 적어지고, 그 후의 열처리에 의한 미세한 NbC를 생성하기 위한 고용 Nb는 적은 상태가 된다. 그로 인하여, NbC의 피닝 작용에 의한 전위의 이동을 지연시키는 효과는 그다지 크지 않고, 결정립의 성장이 방지되지 않아, 재결정의 억제 효과는 적은 것이 되어 버린다.

이와 같이, 종래의 NbC를 많이 포함하는 강판을 가공 경화율이 작아지는 조건에서 냉간 가공하면, Nb와 C의 결합이 해제되는 NbC가 적기 때문에, NbC의 입자는 열연 시에 형성된 대로의 비교적 큰 것이 주체가 되어 버린다. 그 후, 열처리를 행하면, 고용 Nb가 적기 때문에, 열처리에 의해 석출되는 NbC의 입자의 수가 적어지고, 새롭게 형성된 NbC의 피닝 작용 효과가 감소하여, 열처리 시의 판 두께 중심부의 결정립의 성장을 방지할 수 없고, 열처리 시의 판 두께 중심부의 열 연화를 억제할 수 없다고 추측된다.

이상의 고찰에 기초하여, 본 발명자는, 미리 강 중에 고용 Nb를 많이 포함시킴으로써, 강판을 냉간으로 소성 가공했을 때의 가공 경화율에 의하지 않고, 소성 가공 후에 열처리를 행한 경우에도, 판 두께 중심부의 연화를 방지할 수 있음을 알아내었다.

강 중에 미리 포함되는 고용 Nb는, 강판 내에 치우치지 않고 존재하기 때문에, 열처리 시에 고용 Nb가 C와 결합하여 NbC가 생성되었을 때에, NbC가 강판 내에 미세하게 분산되어 존재하게 되기 때문에, NbC의 피닝 작용에 의해, 열처리 시의 판 두께 중심부의 결정립의 성장을 방지할 수 있는 것으로 추측된다.

고용 Nb는 특히, 냉간의 소성 가공에 의해 강 중에 생긴 전위의 근방에 있어서 NbC를 다량으로 생성하는 성질이 있기 때문에, 냉간 가공이 실시된 강판이면, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지하는 점에 있어서 유리하다. 즉, 강 중에 고용 Nb가 존재하는 강판을, 냉간 가공한 후에 열처리를 하는 경우에는, 예를 들어 연질화 처리 온도인 500 내지 600℃로 승온했을 때에, 고용 Nb와 C가 화합하여 NbC가 생성된다. 그러나, 강 중에 고용 Nb가 존재하지 않고 NbC가 존재하는 강판을, 냉간 가공을 생략하고, 열연한 채로 상태의 강판을 열처리를 하는 경우는, 새로운 미세한 NbC가 별로 생성되지 않은 상태로의 가열이 되기 때문에, 열연 강판을 제조했을 때에 생성한 조대하고 수가 적은 NbC만에 의한 피닝밖에 작용하지 않게 된다. 그로 인하여, 결정립의 재결정이 개시되는 550℃ 이상의 온도에 있어서의 전위의 이동을 지연시키는 효과는 적고, 열처리 시의 판 두께 중심부의 결정립의 성장을 방지할 수 없고, 열처리 시의 판 두께 중심부의 열 연화를 억제할 수 없다고 추측된다.

열처리 시의 판 두께 중심부의 결정립의 성장을 방지하는 NbC의 생성을 촉진하기 위해서는, 먼저 처음에, 강 중에 고용 Nb를 잔존시켜 두는 것이 유효하다. 상술한 바와 같이, 높은 냉간 가공을 함으로써 강 중의 NbC를 고용 Nb로 해서, 열처리 시의 판 두께 중심부의 열 연화를 억제하는 것이 아니고, 본 발명에서는, 열연 강판을 제조할 때에 강 중에 고용 Nb를 잔존시킴으로써, 열처리 시의 판 두께 중심부의 열 연화를 억제하는 방법을 알아내었다. 그리고, 고용 Nb를 잔존한 강에 전위를 강제적으로 도입하여, 열처리 시에 전위의 근방에서 고용 Nb로부터 NbC를 다량으로 생성하는 것이, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지하는 점에 있어서 유효한 것을 발명자들은 알아내었다.

NbC의 생성을 촉진시키기 위하여 강제적으로 도입되어 있는 전위의 양은, 냉간 가공에 의한 비커스 경도의 경화량으로 나타낼 수 있다. 본 발명에서는, 냉간 가공하기 전의 소재의 바탕의 비커스 경도에 대해 10％ 이상 경화시키는 것이 바람직하다.

이상과 같이, 본 발명의 열연 강판은, 냉간 가공 후에 연질화 처리와 같은 표면 경화 등의 열처리를 행하는 경우에 특히 바람직하게 사용할 수 있다.

이하, 본 실시 형태의 열연 강판, 열연 강판을 냉간 가공 및 열처리하여 얻어진 강재 및 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

먼저, 본 실시 형태의 열연 강판 화학 성분에 대해 설명한다. 각 성분의 함유율은 질량％이다. 또한, 본 명세서에서의 범위는, 특히 언급되지 않는 한 상한값 및 하한값을 포함한다.

(C: 0.040 내지 0.150％)

C는, 강도를 유지하기 위하여 유효한 원소이다. 냉간 가공 완료의 열연 강판의 열처리(예를 들어 연질화 처리) 중에, NbC를 충분히 생성시켜 판 두께 중심부의 강도 저하를 방지하기 위해서는, C량이 0.040％ 이상 필요하다. 한편, C량이 0.150％를 초과하면 열연 강판의 프레스 가공성이 저하되기 때문에 0.150％를 상한으로 한다. C량은, 바람직하게는 0.040 내지 0.10％, 더 바람직하게는, 0.040 내지 0.090％이다.

