KR101103203B1 - 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

이 열연 강판은, 질량％로, C:0.015％ 이상 0.040％ 미만, Si:0.05％ 미만, Mn:0.9％ 이상 1.8％ 이하, P:0.02％ 미만, S:0.01％ 미만, Al:0.1％ 미만, N:0.006％ 미만, 및 Ti:0.05％ 이상 0.11％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ti/C=2.5 이상 3.5 미만이고, Nb, Zr, V, Cr, Mo, B 및 W를 포함하지 않고, 미크로 조직이 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직을 96％ 초과 포함하고, 인장 최고 강도가 520㎫ 이상 또한 720㎫ 미만, 시효 지수 AI가 15㎫ 초과, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(El)％의 곱이 2350 이상, 피로한이 200㎫ 이상이다.

Description

피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT ROLLED STEEL SHEET POSSESSING EXCELLENT FATIGUE PROPERTIES AND STRETCH-FLANGE ABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE HOT ROLLED STEEL SHEET}
본 발명은 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히 우수한 신장 플랜지성을 발현시키는 균일한 미크로 조직을 가지고, 엄격한 신장 플랜지 가공이 요구되는 부품에서도 용이하게 성형할 수 있는 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은 2008년 3월 26일에 출원된 일본특허출원 제2008-079591호에 대하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 자동차의 연비 향상 등을 위해서 경량화를 목적으로 하여 Al 합금 등의 경금속이나 고강도 강판의 자동차 부재에의 적용이 진행되고 있다. 단, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다고 하는 이점이 있지만 강과 비교하여 현저하게 고가이기 때문에 그 적용은 특수한 용도에 한정되어 있다. 따라서 더 저렴하면서 넓은 범위에 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 강판의 고강도화가 필요하게 되어 있다.
재료의 고강도화는 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성을 열화시키기 때문에, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할지가 고강도 강판을 개발하는 데 있어서 중요해진다. 특히 내판 부재, 구조 부재, 주변 부재용 강판에 요구되는 특성으로서는 신장 플랜지성, 연성, 피로 내구성, 특히 천공(피어스) 가공하는 경우가 많기 때문에 그 후의 피로 내구성 및 내식성 등이 중요하고, 고강도와 이들 특성을 어떻게 고차원으로 균형을 이루게 할지가 중요하다.
이와 같이 고강도화와 제 특성, 특히 성형성이 양립된 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 강이 개시되어 있다(예를 들면, 특허문헌 1, 2 참조). 이 TRIP 강에서는 강의 미크로 조직 중에 잔류 오스테나이트를 포함함으로써 성형중에 TRIP 현상을 발현시킨다. 이에 의해 비약적으로 성형성(연성 및 딥 드로잉성)을 향상시키고 있다. 그러나, 신장 플랜지성은 일반적으로 떨어졌다. 따라서, 고강도면서 신장 플랜지성이 현저하게 우수한 강판이 절망되고 있다.
신장 플랜지성이 우수한 열연 강판에 대해서는 몇 가지 개시가 있다. 특허문헌 3에는 아시큘러 페라이트 단상 조직을 가지는 열연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이와 같은 저온 변태 생성물 단독의 조직에서는 연성이 낮아 신장 플랜지 성형 이외의 용도에 이용하기가 어려웠다.
특허문헌 4에는 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 조직을 가지는 강판이 개시되어 있는데, 이와 같은 복합 조직강에서는 비교적 양호한 연성이 얻어지지만, 신장 플랜지성을 나타내는 지표인 구멍 확대율이 낮은 경향에 있다.
또한 특허문헌 5에는 페라이트 체적률이 높은 강판이 개시되어 있다. 그러나 이것에는 Si가 다량으로 함유되어 있기 때문에 피로 특성 등에 문제를 일으키는 경우가 있다. 이와 같은 Si에 의한 폐해를 피하기 위해서는 열연중 또는/및 열연 후에 표면 개질을 도모하는 것이 필요해져서 특수한 설비 도입이 필요해지거나 생산성이 열화하거나 하는 문제도 많다.
특허문헌 6, 7에는 Ti를 첨가한 구멍 확대성이 양호한 열연 강판이 개시되어 있다. 그러나 Ti/C는 적절히 제어되지 않아 구멍 확대율이 그다지 높지 않다.
특허문헌 1 : 일본공개특허 제2000-169935호 공보 특허문헌 2 : 일본공개특허 제2000-169936호 공보 특허문헌 3 : 일본공개특허 제2000-144259호 공보 특허문헌 4 : 일본공개특허 소61-130454호 공보 특허문헌 5 : 일본공개특허 평8-269617호 공보 특허문헌 6 : 일본공개특허 제2005-248240호 공보 특허문헌 7 : 일본공개특허 제2004-131802호 공보
본 발명은 인장 최고 강도가 520 내지 720㎫이고, 또한 우수한 신장 플랜지 성형성과 양호한 연성을 가지고, 피로 특성, 특히 천공(피어스) 가공 후의 피로 특성도 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 과제를 극복하기 위해서 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 우선 Si를 극력 낮은 레벨로 억제하는 것, 또한 조직을 페라이트 주체로 하는 것, 나아가 고용 C를 약간이라도 잔존시키는 것, Ti 양과 C 양의 비에 유의하는 것이 중요함을 새로 발견하였다.
또한, 피어스 펀칭 가공하였을 때의 피로 특성(피어스 피로 특성)에 크게 영향을 미치는 시어 절단의 단면 형태를 검토하였다.
도 1은 시어 펀칭 단면(시어 절단의 단면 형태, 절단면)을 현미경에 의해 관찰하여 얻어진 사진을 나타낸다. 여기서, 도 1의 상측에는 정상 파면이 관찰된 결과를 나타내고, 하측에는 정상 파면과 이상 파면이 관찰된 결과를 나타낸다.
도 2는 정상 파면부의 SEM 사진을 나타내고, 도 3은 이상 파면부의 SEM 사진을 나타낸다.
도 1 내지 도 3은 판 두께의 12％의 클리어런스로 열연 강판에 시어 절단을 행하고, 얻어진 펀칭 단면(펀칭부의 파면 성상)을 관찰한 결과이다.
도 1, 도 2에 나타난 바와 같이 정상적인 파면(정상 파면)은 연성 파면이지만, 도 1, 도 3에 나타난 바와 같이 이상부의 파면(이상 파면)은 취성 파면이다. 취성 파면은 절단면에 신장한 페라이트 입계가 다량으로 존재하거나 TiC 등의 석출물이 페라이트 입계에 다수 존재하였을 때에 발생한다고 생각된다.
따라서, 취성 파면의 발생을 억제하기 위해서는 (1) 결정립의 형태를 제어하는 것과, (2) TiC 등의 석출물이 존재하지 않는 것이 중요하다.
본 발명에서는 520㎫ 내지 720㎫의 열연 강판의 제조를 목표로 하고 있으나, 석출물로 강화하는 석출 강화에서는 TiC 등의 석출물이 생성되기 때문에 파면에서의 취성 파괴를 저지할 수 없다. 또한, C 등의 고용 원소를 사용하면 베이나이트, 시멘타이트 및 마텐자이트 등의 경질의 제2상이 석출함과 함께 TiC 등의 석출물이 생성하는 경우가 많기 때문에 파면에서의 취성 파괴를 저지할 수 없다. 또한, 경질상은 구멍 확대율을 저하시킨다. 또한, 석출물이 없을 때에는 강도가 부족하였다.
이상의 문제점을 고려하여 본 발명에서는 Ti-C 클러스터를 생성시킴으로써 이하의 작용이 얻어지는 것을 발견하였다.
1) TiC 등의 주로 탄화물계 석출물의 생성을 억제할 수 있다.
2) 시멘타이트 등의 경질의 제2상의 생성을 억제할 수 있다.
3) 결정립의 형태를 제어하여 취성 파괴(취성 파면)가 일어나기 어려운 형태로 할 수 있다.
4) Ti-C 클러스터의 주변에 생성하는 변형장을 이용하여 전위를 고정하고, 강도를 확보할 수 있다.
또한 Nb를 첨가하면 재결정 온도가 높아지기 때문에, 신장한 페라이트립이 발생하기 쉬움을 알 수 있었다. 따라서, 이 관점으로부터 Nb를 함유해서는 안 됨을 발견하였다.
이상에 의해 본 발명을 완성시켰다. 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.
