KR101320131B1

KR101320131B1 - 가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101320131B1
Application number: KR1020137000225A
Authority: KR
Inventors: 다마코 아리가; 가츠미 나카지마; 요시마사 후나카와; 노리아키 모리야스; 다카유키 무라타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-06-25
Filing date: 2011-06-24
Publication date: 2013-10-23
Also published as: EP2586886B1; EP2586886A1; JP5609786B2; JP2012026034A; CN102959117A; WO2011162418A1; CN102959117B; EP2586886A4; KR20130014068A; US20130087252A1

Abstract

강도와 가공성 (신장 플랜지성) 을 겸비한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
질량％ 로,
C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이하,
Mn：0.8 ％ 이하, P：0.025 ％ 이하,
S：0.01 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하,
Al：0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하
를, S, N, 및 Ti 가 Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48) 을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 590 ㎫ 이상이고, 또한 가공성이 우수한 고장력 열연 강판이 된다.

Description

가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 자동차용 부품 등의 수송 기재, 구조재의 소재에 바람직한, 가공성 (신장 플랜지성) 이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

지구 환경 보전의 관점에서 CO₂ 배출량을 삭감하기 위하여, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이, 자동차 업계에 있어서는 항상 중요한 과제로 되어 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 차체의 경량화를 도모하는 데에 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해, 강판을 박육화 (博肉化) 하는 것이 유효하다. 예를 들어, 자동차의 서스펜션 부품용 강판의 고강도 박육화는, 자동차 차체의 대폭적인 경량화로 연결되기 때문에, 자동차 연비 향상에 매우 유효한 수단이다. 그 때문에, 이들 부품용 소재에 대한 고강도화의 요망은 매우 강하다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 상당수는, 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해 성형되기 때문에, 자동차 부품용 강판에는 우수한 신장 및 신장 플랜지성을 갖는 것이 요구된다. 예를 들어, 서스펜션 부품은 복잡한 형상을 가짐으로써, 서스펜션 부품용 소재로서의 강판에는, 강도와 함께 가공성이 중요시되어, 신장 및 신장 플랜지성 등의 가공성이 우수한 고장력 강판이 요구되고 있다.

그러나, 일반적으로 철강 재료는 고강도화에 수반하여 가공성이 저하된다. 그 때문에, 고장력 열연 강판을 서스펜션 부품 등에 적용하는 데에 있어서는, 강도와 가공성을 겸비한 고장력 열연 강판의 개발이 필수가 되어, 현재까지 많은 연구가 이루어져, 여러가지 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, 중량％ 로, C：0.03∼0.25 ％, Si：2.0 ％ 이하, Mn：2.0 ％ 이하, P：0.1 ％ 이하, S：0.007 ％ 이하, Al：0.07 ％ 이하 및 Cr：1.0 ％ 이하를 함유하는 조성으로 하고, 페라이트와 제 2 상 (펄라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 1 종 이상) 으로 이루어지는 복합 조직으로 하고, 제 2 상의 경도, 체적률, 및 입경을 규정함으로써, 인장 강도 (TS) 가 490 N/㎟ (490 ㎫) 를 초과하는 고강도 열연 강판의 피로 특성과 신장 플랜지성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, wt％ 로, C：0.01∼0.10 ％, Si：1.5 ％ 이하, Mn：1.0 ％ 초과∼2.5 ％, P：0.15 ％ 이하, S：0.008 ％ 이하, Al：0.01∼0.08 ％, Ti, Nb 의 1 종 또는 2 종의 합계：0.10∼0.60 ％ 를 함유하는 화학 성분으로 하고, 페라이트량이 면적률로 95 ％ 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정 입경이 2.0∼10.0 ㎛ 이며, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 함유하지 않는 조직으로 함으로써, 인장 강도 (TS) 가 490 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판의 피로 강도, 특별히 신장 플랜지성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, Mn 함유량을 1.0 ％ 초과∼2.5 ％ 로 함으로써, 강판 강도가 향상됨과 함께 미세 페라이트 입자가 얻어진다고 되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는, 질량％ 로, C：0.01∼0.1 ％, S≤0.03 ％, N≤0.005 ％, Ti：0.05∼0.5 ％, Si：0.01∼2 ％, Mn：0.05∼2 ％, P≤0.1 ％, Al：0.005∼1.0 ％ 를 함유하고, 추가로 Ti－48/12C－48/14N－48/32S≥ 0 ％ 를 만족하는 범위에서 Ti 를 함유하는 조성으로 하고, 강 중의 입자로 5 ㎚ 이상의 Ti 를 함유하는 석출물의 평균 사이즈를 10¹∼10³ ㎚ 이고 최소 간격을 10¹ ㎚ 초과 10⁴ ㎚ 이하로 함으로써, 인장 강도 (TS) 가 640 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판의 버링 가공성과 피로 특성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평4-329848호 일본 공개특허공보 2000-328186호 일본 공개특허공보 2002-161340호