(Si: 0 내지 0.500％)

Si는 강의 탈산 및 강도를 높이는 원소이며, 본 실시 형태에서는 강도 조정용으로서 첨가한다. Si량이 높으면, 열간 압연 중에 강판 표면에 표면 산화물이 생성되어 흠이 발생하기 쉬워진다. 또한, 프레스 가공성도 저하된다. 이로 인해, Si량은 0.500％ 이하로 한다.

Si량은, 바람직하게는 0.10％ 이하, 더 바람직하게는 0.08％ 이하이다. 한편, Si는, 철광석에 함유되기 때문에, 일반적으로 불가피하게 존재하는 성분이다. 따라서, Si량의 하한값을 0.001％로 할 수도 있다. 또한, 강의 탈산 및 강도를 높이기 위해서는, Si량을 예를 들어, 0.090％ 이상, 바람직하게는 0.200％ 이상으로 할 수 있다.

(Mn: 0.10 내지 1.50％)

Mn은, 강의 ??칭성을 높임과 함께 강도를 향상시키는 원소이며, 본 실시 형태에서는 강도 조정용으로서 첨가한다. Mn량이 0.10％ 미만이면 강 중의 S에 의한 취화가 발생되기 쉬워진다. 또한, Mn량이 1.50％를 초과하면 프레스 성형성이 저하된다. Mn량은, 바람직하게는 0.1 내지 1.3％, 더 바람직하게는, 0.1 내지 1.10％이다.

(P: 0 내지 0.050％)

P는 취화의 원인이 되기 쉽고, 프레스 가공성을 확보하기 위해서는 낮은 쪽이 좋다. 따라서 P량은 0.050％를 상한으로 한다. P량은, 바람직하게는 0.03％ 이하, 더 바람직하게는 0.02％ 이하이다. 한편, P는, 철광석에 함유되기 때문에, 일반적으로 불가피하게 존재하는 성분이다. 따라서, P량의 하한값을 0.001％, 보다 구체적으로는 0.002％로 할 수도 있다.

(S: 0 내지 0.020％)

S는 P와 마찬가지로 취화의 원인이 되기 쉽고, 프레스 가공성을 확보하기 위해서는 낮은 쪽이 좋다. 따라서 S량은 0.020％를 상한으로 한다. S량은, 바람직하게는 0.015％ 이하, 더 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 한편, S는, 철광석에 함유되기 때문에, 일반적으로 불가피하게 존재하는 성분이다. 따라서, S량의 하한값을 0.001％로 할 수도 있다.

(Al: 0.010 내지 0.050％)

Al은, 연질화 처리에서 강판 표면에 AlN되는 질화물을 생성하여 표면 경도를 높이는 효과가 있다. 그로 인하여, Al량은 0.010％ 이상 필요하다. 한편, 프레스 가공성을 높게 유지하기 위해서는 0.050％를 상한으로 한다. Al량은, 바람직하게는 0.010 내지 0.040％, 더 바람직하게는, 0.015 내지 0.030％이다.

(N: 0.0010 내지 0.0060％)

N은, Al과 마찬가지로, 연질화 처리에서의 강판 표면의 Al 질화물의 생성에 필요한 원소이며, 0.0010％ 이상 포함되는 것이 바람직하다. 한편, 프레스 가공 전의 강판 중에 N이 다량으로 존재하면 연성의 저하가 커지고, 강판의 가공성이 저하된다. 따라서 N량은 적은 편이 바람직하고, 0.0060％를 상한으로 한다. N량은, 바람직하게는 0.0010 내지 0.0040％, 더 바람직하게는, 0.0010 내지 0.0030％이다.

(Nb: 0.008 내지 0.035％)

(고용 Nb: 0.005 내지 0.030％)

본 실시 형태의 열연 강판은, 고용 Nb를 가짐으로써, 냉간 가공 후의 연질화 처리에서 승온되었을 때에, 냉간 가공으로 도입된 전위를 기점으로 해서, 고용 Nb를 NbC인 석출물로 변화시켜, 전위의 이동을 지연시키고, 냉간 가공으로 생긴 가공 경화를 보존할 수 있다. 이것을 실현시키기 위해서는, 먼저 0.005％ 이상의 고용 Nb가 필요하다. 고용 Nb를 0.005％ 이상으로 하기 위해서는, Nb량은 0.008％ 이상 필요하다. 고용 Nb에 의한 효과는 0.030％로 포화하기 때문에, 0.030％를 고용 Nb의 상한으로 한다. 한편, 강 중의 Nb가 증가함으로써 프레스 가공성이 저하한다. 그로 인하여, Nb량의 상한은 0.035％로 한다. Nb량은, 바람직하게는 0.010 내지 0.030％, 더 바람직하게는, 0.010 내지 0.025％이다. 고용 Nb량은, 바람직하게는 0.005 내지 0.030％, 더 바람직하게는, 0.008 내지 0.030％이다.

강판 중에 고용하는 Nb량은, 전해 추출한 잔사로부터 산출할 수 있다. 예를 들어, 권취 후 실온까지 냉각된 강판의 판 폭 1/4 또는 3/4의 위치에서, 한 변이 30mm인 정사각형(30×30㎜=900㎟) 크기의 시험편을 채취하고, 전해액으로서 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올 용액을 사용하여, 전해액 중에서 정전류 전해시킨다. 정전류 전해 후에 전해액 중에 남은 잔사를 0.2㎛의 필터로 여과하여 채취하고, 채취된 잔사의 질량을 측정함과 함께, 잔사를 산 분해 처리 후, ICP 발광 분광 분석법(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy: ICP-AES)에 의해, 잔사 중의 Nb의 질량을 측정한다. 그리고, 이 잔사 중의 Nb는, Nb의 탄화물 또는 질화물의 석출물로서 존재했다고 가정하고, 강판의 전체 Nb 함유량으로부터 잔사 중의 Nb의 양을 차감한 양을 고용 Nb량으로서 구한다.

(Cu: 0 내지 0.10％)

Cu는, 강도 조정을 위하여 필요에 따라 첨가한다. 가공성을 저하시키지 않기 위해서는 0.10％를 상한으로 한다. Cu량은, 가공성을 저하시키지 않고 강도를 높이기 위해서는, 바람직하게는 0.01 내지 0.08％, 더 바람직하게는, 0.02 내지 0.05％이다.