본 발명에 관한 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판은, 질량％로, C:0.015％ 이상 0.040％ 미만, Si:0.05％ 미만, Mn:0.9％ 이상 1.8％ 이하, P:0.02％ 미만, S:0.01％ 미만, Al:0.1％ 미만, N:0.006％ 미만, 및 Ti:0.05％ 이상 0.11％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ti/C=2.5 이상 3.5 미만이고, Nb, Zr, V, Cr, Mo, B 및 W를 포함하지 않고, 미크로 조직이 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직을 96％ 초과 포함하고, 인장 최고 강도가 520㎫ 이상 또한 720㎫ 미만, 시효 지수 AI가 15㎫ 초과, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(El)％의 곱이 2350 이상, 피로 한도(fatigue limit)가 200㎫ 이상이다.
본 발명에 관한 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판에서는, 질량％로, Cu:0.01％ 이상 1.5％ 이하 및 Ni:0.01％ 이상 0.8％ 이하 중 어느 1종 또는 2종을 더 함유하여도 된다.
또한, 질량％로, Ca:0.0005％ 이상 0.005％ 이하, REM:0.0005％ 이상 0.05％ 이하 중 어느 1종 또는 2종을 함유하여도 된다.
도금이 실시되어 있어도 된다.
본 발명의 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법은, 질량％로, C:0.015％ 이상 0.040％ 미만, Si:0.05％ 미만, Mn:0.9％ 이상 1.8％ 이하, P:0.02％ 미만, S:0.01％ 미만, Al:0.1％ 미만, N:0.006％ 미만, 및 Ti:0.05％ 이상 0.11％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ti/C=2.5 이상 3.5 미만이고, Nb, Zr, V, Cr, Mo, B 및 W를 포함하지 않는 강편을 1100℃ 이상으로 가열하고, 1000℃ 이상의 온도에서 종료하는 조건으로 조 압연하여 조(粗) 바로 하는 공정과, 830 내지 980℃의 온도역에서 종료하는 조건으로 상기 조 바를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과, 상기 마무리 압연의 종료 후 0.5초 이상 공랭하고, 750 내지 600℃의 온도역을 10 내지 40℃/sec의 범위의 평균 냉각 속도로 냉각하여 열연 강판으로 하는 공정과, 440 내지 560℃에서 상기 열연 강판을 권취하는 공정을 가지고, 미크로 조직이 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직을 96％ 초과 포함하고, 인장 최고 강도가 520㎫ 이상 또한 720㎫ 미만, 시효 지수 AI가 15㎫ 초과, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(El)％의 곱이 2350 이상, 및 피로 한도가 200㎫ 이상인 상기 열연 강판을 제조한다.
본 발명의 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정을 개시할 때까지의 동안 및/또는 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정중에 상기 조 바 또는 상기 압연재를 가열하여도 된다.
상기 강편을 조 압연하는 공정의 종료 시점부터 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정의 개시 시점까지의 동안에 디스케일링을 행하여도 된다.
상기 열연 강판을 780℃ 이하에서 소둔을 행하여도 된다.
상기 열연 강판을 780℃ 이하에서 가열하고, 이어서 도금욕 중에 침지시켜 강판 표면을 도금하여도 된다.
상기 도금 후, 도금 합금화 처리하여도 된다.
본 발명은 특히 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 이들 강판을 이용함으로써 고의장성 휠의 장식 구멍부로 대표되는 엄격한 신장 플랜지 가공이 요구되는 부품에서도 용이하게 성형할 수 있다. 또한 신장 플랜지 가공 후의 단면 성상도 2차 전단면이나 그와 유사한 결함 등이 없어 양호하다.
또한, 자동차의 휠 등과 같이 구멍을 펀칭하여 사용되는 부재에 본 발명의 열연 강판을 이용한 경우, 구멍의 주위로부터 발생하는 피로 파괴를 효과적으로 억제할 수 있다. 구멍을 펀칭하였을 때에 구멍의 펀칭 단면(절단 파면)에 취성 퐈괴(취성 파면)가 일어나면, 피로 파괴가 이 구멍의 주위로부터 발생한다. 본 발명의 열연 강판에서는 펀칭 단면에서의 취성 파괴의 발생이 억제되기 때문에, 피로 파괴를 효과적으로 억제할 수 있고, 우수한 피로 특성(피어스 피로 특성)을 달성할 수 있다.
또한 도장 후 내식성도 우수하였다. 또한, 강판 강도에 관해서는 양호한 피로 특성을 가지면서 인장 최고 강도에서 520 내지 670㎫로 고강도이기 때문에 판 두께의 저감이 가능해진다.
도 1은 시어 펀칭 단면(시어 절단의 단면 형태)을 현미경에 의해 관찰하여 얻어진 사진을 나타내는 도면이다.
도 2는 정상 파면부의 SEM 사진을 나타내는 도면이다.
도 3은 이상 파면부의 SEM 사진을 나타내는 도면이다.
도 4는 강판 온도와 마무리 압연 종료부터의 경과 시간의 관계에 있어서, Ti-C 클러스터 및 TiC 석출물이 생성하는 영역을 모식적으로 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.
우선, 본 발명의 열연 강판의 화학 성분에 대하여 설명한다.
C는 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. 0.04％ 이상 함유하고 있으면 신장 플랜지 균열의 기점이 되는 탄화물이 증가하고, 구멍 확대값이 열화할 뿐만 아니라 강도가 상승하여 가공성이 열화한다. 이 때문에 C의 함유량은 0.040％ 미만으로 한다. 신장 플랜지성의 관점으로부터 0.035％ 미만이 바람직하다. 또한, 0.015％ 미만에서는 강도가 부족하기 때문에 0.015％ 이상으로 한다. C의 함유량은 바람직하게는 0.015％ 이상 0.035％ 미만이다.
Si는 열연판 표면에 Si 스케일이라고 불리는 표면 모양을 형성하여 성형품의 표면 성상을 악화시킬 뿐만 아니라 표면 조도를 거칠게 하기 때문에 피로 특성도 열화시키는 경우가 있다.
또한 화성 처리성이 열화하고, 그 결과 내식성도 열악해진다. 따라서, Si에 관해서는 극력 낮게 함유량을 억제할 필요가 있다. 따라서, 상한을 0.05％ 미만으로 한다. 이에 의해 조 압연 후에 고압 디스케일링을 하지 않아도 양호한 화성 처리성과 도장 후 내식성을 확보하는 것이 가능해진다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 큰 코스트 업을 수반하기 때문에 0.001％ 이상이 실질적인 하한이다. Si의 함유량은 바람직하게는 0.001％ 이상 0.01％ 미만이다.
Mn은 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Mn은 페라이트 변태 온도를 저온화하기 때문에, 조직의 미세화 효과가 있고, 피로 특성에 바람직하다. 또한 비교적 저렴하게 강도를 높이는 것이 가능하기 때문에 0.9％ 이상 첨가한다. 과잉의 Mn 첨가에 의해 신장 플랜지성이나 피로 특성이 열화하기 때문에 1.8％ 이하를 상한으로 한다. 상한은 바람직하게는 1.5％ 미만이다. Mn의 함유량은 더욱 바람직하게는 1.0％ 내지 1.4％이다.
P는 신장 플랜지성이나 용접성, 용접부의 피로 강도를 열화시키기 때문에 0.02％ 미만을 상한으로 한다. 0.01％ 미만이 더 바람직한 상한이다. 하한은 특별히 지정하지 않지만, 0.001％ 이하로 하는 것은 제강 기술상 어렵기 때문에 0.001％ 초과가 실질적인 하한이다.
S는 열간 압연시의 균열을 일으킬 뿐만 아니라 지나치게 많으면 구멍 확대성을 열화시키는 A계 개재물을 생성하기 때문에 극력 저감시켜야 한다. 그러나 0.01％ 미만이라면 허용할 수 있는 범위이다. 단, 높은 구멍 확대성을 필요로 하는 경우에는 0.0040％ 미만이 바람직하고, 더 높은 구멍 확대가 요구되는 경우에는 0.0025％ 이하가 더욱 바람직하다. 하한은 특별히 지정하지 않지만, 0.0003％ 이하로 하는 것은 제강 기술상 어렵기 때문에 0.0003％ 초과가 실직적인 하한이다.
Al은 용강탈산을 위해서 첨가하여도 되지만, 코스트의 상승을 초래하기 때문에 그 상한을 0.1％ 미만으로 한다. 또한, 너무 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 신장이나 구멍 확대성을 열화시키기 때문에 바람직하게는 0.06％ 미만으로 한다. Al의 함유량은 더욱 바람직하게는 0.01％ 내지 0.05％이다. Al은 무첨가여도 상관없다.