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 강판에 프레스 가공 등을 실시하여 원하는 부품 형상으로 성형할 때, 연질의 페라이트와 경질의 제 2 상의 계면이, 가공시의 균열 발생 기점이 되기 쉬워, 가공성이 안정되지 않는다는 문제를 갖는다. 또, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 강판의 인장 강도 (TS) 를 590 ㎫ 급으로 높인 경우, 가공성, 특히 신장 플랜지성이 현 상황의 요구에 대해 불충분하다는 문제도 볼 수 있다 (특허문헌 1 의 실시예 참조).

또, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 강판의 Mn 함유량이 높기 때문에, 강판의 판 두께 중앙부에 Mn 이 편석되고, 강판의 프레스 성형시, 가공시에 균열을 유발하므로, 우수한 신장 플랜지성을 안정적으로 확보하는 것이 곤란하여, 반드시 충분한 신장 플랜지성을 얻을 수 있는 것은 아니다. 또, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, Ti 를 소정 함유량으로 하여 Ti 탄화물을 형성함으로써, 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 고용 C 의 저감화를 도모하고 있지만, C 에 대해 과잉의 Ti 를 함유시키면, Ti 탄화물이 조대화 (粗大化) 되기 쉬워져, 원하는 강도를 안정적으로 얻어지지 않는다는 문제를 볼 수 있다.

또, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 강판에 포함되는 석출물의 사이즈의 분포가 커, 원하는 강도를 안정적으로 확보할 수 없다는 문제를 볼 수 있다. 또, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 강판의 신장 플랜지성이 불충분하다 (특허문헌 3 의 실시예 참조).

대량 생산되는 자동차 부품에 대해서는, 그 소재를 안정적으로 공급하기 위하여 열연 강판을 공업적으로 대량 생산할 필요가 있는데, 상기한 종래 기술에서는, 인장 강도 (TS) 가 590 ㎫ 이상이고 또한 우수한 가공성 (신장 플랜지성) 을 갖는 고장력 열연 강판을 안정적으로 공급하는 것이 곤란하다. 본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 자동차 부품용의 소재로서 바람직한, 인장 강도 (TS)：590 ㎫ 이상이고 또한 우수한 가공성 (신장 플랜지성), 구체적으로는 구멍 확장률 λ： 100 ％ 이상을 갖는 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위하여, 본 발명자들은, 열연 강판의 고강도화와 가공성 (신장 플랜지성) 에 미치는 각종 요인에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 이하와 같은 지견을 얻었다.

1) 강판 조직을 전위 밀도가 낮은 가공성이 우수한 페라이트 단상 조직으로 하고, 또한 미세 탄화물을 분산 석출시켜 석출 강화하면, 열연 강판의 신장 플랜지성을 유지한 채, 강도가 향상되는 것.