(Ni: 0 내지 0.10％)

Ni는, Cu가 함유되는 강을 제조할 때에, 열연 중의 취화 균열을 방지하기 위하여 첨가한다. Ni의 첨가량은 Cu량의 절반 이상 정도가 바람직하다. Ni량이 0.10％를 초과하면 강판의 가공성이 저하되기 때문에, 상한을 0.10％로 한다. Ni량은, 가공성을 저하시키지 않고 취화 균열을 방지하기 위해서는, 바람직하게는 0.01 내지 0.08％, 더 바람직하게는, 0.02 내지 0.05％이다.

(Cr: 0 내지 0.02％)

Cr은, Cu와 마찬가지로 강도 조정을 위하여 필요에 따라 첨가한다. 가공성을 저하시키지 않기 위해서는 0.02％를 상한으로 한다. Cr량은, 가공성을 저하시키지 않고 강도를 높이기 위해서는, 바람직하게는 0.005 내지 0.020％, 더 바람직하게는, 0.010 내지 0.015％이다.

(Mo: 0 내지 0.020％)

(V: 0 내지 0.020％)

Mo, V는, Cu와 마찬가지로 강도 조정을 위하여 필요에 따라 첨가한다. 가공성을 저하시키지 않기 위해서는 0.020％를 각각의 상한으로 한다. Mo량은, 가공성을 저하시키지 않고 강도를 높이기 위해서는, 바람직하게는 0.005 내지 0.020％, 더 바람직하게는, 0.010 내지 0.018％이다.

(Ca: 0 내지 0.0100％)

Ca는 S에 의한 취화를 방지함과 함께, MnS의 조대화에 의한 국부 연성 저하를 방지하기 위하여 필요에 따라 첨가한다. Ca는 0.0100％에서 효과가 포화하기 때문에, 이것을 상한으로 한다. Ca량은, 가공성을 저하시키지 않고 취화를 방지하기 위해서는, 바람직하게는 0.002 내지 0.010％, 더 바람직하게는, 0.002 내지 0.008％이다.

(B: 0 내지 0.0050％)

B는, N에 의한 시효를 방지하여 연성의 저하를 방지하기 위하여 필요에 따라 첨가한다. 0.0050％에서 효과가 포화하는 데다가, C가 B와 결합함으로써, NbC의 생성량이 낮아지고, 열처리 시의 내연화성이 저하되기 때문에, 이것을 상한으로 한다. B량은, 내연화성을 저하시키지 않고 N에 의한 시효를 방지하기 위해서는, 바람직하게는 0.0003 내지 0.0030％, 더 바람직하게는, 0.0004 내지 0.0020％이다.

열연 강판의 잔부는 철 및 불순물이다. 열연 강판 중에, 철은, 예를 들어97.40 내지 99.84％, 바람직하게는 98.10 내지 99.83％ 함유된다.

다음으로, 열연 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 실시 형태의 열연 강판 금속 조직은, 페라이트의 조직이 면적 분율로 85％ 이상이고, 잔부가 시멘타이트 및/또는 펄라이트 조직이다. 또한, 페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이상 20㎛ 이하의 범위이다.

페라이트의 조직 면적 분율이 85％ 미만이 되면, 강판의 가공성이 저하되므로 바람직하지 않다. 페라이트의 면적 분율은, 더 바람직하게는 90％ 이상, 더욱 바람직하게는 92％ 이상이다. 또한, 잔부 조직은 시멘타이트 또는 펄라이트 조직 중 어느 한쪽 또는 양쪽이다. 베이나이트는 조직 중에 포함되지 않는 것이 바람직하다. 페라이트의 면적 분율은, 강판 표면을 나이탈로 부식시켜 관찰하여 희게 보이는 부분의 면적 분율을 구한다. 또한, 잔부 조직의 면적률은, 강판 표면을 나이탈로 부식시켜 관찰하여 검게 보이는 부분의 면적 분율을 구한다.

페라이트의 평균 결정 입경은 5㎛ 이상 20㎛ 이하가 좋다. 평균 결정 입경이 5㎛ 미만이면, 강판 강도가 과잉으로 높아지고, 신율 EL(％)이 작아져, 가공성이 저하된다. 평균 결정 입경이 20㎛를 초과하면, 프레스 가공 후의 강판의 표면 질감이 오렌지 필(껍질)상이 되어, 표면 조도가 증대되어 버린다. 페라이트의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 6㎛ 이상 15㎛ 이하, 더 바람직하게는 8㎛ 이상 15㎛ 이하이다.

본 실시 형태의 열연 강판의 판 두께는, 특별히 한정되지 않지만, 2.0㎜ 이상 9.0㎜ 이하가 바람직하다. 두께 2.0㎜ 미만의 강판은, 연질화 처리에서 강판의 판 두께 중심부까지 경화층이 형성될 가능성이 있고, 열처리 시의 내연화성 향상이라는 본 발명의 효과가 불필요해지는 경우가 있다. 또한, 본 실시 형태의 열연 강판의 용도에서는, 두께가 9.0㎜를 초과하는 강판의 사용은 상정하지 않으므로, 9.0㎜를 판 두께의 상한으로 할 수 있다.

또한, 본 실시 형태의 열연 강판의 인장 강도 TS는, 400MPa 이상 640MPa 이하이다. 또한, 신율 EL(％)은, 25.0％ 이상이다. 인장 강도 TS(MPa), 신율 EL(％)은, JIS Z 2241(2011) 금속 재료 인장 시험 방법에 의한다.