N은 Ti와 결합하여 TiN을 형성하고, 구멍 확대성이나 피로 특성에 악영향을 미치기 때문에 그 상한을 0.006％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.004％ 미만이다. 하한은 특별히 정하지 않지만, 0.0005％ 미만을 안정되게 얻기는 어렵기 때문에 0.0005％ 이상이 실질적인 하한이다.
Ti는 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. Ti는 강도를 높이기 위해서 필수인 것 외에 구멍 확대성도 향상시키는 효과가 있다. 따라서, 0.05％ 이상의 첨가가 필수이다. 그러나 지나치게 첨가하면, 강도가 너무 높아지거나 구멍 확대성이나 피로 특성이 저하하거나 하는 경우가 있다. 이 때문에 0.11％ 미만을 상한으로 한다. Ti의 함유량은 더욱 바람직하게는 0.075％ 이상 0.10％ 미만이다.
열연 강판의 표면에 도금이 실시되고, 또한 도금 합금화 처리가 실시되어 있는 경우(합금화 용융 도금 강판이라고도 함), Ti의 함유량은 바람직하게는 0.05％ 내지 0.10％이다. 합금화 용융 도금 강판에서는 합금화의 과정에서 TiC 석출물을 생성하기 쉽기 때문에, Ti의 하한을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ti-C 클러스터를 더욱 안정적으로 생성시키기 위해서는 Ti의 함유량을 0.06％ 초과로 하는 것이 더욱 바람직하다.
Ti/C는 질량비로 2.5 이상, 3.5 미만으로 한다. C의 함유량이 0.015 이상 0.040％ 미만, Ti/C가 2.5 이상 3.5 미만이고, 또한 마무리 압연 종료부터 700℃에 도달하는 시간이 5 내지 20초의 조건으로 제조하면 Ti-C 클러스터가 형성되기 쉽다.
여기서 Ti-C 클러스터란, TiC로서의 석출물이 생성하기 어렵지만 Ti가 C를 포획한 상태인 것을 말한다. Ti가 C를 포착한 상태이기 때문에, 통상 440℃ 내지 560℃에서 석출하는 시멘타이트의 석출을 억제할 수 있다. 또한 베이나이트도 억제할 수 있다.
도 4는 강판 온도와 마무리 압연 종료부터의 경과 시간의 관계에 있어서, Ti-C 클러스터 및 TiC 석출물이 생성하는 영역을 모식적으로 나타내는 도면이다. 또한, 도면 중 선분(좌상에서 우하로 기울어져서 500℃ 근방에서 수평으로 되어 있는 선분)은 강판 온도의 마무리 압연 종료부터의 경시 변화(냉각 과정에서의 강판 온도의 경시 변화, 냉각 곡선이라고도 함)를 나타내고, Ti/C=3.5일 때의 Ti-C 클러스터 및 TiC 석출물의 생성 영역의 경계선에 상기 선분이 접하는 경우를 나타낸다.
Ti의 원자량은 48이고, C의 원자량은 12이기 때문에, Ti/C=4인 경우에는 Ti와 C의 원자 비율(몰 비율)이 1:1이 된다. 또한, N과 결합하는 Ti는 대략 0.02％이다. 따라서, Ti/C가 2.5 이상, 3.5 미만에서는 C가 남아 있게 되는데, 본 발명의 C의 함유량으로 본 발명의 냉각 속도에서는 시멘타이트의 석출은 일어나지 않는다.
Ti/C의 석출 노즈와 강판의 냉각 곡선을 교차시키기 위해서는 700℃에서 5초 내지 20초의 경과 시간의 지점을 강판의 냉각 곡선이 통과하도록 한다. 즉, 마무리 압연 종료부터의 경과 시간이 5초 내지 20초의 동안에 강판 온도가 700℃가 되도록 냉각한다. 이 강판 온도가 700℃가 될 때까지의 경과 시간은 10초 내지 15초가 더욱 바람직하다.
Ti-C 클러스터가 생성하는 경우에는 이 선분은 Ti-C 클러스터의 생성 영역(사선 부분)을 통과할 필요가 있다.
도 4에 나타난 바와 같이 TiC 석출물이 생성하는 Ti/C의 값과 강판 온도-경과 시간의 영역은, Ti-C 클러스터가 생성하는 Ti/C의 값과 강판 온도-경과 시간의 영역과는 상이하기 때문에, Ti-C 클러스터가 생성하면 TiC 석출물의 생성이 억제된다.
Ti/C가 2.5 미만에서는 고강도를 안정되게 얻을 수 없다. 또한 TiC 석출물량 및 Ti-C 클러스터량이 모두 적기 때문에 강도 확보를 할 수 없다. 한편, Ti/C가 3.5 이상에서는 후술하는 본 발명에서 매우 중요한 고용의 C의 확보가 어려워지고, 그 결과 구멍 확대성이나 피로 특성이 열화한다. 또한 TiC 석출물의 석출이 일어나기 쉽고, Ti-C 클러스터가 생성하기 어렵다.
열연 강판 중의 TiN(석출물) 및 TiC 석출물의 양은 강판으로부터 추출 잔사를 채취하여 Ti 성분을 측정함으로써, Ti 환산에서의 양으로서 측정할 수 있다. 이 때문에, Ti-C 클러스터의 양은 (첨가 Ti량)-(Ti as TiC 석출물)-(Ti as TiN)의 계산식에 의해 계산할 수 있다. 이 계산식으로 계산한 Ti as Ti-C 클러스터의 양은 0.02％ 내지 0.07％ 정도이다.
또한, Ti 환산에서의 (Ti as TiC 석출물)의 양은 0.02％ 정도, (Ti as TiN) 양은 0.02％ 정도이다.
또한, 전해 추출 잔사 분석에 이용하는 필터는 0.2㎛이다. 그러나, 그 이하의 석출물이 전부 통과하는 경우는 없고, 미세 석출물의 응집 효과나 필터 눈 막힘의 영향으로 실제로는 수㎚ 오더의 석출물도 상당히 추출되는 것을 전자 현미경의 관찰로 확인하였다. 따라서, (Ti as TiC 석출물) 또는 (Ti as TiN)으로 추출되는 석출물은 5㎚ 정도 이상이라고 생각된다.
또한, 본 발명에서는 Ti 환산에서의 TiC 석출물의 양이 0.02％ 정도, TiN의 양이 0.02％ 정도인 경우에는, 절단면의 취성 파면에는 영향을 미치지 않음을 알 수 있었다. 이는 후술하는 미크로 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트 및 콰지 폴리고날 페라이트의 조직의 비율과 밀접하게 영향을 미치고 있다.
본 발명에서는 Ti-C 클러스터에 의한 강화를 행한다. Ti-C 클러스터가 생성하면, 그 주위의 결정에는 변형장이 형성하기 때문에 전위를 고정하여 강도를 향상시킬 수 있다.
TiN은 조대화하기 때문에 강화 요소로서는 이용할 수 없다.
TiC 석출물은 단면의 균열이나 피로 한도를 저하시키기 때문에, 석출량은 적은 쪽이 좋고, 강화 요소로서는 이용할 수 없다.
본 발명에서는 Nb를 포함하지 않기 때문에, NbC나 TiNbCN과 같은 복합 석출물도 강화 요소로서는 이용하지 않는다. NbC나 TiNbCN과 같은 복합 석출물도 절단면의 취성 파면을 생성하기 쉽기 때문에 피해야만 한다.
본 발명에서는 Ti-C 클러스터를 사용하기 때문에, Nb를 첨가해서는 안 된다. Nb를 첨가하면, NbC가 석출하기 때문에 Ti-C 클러스터의 생성을 저해한다. 또한 Ti-C 클러스터를 분해한다. Ti-C 클러스터의 생성이 억제되면, 강도의 저하, 단면의 균열 발생의 억제, 피로 한도의 저하를 일으킨다. 또한, Nb를 첨가하면 재결정 온도가 높아지기 때문에, 신장한 페라이트 결정립이 발생하기 쉽다. 따라서, 이 관점으로부터도 Nb는 넣어서는 안 되는 것을 발견하였다.