2) 가공성이 우수하고 또한 인장 강도 (TS)：590 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 열연 강판을 얻기 위해서는, 석출 강화에 유효한 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 원하는 체적비로 분산 석출시킬 필요가 있는 것.

3) 석출 강화에 기여하는 미세 탄화물로는, 강도 확보 등의 관점에서는, Ti 를 함유하는 탄화물이 유효한 것.

4) Ti 를 함유하는 탄화물을 평균 입자경：10 ㎚ 미만으로 하고, 또한 원하는 체적비로 분산 석출시키기 위해서는, 석출 핵이 되는 Ti 탄화물을 형성하는 Ti 량을 확보할 필요가 있어, 소재가 되는 강 중의 N, S 함유량에 대해 소정량 이상의 Ti (Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)) 를 함유시킬 필요가 있는 것.

5) 페라이트상 중에, Ti 를 함유하는 탄화물을 미세 (평균 입자경：10 ㎚ 미만) 하게 석출시키는 데에 있어서는, 소재가 되는 강 중의 B 함유량과 Mn 함유량을 원하는 비율 (B≥0.001×Mn) 로 제어하는 것이 유효한 것.

6) Ti 를 함유하는 탄화물의 Ti 함유량이, 원자비로 C 함유량 초과가 되면, 탄화물이 조대화되기 쉬워져, 열연 강판 특성에 악영향을 미치는 것.

7) Ti 를 함유하는 탄화물의 Ti 함유량을 원자비로 C 함유량 미만으로 하여 탄화물의 조대화를 억제하는 데에 있어서는, 소재가 되는 강 중의 C 함유량에 대한 Ti, N, S 함유량을 소정의 범위 (C/12＞Ti/48－N/14－S/32) 로 제어하는 것이 유효한 것.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％ 로,

C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이하,

Mn：0.8 ％ 이하, P：0.025 ％ 이하,

S：0.01 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하,

Al：0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하

를, S, N, 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)

(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

[2] 상기 [1] 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를, 하기 (2) 식을 만족하도록 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

B≥0.001×Mn…(2)

(Mn, B：각 원소의 함유량 (질량％))

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 상기 조성이, 하기 (4) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

C/12＞Ti/48－N/14－S/32…(4)

(C, S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 있어서, 상기 미세 탄화물이, 함유되는 C 와 Ti 의 원자비로 하기 (3) 식을 만족하는 탄화물인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

C/Ti＞1.0…(3)

(C/Ti：미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비)

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, Nb, Pb, Ta 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

[6] 상기 [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 있어서, 강판 표면에 도금 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.

[7] 강 소재에, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 할 때에,

상기 강 소재를, 질량％ 로,

C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0.2 ％ 이하,

Mn：0.8 ％ 이하, P：0.025 ％ 이하,

S：0.01 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하,

Al：0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하

를, S, N, 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,

상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하고, 상기 권취 온도를 550 ℃ 이상 800 ℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.

Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)

(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

[8] 상기 [7] 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를, 하기 (2) 식을 만족하도록 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.

B≥0.001×Mn…(2)

(Mn, B：각 원소의 함유량 (질량％))

[9] 상기 [7] 또는 [8] 에 있어서, 상기 조성이, 하기 (4) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.

C/12＞Ti/48－N/14－S/32…(4)

(C, S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

[10] 상기 [7] 내지 [9] 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, Nb, Pb, Ta 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 자동차용 강판 등에 바람직한, 인장 강도 (TS)：590 ㎫ 이상이고, 또한 프레스시의 단면 형상이 복잡한 서스펜션 부품 등의 소재로서 충분히 적용 가능한 우수한 가공성 (신장 플랜지성) 을 갖는 고장력 열연 강판을 제공하는 것이 가능해져, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명 강판의 조직 및 탄화물의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 페라이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스와, 그 매트릭스에 Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상인 조직을 갖는다.