또한, 강판의 가공 시의 이방성에 대해서는, 강판을 원통 딥 드로잉 성형했을 때의 귀 높이가 2㎜ 이하가 되는 것이 바람직하다. 귀 높이는, 직경 200㎜, 판 두께 4.5㎜의 원형으로 잘라낸 강판을, 펀치 내경 φ100㎜, 펀치 숄더 R3㎜, 클리어런스를 강판의 판 두께의 1.4배로 하는 조건에서 원통의 딥 드로잉을 했을 때에, 딥 드로잉 후의 원통부의 최고 높이와 최저 높이의 차분을 귀의 높이로 한다. 귀 높이를 2㎜ 이하로 하기 위해서는, 마무리 압연 온도를 900 내지 950℃의 범위로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 본 실시 형태의 열연 강판 제조 방법을 설명한다.

본 실시 형태의 열연 강판은, 상기 기재된 화학 성분을 갖는 슬래브(강 주조편)를 1200℃ 이상으로 가열하고, 860℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도에서 마무리 압연의 최종 압연을 행하고, 마무리 압연 온도로부터 800℃ 사이를 30℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 800℃부터 권취 온도까지의 사이를 5℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300℃ 이상 600℃ 이하의 권취 온도로 권취함으로써 제조된다.

슬래브의 가열 온도는 1200℃ 이상이면 되지만, 바람직하게는 1200℃ 이상 1300℃ 이하 더 바람직하게는 1220℃ 이상 1280℃ 이하이다. 여기서의 가열 온도는, 슬래브 판 두께 중심부의 온도이다. 주조 후의 슬래브 중에는, Nb가 NbC 등의 화합물이 되어 존재하기 때문에, Nb를 강 중에 고용시키기 위하여 슬래브 중심부까지 1200℃ 이상으로 가열한다. 한편, 가열 온도가 너무 높으면, 가열 중에 슬래브 표면에 스케일이 과잉으로 발생하여, 열연 후의 강판 표면에 흠이 발생할 우려가 있다. 또한, 수율이 저하할 우려도 있다. 따라서 가열 온도의 상한은 1300℃로 한다.

마무리 압연의 최종 압연에 있어서의 마무리 압연 온도는 860℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 마무리 압연 온도는 강판 표면의 실측 온도이다. 가열에 의해 고용시킨 Nb를 탄화물로서 석출시키지 않도록 하기 위해서는, 마무리 압연 온도를 860℃ 이상으로 할 필요가 있다. 열연 강판의 프레스 가공 시에 등방성을 발현시키기 위해서는, 마무리 압연 온도를 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 마무리 압연 온도가 너무 높으면, 결정립이 너무 성장해 버려, 열연 강판을 프레스 가공했을 때에 이방성이 현저해지기 때문에, 상한을 950℃ 이하로 할 필요가 있다. 마무리 압연의 최종 압연에 있어서의 마무리 압연 온도는, 상술한 범위 내이면 되지만, 바람직하게는 900℃ 이상 940℃ 이하, 더 바람직하게는 900℃ 이상 930℃ 이하이다.

마무리 압연 온도로부터 800℃까지 사이의 평균 냉각 속도는 30℃/초 이상 100℃/초 이하로 한다. 평균 냉각 속도는 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 평균 냉각 속도이다. 마무리 압연 온도로부터 800℃까지의 온도 영역은, 고용 Nb가 NbC로 석출되기 쉬운 온도 영역이므로, 이 온도 영역을 가능한 한 빨리 통과시키기 위하여, 마무리 압연 온도로부터 800℃까지 사이의 평균 냉각 속도를 규정한다. 이 온도 영역의 평균 냉각 속도가 30℃/초 이상이면, 석출되는 Nb는 줄어들고 고용 Nb는 상대적으로 증가한다. 한편, 평균 냉각 속도가 너무 높으면, 페라이트 조직의 평균 결정 입경이 너무 작아지거나, 페라이트의 면적 분율이 저하되므로, 100℃/초를 상한으로 한다. 마무리 압연 온도로부터 800℃까지 사이의 평균 냉각 속도는, 상술한 범위 내이면 되지만, 바람직하게는 40℃/초 이상 100℃/초 이하, 더 바람직하게는 50℃/초 이상 100℃/초 이하이다.

800℃부터 권취 온도까지 사이의 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상 100℃/초 이하로 한다. 평균 냉각 속도는 강판의 판 두께 중심부에서의 평균 냉각 속도이다. 800℃부터 권취 온도까지의 온도 영역은, 고용 Nb가 안정적으로 존재하는 온도 영역이므로, 이 온도 영역에서는 800℃까지의 온도 영역보다도 냉각 속도를 완화해도 된다. 따라서, 이 온도 영역의 평균 냉각 속도는 상기의 범위로 한다. 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이면, 강판의 권취까지는 강판 온도를 권취 온도의 상한까지 저하시킬 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 너무 높으면, 페라이트 면적 분율이 낮아져 연성이 저하되므로, 100℃/초를 상한으로 한다. 800℃부터 권취 온도까지 사이의 평균 냉각 속도는, 상술한 범위 내이면 되지만, 바람직하게는 15℃/초 이상 100℃/초 이하, 더 바람직하게는 15℃/초 이상 60℃/초 이하이다.

냉각 후의 강판 권취 온도는 300℃ 이상 600℃ 이하로 한다. 권취 온도는 강판의 표면 온도이다. 본 실시 형태의 열연 강판은, 저온에서 권취하면 NbC의 석출이 억제되어 Nb가 고용한 대로 되고, 가공성은 저하되지만, 열처리 시의 내연화성은 향상된다. 한편, 고온에서 권취하면, 열연 강판의 신율이 향상되어 가공성이 향상하지만, 고용 Nb의 잔존이 적어지기 때문에 상한은 600℃이다. 이로 인해, 본 실시 형태에서는 권취 온도를 상기의 범위로 제한한다. 강판의 권취 온도는, 상술한 범위 내이면 되지만, 바람직하게는 400℃ 이상 600℃ 이하, 더 바람직하게는 450℃ 이상 580℃ 이하이다.

이상과 같이 하여, 본 실시 형태의 열연 강판을 제조할 수 있다.