또한, 본 발명의 열연 강판은 Zr, V, Cr, Mo, B 및 W도 함유하지 않는다. Zr, V, Cr, Mo, B 및 W는 탄화물을 생성하지만, 이들 원소도 Ti-C 클러스터의 생성을 저해하거나 Ti-C 클러스터를 분해하거나 한다. 이 때문에, 이들 Zr, V, Cr, Mo, B 및 W도 함유하지 않는다.
O는 특별히 한정하지 않지만, 지나치게 많으면 조대한 산화물이 증가하여 구멍 확대성을 해치기 때문에 0.012％가 실질적인 상한이다. 더 바람직하게는 0.006％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하이다.
다음에, 본 발명에서는 필요에 따라 Cu, Ni, Ca 및 REM(희토류 원소) 중 어느 1종 이상을 함유하여도 된다. 이하에 각 원소의 성분에 대하여 설명한다.
강도를 더 부여하기 위해서 석출 강화 혹은 고용 강화 원소인 Cu 및 Ni 중 어느 1종 또는 2종을 첨가하여도 된다. 단, 각각 Cu:0.01％ 미만 또는 Ni:0.01％ 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, 각각 Cu:1.5％ 초과 또는 Ni:0.8％ 초과의 범위로 첨가하여도 그 효과는 포화할 뿐만 아니라 성형성의 열화를 초래하고 또한 코스트 업이 된다.
Ca 및 REM은 파괴의 기점이 되거나 가공성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하거나 하는 원소이다. 단, 0.0005％ 미만 첨가하여도 그 효과가 없다. 또한 Ca라면 0.005％ 초과, REM이라면 0.05％ 초과 첨가하여도 그 효과가 포화한다. 이 때문에 Ca=0.0005％ 내지 0.005％, REM=0.0005％ 내지 0.05％ 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, REM이란 희토류 금속으로, Sc, Y 및 란타노이드의 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu로부터 선택되는 1종 이상이다.
또한, 이들을 주성분으로 하는 강에 Sn, Co, Zn 및 Mg 중 어느 1종 또는 2종 이상을 합계로 1％ 이하 함유하여도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연시에 흠집이 발생할 우려가 있기 때문에 0.05％ 이하가 바람직하다.
다음에, 본 발명의 열연 강판의 미크로 조직에 대하여 설명한다. 미크로 조직은 페라이트를 주상으로 한다. 페라이트란 폴리고날 페라이트(PF) 및 콰지 폴리고날 페라이트(Quasi-Polygonal Ferrite, 이하αq로 한다)의 혼합 조직이다. 콰지 폴리고날 페라이트와 폴리고날 페라이트의 합계는 96％ 초과이고, 바람직하게는 98％ 이상이다.
콰지 폴리고날 페라이트란, 폴리고날 페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출하지 않지만, 형상이 분단된 아시큘러로서 폴리고날 페라이트와는 명확히 구별된다. 여기서는 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 하면, 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 결정립이 콰지 폴리고날 페라이트이다.
콰지 폴리고날 페라이트는 상기 정의와 같이 완전히 둥글지는 않고, 입계가 들쭉날쭉한 형상의 페라이트이기 때문에, 폴리고날 페라이트와 혼합되면 절단면의 취성 파괴를 일으키기 어렵다.
이 혼합 조직은 대략 750℃ 내지 650℃에서 생성하기 때문에, Ti-C 클러스터가 생성하는 온도역과 거의 동일하고, Ti-C 클러스터는 폴리고날 페라이트 및 콰지 폴리고날 페라이트의 생성과 관련하고, 특히 콰지 폴리고날 페라이트의 생성과 밀접하게 관계하고 있다.
즉, Ti-C 클러스터가 형성하는 조건에서는 미크로 조직으로서 폴리고날 페라이트 및 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직이 생성하기 쉬운 것을 알 수 있었다.
이 혼합 조직인 페라이트 조직 내에서의 혼합 비율은 폴리고날 페라이트가 30 내지 70％이고, 그 이외가 콰지 폴리고날 페라이트인 것이 바람직하다.
폴리고날 페라이트의 입계는 직선적인 것에 대하여 콰지 폴리고날 페라이트의 입계는 뒤얽혀 있다. 본 발명에서는 TiC 석출물의 석출량은 매우 적지만, TiC 석출물이 폴리고날 페라이트의 입계에 늘어서면, 취성 파면을 생성하는 원인이 되기 쉽다. 이에 대하여 폴리고날 페라이트가 30％ 내지 70％, 그 이외가 콰지 폴리고날 페라이트이고, 양쪽의 미크로 조직이 서로 늘어서도록 존재하면, 취성 파면의 생성이 일어나지 않는다.
한편, 페라이트 조직 내에서의 혼합 비율로서 폴리고날 페라이트가 30％ 미만인 경우, 본 발명에서는 석출물이 거의 없기 때문에, 본 발명의 강도인 520㎫ 이상을 확보하기가 어려워지므로 바람직하지 않다. 단, 폴리고날 페라이트가 30％ 미만이라는 것은 저온역에서 변태가 생겼고, 동시에 베이니틱 페라이트나 베이나이트가 생성하기 쉬워진다. 이 때문에 실제로는 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트만의 미크로 조직이고, 또한 폴리고날 페라이트가 30％ 미만이 되도록 제어하기는 매우 어렵다.
베이니틱 페라이트 또는 베이나이트를 함유하는 경우, 본 발명에서는 석출물이 거의 없기 때문에, 본 발명의 강도인 520㎫ 이상을 확보하는 것이 어려워지므로 바람직하지 않다.
페라이트 조직 내에서의 혼합 비율로서 폴리고날 페라이트가 70％보다 많은 경우, 취성 파면이 발생하기 쉽기 때문에 바람직하지 않다.
폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직(페라이트)과 베이나이트가 혼재한 미크로 조직이나, 페라이트와 베이니틱 페라이트가 혼재한 미크로 조직은 미크로 조직 중에 경도 차가 있고, 그 경도 차가 크기 때문에, 구멍 확대율이 120％ 이상, 나아가 140％ 이상이 되는 경우, 혹은 구멍 확대율과 전체 신장의 곱이 2350 이상이 되는 경우에서는 구멍 확대성의 열화를 일으키기 쉽다. 이 때문에, 본 발명의 열연 강판의 미크로 조직으로서는 바람직하지 않다.
베이니틱 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트의 함유량이 면적률로 4％ 이하인 경우, 펀칭 단면에 이들 미크로 조직이 출현할 확률은 매우 낮아진다. 이 때문에 구멍 확대성의 열화를 일으키기 어려워지므로 허용할 수 있는 경우도 있다. 그러나 상기 베이니틱 페라이트, 베이나이트 또는 펄라이트의 함유량은 바람직하게는 2％ 이하이고, 이 경우 구멍 확대성의 열화를 더 효과적으로 억제할 수 있다. 이들 미크로 조직은 없는 것이 가장 바람직하다.
또한 경질의 미크로 조직인 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트는 함유되어서는 안 된다.
또한, TiC 석출물은 입계에 많이 형성되는 경향이 있기 때문에, TiC 석출물이 많이 석출하면, Ti-C 클러스터의 생성을 억제함과 함께 펀칭시에 입계를 따른 취화 균열, 즉 이상 파면의 형성을 촉진한다. 이 때문에 입계의 강화가 약해진다. 또한 TiC 석출물은 신장 플랜지 성형시에 균열 발생이나 플랜지 균열의 기점이 되기 쉽다. 이 때문에 구멍 확대율이 120％ 이상, 나아가 140％ 이상이 되는 경우, 혹은 구멍 확대율과 전체 신장의 곱이 2350 이상이 되는 경우, 절단면의 취성 파괴를 일으키기 쉽기 때문에 억제할 필요가 있다. TiC 석출물의 양은 Ti 환산으로 바람직하게는 0.03％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이하이다.
TiN도 TiC 석출물과 마찬가지로 균열의 기점이 될 가능성이 있기 때문에, TiN, TiC 석출물의 양은 Ti 환산(추출 잔사법으로 측정하는 양)으로 0.02％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
미크로 조직의 분율에는 시멘타이트나 TiC 석출물 등의 탄화물, MnS 등의 황화물, TiN 등의 질화물, 및 Ti4C2S2 등의 탄황화물 등과 같은 석출 입자나 산화물 등의 정출 입자는 포함하지 않는다.
다음에, 본 발명의 열연 강판의 인장 최고 강도, 시효 지수 AI, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(EI)％의 곱, 및 피로 한도에 대하여 설명한다.