페라이트상：조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 가공성 (신장 플랜지성) 을 확보하는 데에 있어서 페라이트상의 형성이 필수가 된다. 열연 강판의 신장 및 신장 플랜지성의 향상에는, 열연 강판의 조직을, 전위 밀도가 낮은 연성이 우수한 페라이트상으로 하는 것이 유효하다. 특히, 신장 플랜지성의 향상에는, 열연 강판의 조직을 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 바람직하지만, 완전한 페라이트 단상 조직이 아닌 경우라도, 실질적으로 페라이트 단상 조직, 즉, 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상이 페라이트상이면, 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 따라서, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률은 95 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 97 ％ 이상이다.

또한, 본 발명의 열연 강판에 있어서, 페라이트상 이외의 조직으로는, 세멘타이트, 펄라이트, 베이나이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상 등을 들 수 있고, 이들 합계는 조직 전체에 대한 면적률로 5 ％ 정도 이하, 바람직하게는 3 ％ 정도 이하이면 허용된다.

Ti 를 함유하는 미세 탄화물

Ti 를 함유하는 탄화물은, 그 평균 입자경이 매우 작은 미세 탄화물이 되는 경향이 강하다. 그 때문에, 열연 강판 중에 미세 탄화물을 분산 석출시킴으로써 열연 강판의 고강도화를 도모하는 본 발명에 있어서는, 분산 석출시키는 미세 탄화물로서, Ti 를 함유하는 미세 탄화물로 한다. 또, 후술하는 바와 같이, 본 발명에 있어서는, 미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비가 소정의 조건을 만족하도록 미세 탄화물로 하는 것이 바람직하다.

미세 탄화물의 평균 입자경：10 ㎚ 미만

열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 부여하는 데에 있어서는 미세 탄화물의 평균 입자경이 매우 중요하여, 본 발명에 있어서는 Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자경을 10 ㎚ 미만으로 한다. 매트릭스 중에 미세 탄화물이 석출되면, 그 미세 탄화물이, 강판에 변형이 가해졌을 때에 발생하는 전위의 이동에 대한 저항으로서 작용함으로써 열연 강판이 강화되지만, 미세 탄화물의 평균 입자경을 10 ㎚ 미만으로 하면, 상기의 작용이 보다 더 현저해진다. 따라서, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자경은 10 ㎚ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 5 ㎚ 이하이다.

미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비：0.0007 이상

열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 부여하는 데에 있어서는 Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 분산 석출 상태도 매우 중요하고, 본 발명에 있어서는, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물의, 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상이 되도록 분산 석출시킨다. 이 체적비가 0.0007 미만인 경우에는, 비록 Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자경이 10 ㎚ 미만이라도, 그 미세 탄화물의 양이 적기 때문에, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 확실하게 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 상기 체적비는 0.0007 이상으로 한다. 또한, 상기 체적비가 0.004 를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져, 신장 플랜지성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 체적비는, 0.0007 이상 0.004 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 석출 형태로서, 주된 석출 형태인 열상 (列狀) 석출 외에, 랜덤하게 석출되고 있는 미세 탄화물이 혼재하고 있어도, 전혀 특성에 영향을 주지 않고, 석출의 형태와 상관없이, 여러 가지 석출 형태를 합하여 분산 석출이라고 하기로 한다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하

C 는, 미세 탄화물을 형성하고, 열연 강판을 강화하는 데에 있어서 필수 원소이다. C 함유량이 0.005 ％ 미만이면, 원하는 체적비의 미세 탄화물을 확보할 수 없어, 590 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없게 된다. 한편, C 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면, 강도가 상승됨과 함께, 강판 중에 펄라이트가 형성되기 쉬워져, 우수한 신장 플랜지성을 얻는 것이 곤란해지기 쉽다. 따라서, C 함유량은 0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020 ％ 이상 0.035 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상 0.030 ％ 이하이다.