본 실시 형태의 열연 강판은, 프레스 성형 등의 냉간 가공에 의해 소정의 부품 형상으로 성형되고, 그 후, 침탄 처리, 질화 처리, 탄질화 처리, 연질화 처리 등의 표면 경화 처리가 실시됨으로써, 자동차 부품 등을 이루는 강재가 된다. 표면 경화 처리는, 소정의 분위기 중에 있어서 냉간 가공 후의 열연 강판을 열처리하는 처리이다. 본 실시 형태의 열연 강판은, 냉간 가공 후에 열처리가 실시된 경우에도, 열처리 전후에서 판 두께 중심부의 비커스 경도의 저하량이 작고, 연화되기 어려운 특성을 갖는다.

냉간 가공은, 프레스 가공, 구멍 확장 가공, 굽힘 가공 등의 냉간의 소성 가공이면 된다. 또한, 냉간 가공 시에 있어서의 가공량의 정도를 가공 경화율 ΔR(％)로 나타낸 경우, 본 실시 형태에서는, 어느 가공 경화율 ΔR(％)의 냉간 가공이 적용되어도 되지만, ΔR(％)이 10％ 이상이면, NbC가 석출하기 위한 전위가 충분히 도입되어서, 내연화성의 효과가 발휘되기 쉬워진다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, 가공 경화율이 크다는 것은, ΔR(％)이 30％ 이상인 경우를 말한다. 또한, 가공 경화율이 작다는 것은, ΔR(％)이 30％ 미만인 경우를 말한다. 본 실시 형태의 열연 강판은, ΔR(％)이 10 내지 30％ 미만인 경우에도, 열처리 전후에서 연화되기 어려운 특성을 나타낸다.

표면 경화 처리에서의 분위기는 특별히 제한되지 않는다. 일례로서, NH₃ 농도 35％, CO₂ 농도 5％, N₂ 농도 60％의 분위기를 예시할 수 있다. 본 실시 형태의 열연 강판은, 560 내지 620℃의 범위의 열처리 온도에서, 120분간의 열처리 시간에서 열처리했다고 해도 충분한 내연화성을 나타낸다. 또한, 실제의 표면 경화 처리에서 적용되는 온도 범위는 500 내지 600℃의 범위에서, 열처리 시간은, 60 내지 180분 정도이다. 이러한 조건에 있어서도, 본 실시 형태의 열연 강판은, 충분한 내연화성을 나타낸다.

본 실시 형태의 열연 강판은, 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가, 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상의 내연화성을 나타내는 것이 된다. 특히, 비커스 경도의 가공 경화율이 30％ 미만이 되는 냉간 가공이 실시된 경우에도, 열처리 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도는, 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상의 내연화성을 나타낸다.

또한, 본 실시 형태에서의 가공 경화율은 다음과 같다.

열연 강판의 냉간 가공 전의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 Hv(냉간 가공 전)로 하고, 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 Hv(냉간 가공 후)라 했을 때, 가공 경화량 ΔWHv는 하기 (α)식으로 표현되고, 가공 경화율ΔR(％)은 하기 (β)식으로 표현된다.

ΔWHv=Hv(냉간 가공 후)-Hv(냉간 가공 전)...(α)

ΔR(％)=ΔWHv/Hv(냉간 가공 전)×100...(β)

또한, 열처리 후의 경도 변화율은, 다음과 같다. 열처리는, 각 열처리 온도에서 120분간의 가열을 한 경우이다. 본 실시 형태의 열연 강판은, ΔHv(％)는 80％ 이상을 나타내는 것이 된다.

냉간 가공 완료의 열연 강판의 열처리 전의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 Hv(열처리 후)라 했을 때, 열처리 후 경화량 ΔTHv는 하기 (γ)식으로 표현되며, 열처리 후의 경도 변화율 ΔHv(％)는 하기 (δ)식으로 표현된다.

ΔTHv=Hv(열처리 후)-Hv(냉간 가공 전)...(γ)

ΔHv(％)=ΔTHv/ΔWHv×100...(δ)

ΔHv(％)의 상한은 100％가 아니고, 열처리에 의해 강판이 더욱 단단해지는 경우를 포함한다. 예를 들어, 강 중의 고용 C가, 열처리에 의해 NbC를 형성하고, 이에 의해, 강도가 높아지는 경우도 있다.

또한, 열연 강판의 판 두께 중심의 비커스 경도는, JIS Z2244(2009)로 규정하는 비커스 경도 시험 방법에 있어서, 마이크로 비커스계에서 100g(0.9807N)의 웨이트로 측정한 경도이다. 또한, 측정은, 열연 강판의 판 두께 중심에서 판 두께 방향 ±100㎛의 범위의 영역에서, 경도 시험을 3회 이상 행하고, 평균값을 구한다.

열연 강판에 냉간 가공 및 표면 경화 처리가 실시되어 제조된 강재는, 열처리 후의 경도 변화율 ΔHv(％)가 80％ 이상을 나타내는 것이 된다.

이상 설명한 바와 같이, 본 실시 형태의 열연 강판에 의하면, 강판에 대한 가공량이 적고 가공 경화율이 낮은 경우에도, 열처리 시의 강판의 판 두께 중심부의 강도의 연화를 방지할 수 있다.

또한, 본 실시 형태의 열연 강판 제조 방법에 의하면, 열처리 시의 내연화성이 우수한 열연 강판을 제조할 수 있다.

실시예

다음에, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 실시예는, 본 발명의 어디까지나 일례이며, 본 발명이, 하기의 예에 한정되는 것은 아니다.

전로에 의해 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 슬래브를 제조했다. 표 1A 및 표 1B에 슬래브의 화학 성분으로서 성분 1 내지 44를 나타낸다.