본 발명의 열연 강판의 인장 최고 강도는 520㎫ 이상, 720㎫ 미만이다. 520㎫ 미만에서는 고강도화의 메리트가 작고, 720㎫ 이상에서는 성형성이 열화한다. 한편, 고의장성 휠 등의 엄격한 성형성이나 형상 동결성이 요구되는 경우에는 670㎫ 미만인 것이 더 바람직하다. 또한, 인장 최고 강도는 JIS Z 2241의 방법에 따라 행하는 인장 시험에 의해 측정된다.
시효 지수 AI(Aging Index)는 본 발명에 있어서 매우 중요하다.
통상 TiC 석출물로서 Ti에 고정되어 있지 않은 C 양은 고용 C로서 정의되어 내부 마찰법을 이용하여 추정하는 것이 통상이다. 그러나, 본 발명의 열연 강판에서는 Ti-C 클러스터가 생성하고 있기 때문에, 통상의 고용 C를 측정하는 수단인 내부 마찰법에서는 Ti-C 클러스터로서 생성하는 C 양을 평가할 수 없다. 즉, Ti-C 클러스터는 고용 C가 아니다.
그래서, 본 발명에서는 Ti-C 클러스터를 평가하는 데 AI의 값을 이용하고 있다. AI의 평가 방법에서는 100℃로 승온하기 때문에 Ti-C 클러스터 중 Ti와 결합하고 있는 일부의 C는 Ti의 포착으로부터 떨어져서 가동 전위를 고착하는 작용을 가진다. 따라서, AI로 평가한 값은 Ti-C 클러스터의 양과 어떤 상관이 있다. 반대로 AI의 값이 낮다고 하는 것은 TiC 석출물의 생성이 많다는 것이기도 하기 때문에, AI의 값이 낮으면 취성 파면을 발생하기 쉬운 경향도 있다. 따라서, 이 AI의 값에는 실시예에 나타낸 바와 같이 절단면의 취성 파괴 거동과 밀접한 관계가 있음을 알 수 있었다.
AI는 15㎫ 초과이다. 15㎫ 이하에서는 양호한 구멍 확대성과 피로 특성을 확보할 수 없다. AI의 상한은 특별히 정하지 않지만, 80㎫를 초과하면 고용 C가 지나치게 많아서 성형성이 저하하는 경우가 있기 때문에 80㎫ 이하를 상한으로 하는 것이 바람직하다.
또한, AI는 본 발명의 강판의 경우에는 이하와 같이 하여 측정한다. 우선 6.5 내지 8.5％의 인장 변형을 부여한다. 이때의 유동 응력을 σ1로 한다. 일단 제하하여 시험편을 인장 시험기로부터 떼고, 100℃에서 1시간 유지하는 열처리를 실시한다. 그 후, 다시 인장 시험을 행한다. 그래서 얻어진 상부 항복 응력을 σ2로 한다. AI(㎫)=σ2-σ1로 정의된다. 또한, 인장 시험은 JIS Z 2241의 방법에 따라 행한다.
신장 플랜지성은 구멍 확대값과 전체 신장의 밸런스가 좋을수록 우수하다. 구멍 확대율(％)과 전체 신장(％)의 곱이 2350 미만이면, 성형중에 신장 플랜지 균열이 발생하는 빈도가 높아진다. 이 때문에, 구멍 확대율(％)과 전체 신장(％)의 곱의 최적의 범위는 2350 이상으로 제한된다. 더 엄격한 성형품 형상이어도 균열이 발생하지 않는 조건으로서 구멍 확대율(％)과 전체 신장(％)의 곱은 바람직하게는 3400 이상이다.
또한, 본 발명의 강판을 의장성이 높은 휠 부재에 적용하는 경우에는, 구멍 확대율이 140％ 미만에서는 플랜지 단면에 균열이 발생하는 경우가 있다. 이 때문에 구멍 확대율은 140％ 이상인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 160％ 이상이다. 또한, 구멍 확대율은 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확대 시험 방법에 따라 측정된다.
피로 특성은 JIS Z 2275에 따른다. 시험 형상은 JIS Z 2275에 따른다. 응력 진폭이 일정한 완전 진동 및 굽힘 피로 시험(complete both vibrating and bending fatigue test)(응력비 R=-1)에 의해 평가하고, 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한을 피로 한도로 한다. 피로 한도가 200㎫ 미만이면, 성형품이 사용중에 피로 파괴하는 경우가 있다. 이 때문에 적절한 피로 한도의 범위를 200㎫ 이상으로 제한하였다. 220㎫ 이상이 더 바람직한 범위이다.
피로 시험은 시험 시간의 사정상 반복 수 1×106회나 2×106회로 중단하는 경우도 있지만, 이 경우에는 반복 수 1×107회의 경우보다 피로 한도는 높아진다.
본 발명의 열연 강판에서는 피어스 구멍 피로 한도가 200㎫ 이상인 것이 바람직하다.
피어스 구멍 피로 한도는 이하와 같이 측정되는 값이다. 시험 방법은 상기한 피로 시험과 마찬가지로 JIS Z 2275에 따른다. 시험 형상은 JIS Z 2275에 따른다. 그러나, 피로 시험편의 한가운데에 펀치 직경 φ10㎜, 클리어런스 12％로 펀칭 구멍을 뚫는 것이 상기한 피로 시험과는 상이하다. 그리고, 상기 피로 특성과 마찬가지로 응력 진폭이 일정한 완전 진동 및 굽힘 피로 시험(응력비 R=-1)을 행하고, 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한을 피어스 피로 한도로서 구한다.
벽개 파괴 파면, 입계 파괴 파면 또는 계면 파괴 파면으로 이루어지는 취성 파면이 구멍의 펀칭 단면에 존재하면, 피로 파괴가 펀칭 구멍의 주위로부터 발생하기 쉬운 것을 발명자는 발견하였다. 이 피어스 구멍 펀칭재의 피로 시험 특성(피어스 구멍 피로 한도)은 피로 파괴의 발생의 용이함을 반영하고 있고, 피어스 구멍 피로 한도가 200㎫ 이상일 때, 특히 우수한 피어스 피로 특성을 달성할 수 있다.
본 발명의 열연 강판에는 도금이 실시되어 있어도 된다. 도금의 주성분은 아연, 알루미늄, 주석 혹은 다른 모든 도금이어도 상관없다. 또한 도금은 용융 도금, 합금화 용융 도금 외에 전기 도금이어도 된다. 도금의 화학 성분은 주성분 외에 Fe, Mg, Al, Cr, Mn, Sn, Sb, Zn 등의 원소를 1종류 이상 함유하여도 상관없다.
다음에 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 열연 강판의 제조 방법은 강편(슬래브)을 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하는 방법으로, 강편을 압연하여 조 바(시트 바라고도 함)로 하는 조 압연 공정과, 조 바를 압연하여 압연재로 하는 마무리 압연 공정과, 압연재를 냉각하여 열연 강판으로 하는 냉각 공정과, 열연 강판을 권취하는 공정을 가진다.
본 발명에서 열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉 고로, 전로나 전기로 등에 의한 용제에 이어서 각종 2차 정련으로 목적의 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 이어서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 원료에는 스크랩을 사용하여도 상관없다. 연속 주조에 의해 얻은 슬래브의 경우에는 고온 주편의 상태로 열간 압연기에 직송하여도 되고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연하여도 된다. 강편의 성분은 전술한 본 발명의 열연 강판의 성분과 마찬가지이다.
우선 강편을 1100℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 이 온도(슬래브 추출 온도)가 1100℃ 미만에서는 충분한 강도를 얻기가 어려워진다. 이는 Ti계 탄화물이 1100℃ 미만에서는 충분히 용해하지 않고, 결과적으로 석출물이 조대해지기 때문이라고 생각된다. 슬래브 추출 온도는 1140℃ 이상이 더 바람직하다. 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃ 초과로 하여도 특단의 효과는 없고, 코스트 업이 되기 때문에 1300℃ 이하가 실질적인 상한이다.
그리고 가열한 강편을 조 압연하여 조 바로 한다. 조 압연의 종료 온도는 본 발명에서 매우 중요하다. 즉, 조 압연은 1000℃ 이상에서 완료할 필요가 있다. 종료 온도가 1000℃ 미만에서는 구멍 확대성이 열화하기 때문이다. 따라서, 1000℃ 이상을 하한으로 한다. 더 바람직하게는 1060℃ 이상이다. 종료 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 코스트 업이 되지 않는 온도로서 슬래브 추출 온도가 실질적인 상한이다.