Si：0.2 ％ 이하

Si 는, 고용 강화 원소로, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Si 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면, 페라이트상으로부터의 C 석출이 촉진되어, 입계에 조대한 Fe 탄화물이 석출되기 쉬워져, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, 과잉의 Si 는, 도금성에 악영향을 미친다. 따라서, Si 함유량은 0.2 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Mn：0.8 ％ 이하

Mn 은, 고용 강화 원소로, 강의 고강도화에 유효한 원소이기 때문에, 열연 강판을 강화하는 관점에서는 Mn 함유량을 높이는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 0.8 ％ 를 초과하면 편석이 생기기 쉬워지고, 또한 페라이트상 이외의 상, 즉 경질상이 형성되어 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 0.8 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.35 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

P：0.025 ％ 이하

P 는, 고용 강화 원소로, 강의 고강도화에 유효한 원소이지만, P 함유량이 0.025 ％ 를 초과하면 편석이 현저해져, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.025 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

S：0.01 ％ 이하

S 는, 열간 가공성 (열간 압연성) 을 저하시키는 원소로, 슬래브의 열간 균열 감수성을 높이는 것 외에 강 중에 MnS 로서 존재하여 열연 강판의 신장 플랜지성을 열화시킨다. 그 때문에, 본 발명에서는 S 를 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다.

N：0.01 ％ 이하

N 은, 본 발명에 있어서는 유해한 원소로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히 N 함유량이 0.01 ％ 를 초과하면, 강 중에 조대한 질화물이 생성되는 것에서 기인하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.006 ％ 이하이다.

Al：0.06 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.06 ％ 를 초과하는 함유는, 신장 및 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 Al：0.06 ％ 이하로 한다.

Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하

Ti 는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Ti 는, 탄화물을 형성함으로써, 우수한 신장 플랜지성을 유지하면서, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. Ti 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 확보할 수 없다. 한편, Ti 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 신장 플랜지성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.065 ％ 이상 0.095 ％ 이하이다.

본 발명의 열연 강판은, S, N, Ti 를, 상기한 범위에서 또한 (1) 식을 만족하도록 함유한다.

Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)

(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

상기 (1) 식은, Ti 를 함유하는 미세 탄화물을, 상기한 원하는 석출 상태로 하기 위해서 만족해야 할 요건으로, 본 발명에 있어서 매우 중요한 지표이다.

Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)

상기 서술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는 열연 강판 중에 Ti 를 함유하는 미세 탄화물을 분산 석출시키지만, 이 미세 탄화물은, 열연 전의 가열에 의해 강 소재 중의 탄화물을 용해시켜, 주로 열간 압연 후의 권취시에 석출시킨다. 여기서, 상기 미세 탄화물을, 그 사이즈를 평균 입자경 10 ㎚ 미만으로 하여 안정적으로 석출시키고, 그 조직 전체에 대한 체적비로 0.0007 이상이 되도록 분산 석출시키기 위해서는, 미세 탄화물의 석출 핵이 되는 Ti 량이 충분히 확보되어 있을 필요가 있다. 그러나, 고온역에서는, Ti 는 탄화물보다 질화물이나 황화물을 형성하기 쉽다. 그 때문에, 강 소재의 N, S 함유량에 대해 Ti 함유량이 불충분하면, 상기 질화물이나 황화물의 석출에 수반하여 미세 탄화물의 석출 핵이 되는 Ti 량이 감소되어, Ti 를 함유하는 미세 탄화물을 원하는 체적비 (0.0007 이상) 로 석출시키는 것이 곤란해진다.

그래서, 본 발명에 있어서는, Ti, N, S 함유량을 (1) 식 Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48) 을 만족하도록 제어한다. 이로써, 미세 탄화물의 석출의 핵이 되는 Ti 량이 충분히 확보되어, 상기 미세 탄화물을, 그 사이즈를 평균 입자경 10 ㎚ 미만으로 하여 안정적으로 석출시키고, 그 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상이 되도록 분산 석출시킬 수 있다.