얻어진 슬래브를 소정의 가열 온도까지 가열하고, 소정의 마무리 압연 온도에서 마무리 압연의 최종 압연을 행하고, 마무리 압연 온도로부터 800℃ 사이의 평균 냉각 속도 및 800℃부터 권취 온도까지 사이의 평균 냉각 속도를 다양하게 변경하여 냉각하고, 소정의 권취 온도로 권취함으로써, S01 내지 S84의 열연 강판을 제조했다. 표 2A 내지 표 2C에, 열연 강판을 제조할 때의 가열 온도, 마무리 압연 온도, 평균 냉각 속도 및 권취 온도를 나타내었다. 또한, 얻어진 열연 강판의 판 두께를 표 2A 내지 표 2C에 함께 나타내었다. 또한, 표 2A 내지 표 2C 중에서, 마무리 압연 온도로부터 800℃ 사이의 평균 냉각 속도를, 평균 냉각 속도 I로 기재하고, 800℃부터 권취 온도까지 사이의 평균 냉각 속도를, 평균 냉각 속도 II라 기재했다.

다음으로, 얻어진 열연 강판에 대해 프레스 가공을 실시함으로써, 프레스 성형품을 제조했다. 프레스 가공은, 직경 200㎜, 판 두께 4.5㎜의 원형으로 잘라낸 열연 강판을, 펀치 내경 φ100㎜, 펀치 숄더 R3㎜, 클리어런스를 판 두께의 1.4배로 하는 조건으로 했다. 이 조건에서 원통의 딥 드로잉을 하고, 높이 52㎜의 컵 모양의 프레스 성형품을 제조했다. 또한, 판 두께가 변화하는 것에 의한 영향을 조사하기 위하여, 판 두께 2.0㎜에서 9.0㎜의 열연 강판에 대해서도, 마찬가지의 프레스 가공을 행했다.

이어서, 프레스 성형품에 대해, 연질화 처리를 행했다. 연질화 처리의 분위기는, NH₃ 농도 35％, CO₂ 농도 5％, N₂ 농도 60％의 분위기로 했다. 승온 속도는0.7℃/분으로 하고, 열처리 온도는 570 내지 625℃로 하고, 열처리 시간은 120분으로 하고, 가열 후는 공랭했다. 연질화 처리의 열처리 온도는 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

(열연 강판의 마이크로 조직)

얻어진 열연 강판에 대해, 단면을 나이탈 에칭 처리하여 현미경 관찰함으로써, 조직 형태, 페라이트 조직의 면적 분율 및 페라이트의 평균 결정 입경을 구했다. 결과를 표 2A 내지 표 2C에 나타내었다.

(열연 강판의 고용 Nb량)

또한, 열연 강판 중의 고용 Nb량을 다음에 설명하는 방법에 의해 측정했다. 먼저, 권취 후 실온까지 냉각된 열연 강판의 판 폭 1/4의 위치에서, 한 변이 30mm인 정사각형(30×30㎜=900㎟) 크기의 시험편을 채취했다. 계속해서, 전해액으로서 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올 용액을 준비하고, 전해액 중에서 시험편을 정전류 전해시켰다. 정전류 전해 후에 전해액 중에 남은 잔사를 0.2㎛의 필터로 여과하여 채취하고, 채취된 잔사의 질량을 측정함과 함께, 잔사를 산 분해 처리 후, ICP 발광 분광 분석법(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy: ICP-AES)에 의해, 잔사 중의 Nb의 질량을 측정했다. 잔사 중의 Nb는, Nb의 탄화물 또는 질화물의 석출물로서 존재했다고 가정하고, 강판의 전체 Nb 함유량으로부터 잔사 중의 Nb의 양을 차감한 양을 고용 Nb량으로 했다. 결과를 표 2A 내지 표 2C에 나타내었다.

(인장 강도 및 신율)

또한, 얻어진 열연 강판의 인장 강도 TS 및 신율 EL(％)을 구했다. 인장 강도 TS(MPa), 신율 EL(％)은, JIS Z 2241(2011) 금속 재료 인장 시험 방법에 의해 측정했다. 결과를 표 2A 내지 표 2C에 나타내었다. TS는 400 내지 640MPa를 양호하게 하고, EL은 25.0％ 이상을 양호하게 했다.

(프레스 성형품의 프레스 균열 발생 유무)

연질화 처리 전의 프레스 성형품에 대해, 균열의 발생 유무를 프레스 균열 평가로서 평가했다. 평가 결과를 「E」「S」「E, S」「N」으로 나타내었다. 「E」 내지 「N」의 내용은 이하 대로이다. 결과를 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

E: 성형품의 단부 균열이 있다.

S: 숄더 R부에 균열이 있다.

E, S: 성형품의 단부가 깨져, 숄더 R부에 균열이 있다.

N: 균열 없음.

(프레스 귀 발생 유무)

연질화 처리 전의 프레스 성형품에 대해, 귀의 발생 유무를 평가했다. 프레스 성형품의 최고 높이와 최저 높이의 차를 귀 높이로 했다. 평가 결과를 「A」「B」「C」「D」로 나타내었다. 「A」 내지 「D」의 내용은 이하 대로이다. B와 A를 양호라 판정했다. 또한, 프레스 균열이 발생된 것은, 프레스 귀의 측정을 실시하지 않았다. 결과를 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

A: 귀 높이가 0㎜ 이상 1㎜ 이하.

B: 귀 높이가 1㎜ 초과 2㎜ 이하.

C: 귀 높이가 2㎜ 초과 3㎜ 이하.

D: 귀 높이가 3㎜ 초과.