이어서 조 바를 마무리 압연하여 압연재로 한다. 마무리 압연의 마무리 온도는 830 내지 980℃로 한다. 이 온도가 830℃ 미만에서는 열연 강판의 강도가 열간 압연(조 압연 및 마무리 압연) 후의 냉각이나 권취 조건에 따라 크게 변동하거나, 인장 특성의 면내 이방성이 커지거나 한다. 또한, 구멍 확대성도 열화하기 때문에 830℃ 이상을 하한으로 한다. 한편, 마무리 온도를 980℃ 초과로 하면, 열연 강판이 경질로 되어 연성이 열화하는 경우가 있다. 또한 열연 롤이 손모하기 쉽기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 980℃를 마무리 온도의 상한으로 한다. 마무리 압연의 마무리 온도는 850℃ 내지 960℃가 바람직하고, 870℃ 내지 930℃가 더 바람직한 범위이다.
마무리 압연의 종료 후에는 압연재를 0.5초 이상 공랭한다. 이것이 0.5초 미만에서는 양호한 구멍 확대 특성을 얻을 수 없다. 그 이유는 반드시 분명하지는 않지만, 0.5초 미만에서는 오스테나이트의 재결정이 진행하지 않고, 결과적으로 기계적 특성의 이방성이 커지고, 구멍 확대성이 저하하는 경향으로 되기 때문이라고 생각된다. 1.0초 초과의 공랭 시간을 설정하는 것이 더 바람직하다.
계속해서 압연재를 냉각하여 열연 강판으로 한다. 이 냉각 과정에서 750℃ 내지 600℃의 온도역에서의 평균 냉각 속도는 10℃/sec 내지 40℃/sec의 범위로 한다. 냉각 속도는 15℃/sec 내지 40℃/sec가 바람직하고, 20℃/sec 초과, 35℃/sec 이하가 더욱 바람직한 범위이다.
Ti/C가 2.5 이상, 3.5 미만이고, 또한 냉각 속도가 10℃/sec 내지 40℃/sec의 범위인 경우, Ti-C 클러스터가 생성되기 쉽다.
Ti/C가 상기 범위이고, 냉각 속도가 10℃/sec 미만인 경우, TiC 석출물의 석출이 일어나서 취성 파면이 발생한다.
반대로 냉각 속도가 40℃/sec 초과인 경우, 미크로 조직이 베이나이트가 된다. 본 발명에서는 TiC의 석출을 극력 억제하고 있기 때문에, 베이나이트 조직에서는 강도가 520㎫ 미만이 되어 본 발명에서 목적으로 하는 특성을 만족하지 못한다. 반대로 TiC 석출물을 석출시켜 강도를 520㎫ 이상으로 하면, 취성 파면이 생성하여 피어스 피로 한도가 저하한다.
또한, 냉각 속도가 10℃/sec 내지 40℃/sec의 범위 내이기는 하지만, Ti/C가 2.5 미만인 경우, TiC 석출물의 석출이 없기 때문에 폴리고날 페라이트만의 조직이 되고, 콰지 폴리고날 페라이트가 생성하지 않는다. 이 경우에는 강도는 520㎫ 미만이 되어 본 발명에서 목적으로 하는 특성을 만족하지 못한다.
냉각 속도가 10℃/sec 내지 40℃/sec의 범위 내이기는 하지만, Ti/C가 3.5 이상인 경우, TiC 석출물의 석출이 있고, 취성 파면이 생성하여 피어스 피로 한도가 저하한다.
또한, 유효하게 Ti-C 클러스터를 생성시키기 위해서는, 마무리 압연 후의 TiC 석출물의 석출을 억제하기 위해서 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 60 내지 150㎛ 정도로 크게 할 필요가 있다. 이와 같이 함으로써, TiC 석출물의 석출 사이트를 억제할 수 있기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각중에 TiC 석출물의 미세 석출을 더 감소시킬 수 있다.
이를 위해서는 조 압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간을 60초 내지 200초로 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 Nb를 포함하지 않지만, Nb를 포함하는 경우, Nb 자체가 오스테나이트의 재결정을 억제하기 때문에, 동일한 시간 유지하여도 오스테나이트 입경은 60㎛ 이상은 되지 않는다. 따라서, Nb를 함유하는 경우에는 동일한 시간 유지하여도 마무리 압연 후의 TiC 석출물의 석출 사이트가 많아지고, TiC 석출물의 미세화가 촉진된다. 본 발명에서는 Nb를 포함하지 않기 때문에 이와 같은 일은 발생하지 않는다.
이어서 열연 강판을 권취한다. 권취 온도는 440℃ 내지 560℃로 한다. 권취 온도가 440℃ 미만으로 하면, 베이나이트나 마텐자이트라는 경질 조직이 출현하여 구멍 확대성이 열화한다. 또한, 560℃ 초과에서는 본 발명에서 가장 중요한 요건의 하나인 고용 C의 확보가 어려워지고, 결과적으로 구멍 확대성이 열악해지는 경우가 있다. 권취 온도의 더 바람직한 범위는 460℃ 내지 540℃이다.
조 압연 후의 조 바는 마무리 압연이 완료할 때까지의 동안(마무리 압연중)에 가열 처리를 실시하여도 된다. 또한, 가열 처리는 조 압연 종료한 후의 조 바에 대하여 마무리 압연을 개시할 때까지의 동안에도 행할 수 있다. 이에 의해 강판의 폭 방향이나 길이 방향의 온도가 균일해지고, 제품의 코일 내에서의 재질 편차도 작아진다. 가열 방법은 특별히 지정하는 것은 아니다. 노 가열, 유도 가열, 통전 가열, 고주파 가열 등의 방법으로 행하면 된다.
조 압연의 종료 시점부터 마무리 압연의 개시 시점까지의 동안에 디스케일링을 행하여도 된다. 이에 의해 표면 조도가 작아져서 피로 특성이나 구멍 확대성이 향상되는 경우가 있다. 디스케일링의 방법도 특별히 지정하지 않지만, 고압의 수류에 의해 행하는 것이 가장 일반적이다.
얻어진 열연 강판을 재가열(소둔)하여도 상관없다. 이 경우, 재가열의 온도가 780℃를 초과하면, 강판의 인장 강도와 피로 한도가 저하하기 때문에, 그 적정 범위를 780℃ 이하로 제한하였다. 신장 플랜지성의 관점으로부터는 680℃ 이하가 더 바람직한 범위이다. 가열 방법은 특별히 지정하는 것이 아니라 노 가열, 유도 가열, 통전 가열, 고주파 가열 등의 방법으로 행하면 된다. 가열 시간에 대해서는 특별히 정하지 않지만, 550℃ 이상의 가열 유지 시간이 30분을 초과하는 경우에는 520㎫ 이상의 강도를 얻기 위해서 최고 가열 온도는 720℃ 이하인 것이 바람직하다.
열연 강판은 목적에 따라 산세하여도 되고, 또한 스킨 패스를 실시하여도 된다. 스킨 패스 압연은 형상 교정이나 시효성, 나아가 피로 특성의 개선에 주효하기 때문에, 산세 후 또는 산세 전에 행하여도 된다. 행하는 경우에는 압하율 3％를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 3％를 초과하면 강판의 성형성이 손상되기 때문이다.
얻어진 열연 강판을 산세 후, 연속 아연 도금 설비 혹은 연속 소둔 아연 도금 설비를 이용하여 열연 강판을 가열하고, 용융 도금을 실시하여도 상관없다. 강판의 가열 온도가 780℃를 초과하면, 강판의 인장 강도와 피로 한도가 저하하기 때문에 가열 온도의 적정 범위를 780℃ 이하로 제한하였다.
또한, 용융 도금을 실시한 후에 도금 합금화 처리를 실시하고, 합금화 용융 아연 도금으로 하여도 된다.
또한, 가열 온도는 신장 플랜지성의 관점으로부터 680℃ 이하가 더 바람직한 범위이다.
또한, 조 압연 종료와 마무리 압연 개시의 사이에 디스케일링을 행하여도 된다. 디스케일링에 의해 마무리 압연 후의 강판 표면의 최대 높이 Ry가 15㎛(15㎛Ry, l(기준 길이:sampling length) 2.5㎜, ln(평가 길이:travelling length) 12.5㎜) 이하가 되도록 표면의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 이는 예를 들면 금속 재료 피로 설계 편람, 일본 재료 학회편, 84페이지에 기재되어 있는 바와 같이 열연 또는 산세 상태의 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 높이 Ry와 상관이 있는 점으로부터 분명하다. 또한, 그 후의 마무리 압연은 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성하는 것을 방지하기 위해서 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다. JIS B 0601에서 정의되는 Ra는 1.40㎛ 미만이 바람직하고, 더 바람직하게는 1.20㎛ 미만이다.