또, 본 발명에 있어서는, 열연 전에 강 소재를 오스테나이트역까지 가열하여 강 소재 중의 탄화물을 용해시키고, 그 후의 오스테나이트→페라이트 변태와 동시에 Ti 를 함유하는 탄화물을 석출시킨다. 그러나, 오스테나이트→페라이트 변태 온도가 높으면, 석출된 Ti 를 함유하는 탄화물이 조대한 것이 된다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 오스테나이트→페라이트 변태의 온도 (Ar₃ 변태점) 를 권취 온도 범위로 조정함으로써, Ti 를 함유하는 탄화물을 권취할 때에 석출시키는 것이 바람직하다. 이로써, 그 조대화를 억제하는 것이 가능해져, 평균 입자경 10 ㎚ 미만의 탄화물을 얻을 수 있다.

오스테나이트→페라이트 변태의 온도 (Ar₃ 변태점) 를 권취 온도 범위로 조정하는 데에 있어서는, 상기한 조성에 더하여, 추가로 B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를, 다음의 (2) 식을 만족하도록 함유하는 것이 바람직하다.

B≥0.001×Mn…(2)

B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하

B 는, 강의 Ar₃ 변태점을 저하시키는 원소로, 본 발명에서는, B 를 첨가하여 강의 Ar₃ 변태점을 낮춤으로써, Ti 를 함유하는 탄화물의 미세화를 도모할 수 있다. B 함유량이 0.0003 ％ 미만에서는, Ar₃ 변태점이 그다지 저하되지 않아, Ti 를 함유하는 탄화물을 미세화하는 효과가 충분히 발현되지 않는다. 한편, 0.0035 ％ 를 초과하여 함유해도 상기의 효과가 포화된다. 따라서, B 함유량은 0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.0020 ％ 이하이다.

B≥0.001×Mn…(2)

본 발명에 있어서, B 를 함유하는 경우에는, 강 중의 B 함유량과 Mn 함유량의 비율을 적정 범위로 제어하는 것도 중요하다. 본 발명자들은, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스 중에, Ti 를 함유하는 탄화물을 미세 (평균 입자경이 10 ㎚ 미만) 하게 분산 석출시키는 수단에 대해 검토하였다. 그 결과, 열간 압연 과정에 있어서의 오스테나이트→페라이트 변태의 온도 (Ar₃ 변태점) 를, 후술하는 권취 온도 범위로 조정하는 것이, Ti 를 함유하는 탄화물을 평균 입자경：10 ㎚ 미만으로까지 미세화하는 매우 유효한 수단인 것을 새롭게 지견하였다.

또, 본 발명자들은 더욱 검토를 진행한 결과, 본 발명의 강 조성에 있어서는, 강 소재의 B 함유량과 Mn 함유량이 원하는 관계를 만족하도록 제어함으로써, 강의 Ar₃ 변태점을 목적으로 하는 범위로 조정할 수 있을 것을 알아내었다. B 가 (0.001×Mn) 미만인 경우, 강의 Ar₃ 변태점이 높아져, Ti 를 함유하는 탄화물이 충분히 미세화되지 않는다. 따라서, B 를 함유하는 경우에는 B≥0.001×Mn 으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 고용 강화 원소인 Mn 의 함유량이 0.35 ％ 초과이면, 상기한 B 의 효과를 사용하지 않고 원하는 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 확보할 수 있다. 그러나, Mn 의 함유량이 0.35 ％ 이하에서는, 상기한 B 의 효과를 이용하지 않고 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란한 경우가 있다. 그래서, Mn 의 함유량이 0.35 ％ 이하인 경우에는, Ti 를 함유하는 탄화물을 보다 미세화시킬 목적에서 B 를 함유하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명에 있어서는, C, S, N, Ti 의 함유량을, 상기한 범위에서 또한 (4) 식을 만족하도록 조정하는 것이 바람직하다.