(표면 조화 발생 유무)

연질화 후의 프레스 성형품에 대해, 성형품의 측면을 400번의 지석으로 원주 방향으로 문지르고, 줄무늬상 흠을 냈다. 이 때, 줄무늬상 흠이 직선상으로 들어가 있으면 양호로 판단하고, 표면 조화 발생(오렌지 필 발생)이 없는 (A)로 했다. 한편, 줄무늬상 흠에 농담이 발생하거나, 분단된 경우에는, 표면 조화 발생(오렌지 필의 발생)이 있는 (B)로 했다. 결과를 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

(냉간 가공 전후의 경도)

프레스 가공 전후에 있어서의 열연 강판의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 측정했다. 프레스 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도는, 컵 모양의 프레스 성형품의 측면부에 있어서의 판 두께 중심의 비커스 경도로 했다. 프레스 성형품의 가공 경화율은, 측정 위치에 따라 상이하다. 가공 경화율이 30％ 미만에 있어서의 열처리 전후의 비커스 경도를 조사하기 위하여, 프레스 성형품의 저면으로부터 3 내지 7㎜ 위치에서 측정하고, 가공 경화율이 30％ 이상에 있어서의 열처리 전후의 비커스 경도를 조사하기 위하여, 프레스 성형품의 저면으로부터 25㎜ 및 35㎜ 위치에서의 측정을 행했다. 표 3A 내지 표 3C에, 냉간 가공 전후의 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hv(냉간 가공 전), Hv(냉간 가공 후)를 나타내었다. 또한, 냉간 가공 후의 비커스 경도 Hv(냉간 가공 후)의 측정 위치를 나타낸다. 또한, 가공 경화율 ΔR(％)을 나타낸다. 가공 경화율 ΔR(％)은, 상기 (α)식 및 (β)식에 의해 구했다. 또한, 프레스 균열이 발생한 것은, 경도 측정은 실시하지 않았다.

(열처리 전후의 경도)

열처리 전후에 있어서의 열연 강판의 판 두께 중심부의 비커스 경도를 측정하고, 열처리 전후의 가공 경화량 ΔTHv 및 열처리 전후의 경도 변화율 ΔHv를 구했다. 가공 경화량 ΔTHv 및 열처리 전후의 경도 변화율 ΔHv는, 상기 (γ)식 및 (δ)식에 의해 구했다.

그리고, ΔHv가 80％ 이상을 A, 80％ 미만을 B로 했다. 또한, 프레스 균열이 발생한 것은, 경도 측정은 실시하지 않았다. 결과를 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

이상의 결과를 표 2A 내지 표 2C 및 표 3A 내지 표 3C에 나타내었다.

강 S01 내지 S42, S70, S72, S73은, 본 발명의 화학 성분을 갖는 슬래브를 본 발명에서 규정하는 제조 조건으로 제조한 열연 강판이며, 열처리 후의 경도 변화율이 80％ 이상을 나타내고 있어, 열처리 후의 내연화성이 우수한 것을 알 수 있다.

S79 및 S80은, 본 발명의 화학 성분을 갖는 슬래브를 본 발명에서 규정하는 제조 조건으로 제조한 열연 강판이다. 구체적으로는, S79 및 S03은, 동일한 강종을 동일 조건에서 열간 압연한 예이며, 마찬가지로, S80 및 S18은, 동일한 강종을 동일 조건에서 열간 압연한 예이다. S79 및 S80은, S03 및 S18에 대해 연질화 시의 가열 온도가 높았기 때문에, 열처리 후의 경도 변화율이 80％ 미만이 되었다. 그러나, 이들 강 S79 및 S80에 대한 연질화 시의 가열 온도를 620℃ 이하로 함으로써, 열처리 후의 경도 변화율은 S18 및 S03에 나타낸 바와 같이 80％ 이상이 된다.

강 S43 내지 강 S54는, 본 발명의 화학 성분으로부터 제외된 예이다.

즉, 강 S43은, C 함유량이 적고, 연질화 처리 중에 NbC의 생성량이 적어져서, 경도를 확보할 수 없었다. 또한, 페라이트의 결정립도 조대가 되고, 표면 조화가 발생했다. 강 S44는, C 함유량이 과잉이기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S45는, Si 함유량이 과잉이기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S46은, Mn 함유량이 적고, 페라이트의 결정립이 조대화하고, 표면 조화가 발생했다. 강 S47은, Mn량이 과잉이고, 또한, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트가 생성되었기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S48은, P량이 과잉이고, 또한, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트가 생성했기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S49는, S량이 과잉이기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S50은, Al 함유량이 적고, 또한, 페라이트의 결정립이 조대화하여, 표면 조화가 발생했다. 강 S51은, Al량이 과잉이기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S52는, N량이 과잉이기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다. 강 S53은, Nb 함유량이 적고, 이것 때문에 고용 Nb가 낮아지고, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다. 강 S54는, Nb량이 과잉이고, 또한, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트가 생성되기 때문에, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다.

강 S55는, 열간 압연 시의 가열 온도가 낮고, 고용 Nb가 낮아져, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S56은, 800℃까지의 냉각 속도가 크고, 페라이트의 면적 분율이 적어져, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다.

강 S57은, B가 상한을 초과하고, 프레스품의 귀가 커졌다. 또한, C가 B와 결합함으로써, NbC의 생성량이 감소되고, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S58은, 마무리 압연 종료 후로부터 권취까지의 냉각 속도가 크고, 권취 온도도 낮아져, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트도 생성하고, EL 낮아져 프레스 균열이 일어났다.

강 S59는, 냉각 속도가 느려졌기 때문에, 페라이트의 평균 결정 입경이 조대화하여 표면 조화가 발생하고, 또한, 고용 Nb가 낮아져 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S60은, 800℃까지의 냉각 속도가 크고, 페라이트의 면적 분율이 적어지고, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다.

강 S61은, 열간 압연 시의 가열 온도가 낮고, 고용 Nb가 낮아져, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S62는, 마무리 압연 온도가 높고, 고용 Nb가 낮아져, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다. 한편, 강 S63은, 마무리 압연 온도가 낮고, 열연 도중에 조대한 편평한 페라이트가 발생했다. 그 때문에 프레스 가공 시의 이방성이 커지고, EL도 저하되었다.

강 S64는, 800℃까지의 냉각 속도가 크고, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트가 생성했기 때문에, TS가 높아지고, EL도 저하되었다. 한편, 강 S65는, 800℃까지의 냉각 속도가 낮고, 고용 Nb가 낮아져, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S66은, 800℃ 내지 권취 온도까지의 냉각 속도가 높기 때문에, 페라이트의 면적률이 낮아지고, EL 낮게 되어 프레스 균열이 일어났다. 한편, 강 S67은, 800℃ 내지 권취 온도까지의 냉각 속도가 낮고, 고용 Nb가 적어져, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S68은, 권취 온도가 높고, 고용 Nb가 낮아지고, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다. 한편, 강 S69는, 권취 온도가 낮고, 또한, 페라이트의 면적 분율이 저하되어 베이나이트가 생성하고, EL이 저하되어 프레스 균열이 일어났다.