또한, 조 압연과 마무리 압연의 사이에 시트 바를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 하여도 된다. 이때 조 바를 일단 코일 형상으로 감고, 필요에 따라 보온 기능을 가지는 커버에 수납하고, 다시 되감고 나서 접합을 행하여도 된다.
<실시예>
이하에 실시예에 의해 본 발명을 더욱 설명한다.
표 1에 나타내는 화학 성분을 가지는 A 내지 R의 강(박강판)은 이하의 방법에 의해 제조하였다. 우선 전로에서 용제하여 연속 주조하여 강편으로 하였다. 그리고, 표 2, 3에 나타내는 조건으로 강편을 재가열, 조 압연하여 조 바로 하고, 이어서 조 바를 마무리 압연하여 4.5㎜(본 발명의 강의 제조 판 두께의 범위로서는 2.2㎜ 내지 5.6㎜)의 판 두께의 압연재로 한 후에 냉각하여 열연 강판(박강판)으로서 권취하였다.
또한, 조 압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 시간을 60초 내지 200초로 하여 마무리 압연 전의 오스테나이트의 입경을 60 내지 150㎛ 정도로 조정하였다.
Figure 112010061205043-pct00001
Figure 112010061205043-pct00002
Figure 112010061205043-pct00003
표 1 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량％이다. 또한 강 D, 강 O, 강 P에 대해서는 조 압연 후에 충돌압 2.7MP, 유량 0.001리터/㎠의 조건으로 디스케일링을 실시하였다. 또한, 표 1에 나타내는 강 I에 대해서는 450℃에서 아연 도금을 실시하였다.
제조 조건의 상세를 표 2, 3에 나타낸다.
여기서, 표 중의 강의 화학 조성은 그 강 No.의 알파벳이 동일한 표 1의 강 No.의 강의 화학 조성과 대응하고 있다. 「SRT」는 슬래브 추출 온도를 나타낸다. 「조 바 가열」은 조 압연 종료부터 마무리 압연 개시까지의 동안 또는/및 마무리 압연중에 조 바 또는 압연재를 가열하는 것의 유무를 나타낸다. 「RT」는 조 압연 종료 온도를 나타낸다. 「FT」는 마무리 압연 종료 온도를 나타낸다. 「냉각 개시까지의 시간」이란 마무리 압연 종료부터 냉각을 개시할 때까지의 시간을 나타낸다. 「750 내지 600℃에서의 냉각 속도」란 냉각시에 750 내지 600℃의 온도역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를 나타낸다. 「CT」란 권취 온도를 나타내고 있다.
얻어진 박강판의 평가 결과를 표 4, 5에 나타낸다.
Figure 112010061205043-pct00004
Figure 112010061205043-pct00005
인장 시험은 공시재를 우선 JIS Z 2201 기재의 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241 기재의 시험 방법에 따라 행하였다.
AI 시험은 인장 시험과 마찬가지로 공시재를 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하고, 7％의 인장 초기 변형을 시험편에 부여한 후, 100℃×60분의 열 처리를 실시하고 나서 다시 인장 시험을 실시하였다. 여기서 AI(시효 지수)란 재인장에서의 상항복점으로부터 10％의 인장 초기 변형의 유동 응력을 뺀 값으로서 정의된다.
신장 플랜지성은 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996 기재의 구멍 확대 시험 방법에 따라 측정된 구멍 확대값(율)으로 평가하였다.
또한, 표 2에 있어서 「TS」는 인장 최고 강도이고, 「YS」는 항복 강도이고, 「EI」는 신장이고, 「AI」는 시효 지수이고, 「λ」는 구멍 확대율이다.
피로 특성은 JIS Z 2275에 따른 완전 진동 및 굽힘 피로 시험에 의해 평가하였다. 시험 형상은 JIS Z 2275에 따랐다. 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한을 피로 한도로서 정의하였다.
피로 시험은 시험 시간의 사정상 반복 수 1×106회나 2×106회로 중단하는 경우도 있지만, 이 경우에는 반복 수 1×107회의 경우보다 피로 한도는 높아진다.
미크로 조직의 조사는 이하와 같이 행하였다. 강판 판폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하고, 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰하여 판 두께의 1/4t에 있어서의 시야의 사진을 촬영하고, 미크로 조직의 조사를 행하였다. 미크로 조직의 체적 분율이란 상기 금속 조직 사진에서 면적 분율로 정의된다. 본 발명의 강판은 전술한 바와 같이 주로 PF와 αq로 구성된다. 이 PF와 αq의 체적 분률의 합계를 페라이트 체적률로 하였다.
αq란 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편;저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서-(1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이 확산적 기구에 의해 생성하는 폴리고날 페라이트와 무확산의 마텐자이트의 중간 단계에 있는 변태 조직이라고 정의되는 미크로 조직 중 하나이다. αq란 PF와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출하지 않지만, 형상이 분단한 아시큘러로 PF와는 명확히 구별된다. 여기서는 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 하면, 이들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 입자가 αq이다.
펀칭 파단면의 평가는 이하와 같이 행하였다. 판 두께의 12％의 클리어런스로 강판에 시어 절단을 행하고, 얻어진 펀칭 단면(펀칭부의 파면 성상, 파단면)을 현미경에 의해 관찰하였다. 그리고, 펀칭 단면에서 차지하는 연성 파면 이외의 이상 파면의 면적률을 측정하고, 이하와 같이 평가하였다.
A(good):이상 파면의 면적률이 5％ 미만
B(fair):이상 파면의 면적률이 5％ 내지 20％ 미만
C(bad):이상 파면의 면적률이 20％ 이상
여기서, 전형적인 연성 파면의 형태인 딤플이 현미경에 의해 관찰되지 않는 것을 취성 파면이라고 정의하였다. 벽개 파괴 파면, 입계 파괴 파면 혹은 계면 파괴 파면은 취성 파면으로 분류한다. 이상 파면이란, 현미경으로 보아 딤플이 관찰되지 않는 취성 파면이고, 벽개 파괴 파면 혹은 입계 파괴 파면이다.
피어스 구멍 펀칭재의 피로 시험은 이하와 같이 행하였다.
피로 시험편의 한가운데에 펀치 직경 φ10㎜, 클리어런스 12％로 펀칭 구멍을 뚫었다. 그리고, 상기 피로 특성과 마찬가지로 응력 진폭이 일정한 완전 진동 및 굽힘 피로 시험(응력비 R=-1)을 행하고, 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한을 피어스 피로 한도로서 측정하였다.
표 2 내지 5의 결과를 이하에 정리한다.
강 A-1, B-1, D-2, D-3, E-1, F-1 및 F-2는 본 발명예이다.
강 A-2에서는 CT가 높기 때문에, TiC 석출물의 석출이 증가하여 취성 파면이 발생하였다.
강 B-2에서는 마무리 압연 후의 냉각 속도가 느리기 때문에, TiC 석출물의 석출이 증가하여 취성 파면이 발생하였다.
강 C-1에서는 NbC의 석출에 의해 취성 파면이 발생하였다.
강 C-2에서는 NbC의 석출에 의해 취성 파면이 발생하였다.
강 D-1에서는 Ti계 탄화물의 충분한 고용을 할 수 없고, TiC 석출물의 석출이 증가하여 취성 파면이 발생하였다.
강 E-2에서는 CT가 낮기 때문에 신장이 저하하였다.
강 E-3에서는 냉각 속도가 빠르기 때문에 석출물은 석출하지 않고 베이나이트가 생성하여 강도가 저하하였다.
강 F-3에서는 CT가 높기 때문에 TiC의 석출이 증가하여 취성 파면이 발생하였다.
강 G-1에서는 Ti/C가 높기 때문에 TiC 석출물의 석출이 증가하여 구멍 확대성이 악화하고, 또한 취성 파면이 발생하였다.
강 G-2에서는 Ti/C가 높기 때문에 TiC 석출물의 석출이 증가하여 구멍 확대성이 악화하고, 또한 취성 파면이 발생하였다.