C/12＞Ti/48－N/14－S/32…(4)

(C, S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))

상기 서술한 바와 같이, Ti 를 함유하는 탄화물은, 그 평균 입자경이 매우 작은 미세 탄화물이 되는 경향이 강하다. 그러나, C 와 결합하는 Ti 가 원자비로 C 이상이 되면, 탄화물이 조대화되기 쉬워진다. 그리고, 탄화물의 조대화에 수반하여, 탄화물에 의한 석출 강화량이 저하되어, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 확보하는 것이 곤란해진다.

그 때문에, 본 발명에서는, C, Ti, N, S 함유량을 (4) 식과 같이 규정하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명에서는, 강 소재에 함유되는 C 및 Ti 에 대해, C 의 원자％ (C/12) 를, 탄화물 생성에 기여할 수 있는 Ti 의 원자％ (Ti/48－N/14－S/32) 보다 많게 하는 것이 바람직하다. 이로써, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 조대화를 억제할 수 있다.

또, 본 발명에서는, C, Ti, N, S 함유량을 (4) 식과 같이 규정하는 대신, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 C 와 Ti 의 원자비를 (3) 식과 같이 규정할 수도 있다.

C/Ti＞1.0…(3)

(C/Ti：미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비)

또한, 탄화물 중의 Ti 가 C 이상이 되면 탄화물이 조대화되기 쉬워지는 것은, 탄화물의 조대화가 확산이 늦은 Ti 의 확산에 율속 (律速) 되어 있기 때문인 것으로 생각된다.

본 발명의 강판에 있어서는, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, Nb, Pb, Ta 중 어느 1 종 이상을 합계로 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.03 ％ 이하 함유해도 된다. 또, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다.

또, 본 발명의 강판은, 표면에 도금 피막을 갖는 것으로 해도 된다. 강판 표면에 도금 피막을 형성함으로써, 열연 강판의 내식성이 향상되고, 혹독한 부식 환경에 노출되는 부품, 예를 들어 자동차의 서스펜션 부품의 소재에 바람직한 열연 강판이 얻어진다. 또한, 도금 피막으로는, 예를 들어 용융 아연 도금 피막이나 합금화 용융 아연 도금 피막 등을 들 수 있다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명은, 강 소재에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 한다. 이 때, 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고, 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하며, 권취 온도 550 ℃ 이상 800 ℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다. 또한, 주조 후에 슬래브를 열간 압연할 때에, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.

상기와 같이 얻어진 강 소재에 조압연 및 마무리 압연을 실시하는데, 본 발명에 있어서는, 조압연 전에 강 소재 중의 탄화물을 용해시킬 필요가 있다. 탄화물 형성 원소인 Ti 를 함유하는 본 발명에 있어서는, 강 소재의 가열 온도를 1150 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 강 소재의 가열 온도가 과잉으로 높아지면, 표면이 과잉으로 산화되어 TiO₂ 가 생겨 Ti 가 소비되어, 강판으로 했을 경우에 표면 근방의 경도의 저하가 발생하기 쉬워지기 때문에, 상기 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 서술한 바와 같이, 조압연 전의 강 소재가, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있고, 강 소재 중의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 조압연 전의 강 소재를 가열하는 공정은 생략 가능하다. 또한, 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없다.