강 S71은, 열간 압연 시의 가열 온도가 낮고, 고용 Nb가 충분히 생성되지 않았다. 고용 Nb가 적기 때문에, 고온에서 연질화 처리를 해도 경도를 확보할 수 없었다.

강 S74, 강 S75 및 강 S76은 모두, Nb 함유율이 낮은 슬래브를 동일 조건에서 열간 압연한 열연 강판이다. 이들 차이는, 프레스 성형품에 있어서의 비커스 경도의 측정 위치를 바꿈으로써 가공 경화율을 바꾼 예이다. 어느 경우도, 고용 Nb가 충분히 생성되지 않았다. 이로 인해, 강 S74, 강 S75와 같이, 고가공 부위에서도 연질화 후의 경도를 확보할 수 없고, 또한, 강 S76과 같이, 저가공 부위에서도 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S77 및 강 78은, 고용 Nb는 적고 Nb 함유율이 높은 강이지만, 가공 경화율이 큰 경우에는, 연질화 후의 경도를 확보할 수 있다. 한편, 강 S59, 강 S61, 강 S62, 강 S65, 강 S67, 강 S68, 강 S84와 같이, 고용 Nb는 적고 Nb 함유율이 높은 강에서도, 가공 경화율이 작은 경우에는, 연질화 후의 경도를 확보할 수 없다.

강 S81 및 S82는, Nb 함유율이 낮은 슬래브를 거의 동일 조건에서 열간 압연하여 열연 강판으로 하여, 이것을 프레스 가공하고, 또한 620℃ 초과의 고온에서 가열 처리한 예이다. 강 S81과 S82의 차이는, 프레스 성형품에 있어서의 비커스 경도의 측정 위치를 바꾸고, 가공 경화율을 바꾼 예이다. 또한, S53, S74 내지 S76의 차이는, 620℃ 초과의 고온에서 가열 처리한 점이다. S81 및 S82는 어느 경우도, Nb 함유량이 매우 적기 때문에 고용 Nb가 충분히 생성되지 않았다. 이로 인해, 강 S81과 같이, 고가공 부위에서도 연질화 후의 경도를 확보할 수 없고, 또한, 강 S84와 같이, 저가공 부위에서도 연질화 후의 경도를 확보할 수 없었다.

강 S83은, 고용 Nb는 있지만, C 함유량이 적은 것이다. 이로 인해, 연질화 처리의 열처리를 하고 있을 때의 NbC의 생성량은 적어지고, 620℃ 초과의 고온에서 가열 처리해도 경도를 확보할 수 없었다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

[표 2C]

[표 3A]

[표 3B]

[표 3C]

이상, 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대해 상세하게 설명했지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자라면, 특허 청구 범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명백하며, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해된다.

Claims

화학 성분으로서 질량％로,
C: 0.040 내지 0.150％,
Si: 0 내지 0.500％,
Mn: 0.10 내지 1.50％,
P: 0 내지 0.050％,
S: 0 내지 0.020％,
Al: 0.010 내지 0.050％,
N: 0.0010 내지 0.0060％,
Nb: 0.008 내지 0.035％,
Cu: 0 내지 0.10％,
Ni: 0 내지 0.10％,
Cr: 0 내지 0.02％,
Mo: 0 내지 0.020％,
V: 0 내지 0.020％,
Ca: 0 내지 0.0100％, 및
B: 0 내지 0.0050％,
를 포함하고,
고용 Nb: 0.005 내지 0.030％이며,
잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직 중에 있어서의 페라이트의 조직이 면적 분율로 85％ 이상이고, 당해 금속 조직의 잔부가 시멘타이트 및/또는 펄라이트 조직이며, 페라이트의 평균 결정 입경이 5㎛ 이상 20㎛ 이하인, 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 열연 강판에 대해 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,
상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상의 내연화성을 나타내는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 열연 강판에 대해, 비커스 경도의 가공 경화율이 30％ 미만이 되는 냉간 가공과, 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,
상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상의 내연화성을 나타내는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로 이루어지는 강재이며,
상기 열연 강판에 대해 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,
상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상인, 강재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판으로 이루어지는 강재이며,
상기 열연 강판에 대해 비커스 경도의 가공 경화율이 30％ 미만이 되는 냉간 가공과 560 내지 620℃에서 120분간 가열하는 열처리를 순차 행한 경우의 판 두께 중심부의 비커스 경도가,
상기 냉간 가공 후의 판 두께 중심부의 비커스 경도에 대해 80％ 이상인, 강재.
화학 성분으로서 질량％로,
C: 0.040 내지 0.150％,
Si: 0 내지 0.500％,
Mn: 0.10 내지 1.50％,
P: 0 내지 0.050％,
S: 0 내지 0.020％,
Al: 0.010 내지 0.050％,
N: 0.0010 내지 0.0060％,
Nb: 0.008 내지 0.035％,
Cu: 0 내지 0.10％,
Ni: 0 내지 0.10％,
Cr: 0 내지 0.02％,
Mo: 0 내지 0.020％,
V: 0 내지 0.020％,
Ca: 0 내지 0.0100％, 및
B: 0 내지 0.0050％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 강 주조편을 1200℃ 이상으로 가열하고,
860℃ 이상 950℃ 이하의 마무리 압연 온도에서 마무리 압연의 최종 압연을 행하고,
마무리 압연 온도로부터 800℃ 사이를 30℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고,
800℃부터 권취 온도까지의 사이를 5℃/초 이상 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고,
300℃ 이상 600℃ 이하의 권취 온도로 권취하는, 열연 강판의 제조 방법.