강 H-1에서는 Ti 함유량이 높기 때문에 TiC 석출물의 석출이 증가하여 구멍 확대성이 악화하고, 또한 취성 파면이 발생하였다.
강 H-2에서는 TiC 석출물의 석출이 증가하여 구멍 확대성이 악화하고, 또한 취성 파면이 발생하였다.
강 I-1에서는 C 함유량이 낮기 때문에 Ti-C 클러스터가 생성하지 않았다.
강 I-2에서는 C 함유량이 낮기 때문에 Ti-C 클러스터가 생성하지 않았다.
강 J-1에서는 Ti/C가 낮기 때문에 폴리고날 페라이트로 되고, 강도가 내려가서 취성 파면도 발생하였다.
강 J-2에서는 Ti/C가 낮기 때문에 폴리고날 페라이트로 되고, 강도가 내려가서 취성 파면도 발생하였다.
강 K-1에서는 Si 함유량이 높기 때문에 피로 한도가 저하하였다.
강 K-2에서는 Si 함유량이 높기 때문에 피로 한도가 저하하였다.
강 L-1에서는 Cr의 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
강 M-1에서는 B 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
강 N-1에서는 V 탄화물이 생성하여 피로 한도가 저하하였다.
강 O-1에서는 W 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
강 P-1에서는 Mo 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
강 Q-1에서는 Cr 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
강 R-1에서는 B 탄화물이 생성하여 취성 파면이 발생하였다.
표 6, 7은 이하의 조건으로 얻은 열연 강판을 산세를 실시한 후, 소둔 혹은 아연 도금 처리를 실시한 예를 나타낸다.
열간 압연의 조건: 1200℃로 슬래브를 재가열; 마무리 압연 온도가 900℃; 냉각 개시까지의 시간이 2sec; 750 내지 600℃에서의 평균 냉각 속도가 35℃/sec; 및 권취 온도가 530℃.
강 A-3, 강 A-4는 상자형 소둔로에서 소둔만을 행한 예이다.
강 B-3, 강 B-4는 연속 소둔 도금 설비에서 소둔을 행하고 계속해서 아연 도금을 행한 예이다.
강 C-3, 강 C-4, 강 D-3, 강 E-3, 강 F-3, 강 L-2 및 강 L-3은 연속 소둔 도금 설비에서 소둔을 행하고, 계속해서 아연 도금과 도금 합금화 처리를 행한 예이다.
강 M-2, 강 N-2는 산세한 판을 아연 도금 온도까지 가열한 후, 아연 도금 및 도금 합금화 처리를 행한 예이다.
또한, 아연 도금 침지 온도는 450℃, 도금 합금화 온도는 500℃에서 행하였다.
Figure 112010061205043-pct00006
Figure 112010061205043-pct00007
본 발명예에 대해서는 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 그 미크로 조직이 주로 균일한 페라이트로 이루어지고, 피로 특성과 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판이 얻어지고 있다. 즉, 본 발명 기재의 방법에 의해 평가한 구멍 확대값이 140％를 윗돌고 있다.
또한, 피로 특성의 결과(피로 한도)는 표 2 내지 표 7과 같이 본 발명예에서는 피로 강도도 우수하였다.
이에 대하여 비교예는 화학 성분 또는/및 제조 방법이 발명의 범위 외에 있고, 결과적으로 강도, 구멍 확대성, 피로 특성 등이 떨어져 있음을 알 수 있다.
또한, 표 2 내지 표 5에 있어서 성분이 본 발명 외인 강 K-1, K-2에서는 피로 한도가 200 이하이기 때문에 본 발명 외로 되어 있다.
본 발명의 열연 강판은 특히 자동차의 섀시 및 주변 부품에 적합하고, 그 중에서도 휠 디스크용으로서 최적이다. 신장 플랜지성을 비롯한 성형성이 우수하기 때문에 디자인의 자유도를 높여 이른바 고의장성 휠을 실현한다. 또한 구멍을 펀칭하였을 때의 펀칭 단면(시어 절단 파면)에서의 취성 파괴의 발생이 억제되기 때문에 피로 파괴를 효과적으로 억제할 수 있고, 우수한 피로 특성(피어스 피로 특성)을 달성할 수 있다. 또한 도장 후의 내식성이 우수하고, 또한 고강도이기 때문에 판 두께를 저감하는 것이 가능해져서 자동차 차체의 경량화를 통하여 지구 환경 보전에 공헌한다.

Claims (10)

  1. 질량％로,
    C : 0.015％ 이상 0.040％ 미만,
    Si : 0.05％ 미만,
    Mn : 0.9％ 이상 1.8％ 이하,
    P : 0.02％ 미만,
    S : 0.01％ 미만,
    Al : 0.1％ 미만,
    N : 0.006％ 미만,
    및 Ti : 0.05％ 이상 0.11％ 미만을 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    Ti/C = 2.5 이상 3.5 미만이고,
    Nb, Zr, V, Cr, Mo, B 및 W를 포함하지 않고,
    미크로 조직이 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직을 96％ 초과 포함하고, 상기 콰지 폴리고날 페라이트는, 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 하면, 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 결정립으로 이루어지는 페라이트이고,
    인장 최고 강도가 520㎫ 이상 또한 720㎫ 미만, 시효 지수 AI가 15㎫ 초과, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(El)％의 곱이 2350 이상, 피로 한도가 200㎫ 이상이고, 상기 피로 한도는, JIS Z 2275에 따라서 응력 진폭이 일정한 완전 진동 및 굽힘 피로 시험(응력비 R=-1)에 의해 평가되는 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한인 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 질량％로, Cu : 0.01％ 이상 1.5％ 이하 및 Ni : 0.01％ 이상 0.8％ 이하 중 어느 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판.
  3. 제1항에 있어서, 질량％로, Ca : 0.0005％ 이상 0.005％ 이하, REM : 0.0005％ 이상 0.05％ 이하 중 어느 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판.
  4. 제1항에 있어서, 도금이 실시되어 있는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판.
  5. 질량％로, C : 0.015％ 이상 0.040％ 미만, Si : 0.05％ 미만, Mn : 0.9％ 이상 1.8％ 이하, P : 0.02％ 미만, S : 0.01％ 미만, Al : 0.1％ 미만, N : 0.006％ 미만, 및 Ti : 0.05％ 이상 0.11％ 미만을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ti/C=2.5 이상 3.5 미만이고, Nb, Zr, V, Cr, Mo, B 및 W를 포함하지 않는 강편을 1100℃ 이상으로 가열하고, 1000℃ 이상의 온도에서 종료하는 조건으로 조 압연하여 조 바로 하는 공정과,
    830 내지 980℃의 온도역에서 종료하는 조건으로 상기 조 바를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과,
    상기 마무리 압연의 종료 후 0.5초 이상 공랭하고, 750 내지 600℃의 온도역을 10 내지 40℃/sec의 범위의 평균 냉각 속도로 냉각하여 열연 강판으로 하는 공정과,
    440 내지 560℃에서 상기 열연 강판을 권취하는 공정을 가지고,
    미크로 조직이 폴리고날 페라이트와 콰지 폴리고날 페라이트의 혼합 조직을 96％ 초과 포함하고, 인장 최고 강도가 520㎫ 이상 또한 720㎫ 미만, 시효 지수 AI가 15㎫ 초과, 구멍 확대율(λ)％와 전체 신장(El)％의 곱이 2350 이상, 및 피로 한도가 200㎫ 이상인 상기 열연 강판을 제조하고,
    상기 콰지 폴리고날 페라이트는, 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq로 하면, 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 결정립으로 이루어지는 페라이트이고,
    상기 피로 한도는, JIS Z 2275에 따라서 응력 진폭이 일정한 완전 진동 및 굽힘 피로 시험(응력비 R=-1)에 의해 평가되는 반복 수 1×107회에서의 피로 강도의 상한인 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정을 개시할 때까지의 동안 및 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정 중에서, 어느 한쪽 또는 양쪽에 있어서, 상기 조 바 또는 상기 압연재를 가열하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 강편을 조 압연하는 공정의 종료 시점부터 상기 조 바를 마무리 압연하는 공정의 개시 시점까지의 동안에 디스케일링을 행하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서, 상기 열연 강판을 780℃ 이하에서 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  9. 제5항에 있어서, 상기 열연 강판을 780℃ 이하에서 가열하고, 이어서 도금욕 중에 침지시켜 강판 표면을 도금하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 도금 후, 도금 합금화 처리하는 것을 특징으로 하는, 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판의 제조 방법.
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