마무리 압연 온도：880 ℃ 이상

마무리 압연 온도의 적정화는, 열연 강판의 신장 및 신장 플랜지성의 확보, 그리고, 마무리 압연의 압연 하중의 저감화를 도모하는 데에 있어서 중요해진다. 마무리 압연 온도가 880 ℃ 미만이면, 열연 강판 표층의 결정립이 조대립이 되어, 신장 플랜지성이 저해된다. 또, 미재결정 온도역에서 압연이 실시되기 때문에, 구 (舊) 오스테나이트 입계에 조대한 Ti 의 탄화물이 석출되어, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 880 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 900 ℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 온도가 과잉으로 높아지면, 결정립이 조대화되어 원하는 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 의 확보에 악영향을 미치기 때문에, 마무리 압연 온도는 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

평균 냉각 속도：10 ℃/s 이상

마무리 압연 종료 후, 880 ℃ 이상의 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, Ar₃ 변태점이 높아져, Ti 를 함유하는 탄화물이 충분히 미세화되지 않는다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 10 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30 ℃/s 이상이다.

권취 온도 : 550 ℃ 이상 800 ℃ 미만

권취 온도 적정화는, 열연 강판의 조직을, 열연 강판의 폭 방향 전역에 걸쳐 원하는 조직, 즉, 페라이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비로 0.0007 이상인 조직으로 하는 데에 있어서 매우 중요하다.

권취 온도가 550 ℃ 미만이면, 과냉각 상태가 되기 쉬운 압연재 폭 방향 단부 (端部) 에 있어서, 미세 탄화물의 석출이 불충분해져, 원하는 강판 강도 (인장 강도：590 ㎫ 이상) 를 부여하는 것이 곤란해진다. 또, 런아웃 테이블 상의 주행 안정성을 확보하기 어려워진다는 문제를 발생시킨다. 한편, 권취 온도가 800 ℃ 이상이 되면, 펄라이트가 생겨 페라이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 권취 온도 550 ℃ 이상 800 ℃ 미만으로 한다. 바람직하게는 550 ℃ 이상 700 ℃ 미만, 보다 바람직하게는 580 ℃ 이상 700 ℃ 미만이다.

이상과 같이, 인장 강도 (TS)：590 ㎫ 이상이고, 또한 단면 형상이 복잡한 서스펜션 부품 등의 소재로서도 적용 가능한 우수한 가공성 (신장 플랜지성) 을 갖는 고장력 열연 강판을 제조하는 데에 있어서는, 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 원하는 체적비 (0.0007 이상) 로 강판 폭 방향 전역에 걸쳐 분산 석출시킬 필요가 있다.

그러나, 본 발명에 있어서는, 열연 강판의 소재가 되는 강 중의 N, S 함유량에 대해 소정량 이상의 Ti (Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)) 를 함유시키거나, 혹은 추가로 열연 강판의 소재가 되는 강 중의 B, Mn 함유량이 소정의 관계 (B≥0.001×Mn) 를 만족하도록 함유시킴으로써, 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 충분히 분산 석출되는 조성으로 제어되고 있다. 그 때문에, 본 발명에 의하면, 열연 강판의 제조 조건을 그다지 엄밀하게 규정하지 않아도, 폭 방향 전역에 걸쳐서 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 원하는 체적비 (0.0007 이상) 로 분산 석출시키는 것이 가능해져, 열연 강판 폭 방향 전역에 걸쳐 균일하고 양호한 특성 (인장 강도, 신장 플랜지성) 이 부여된다.

또한, 본 발명에 있어서는, 이상과 같이 하여 제조된 열연 강판에 대해, 도금 처리를 실시함으로써, 강판 표면에 도금 피막을 형성해도 된다. 예를 들어, 도금 처리로서 용융 아연 도금 처리를 실시하여 용융 아연 도금 피막을 형성하거나, 혹은 용융 아연 도금 처리 후, 추가로 합금화 처리를 실시함으로써, 강판 표면에 합금화 용융 아연 도금 피막을 형성해도 된다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 통상 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 두께 250 ㎜ 의 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를, 1250 ℃ 로 가열 후, 조압연하여, 표 2 에 나타내는 마무리 압연 온도로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 880 ℃ 의 온도로부터 권취 온도까지의 온도역을 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 판 두께：2.3 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 또한, 일부의 열연 강판 (강 No.A 의 열연 번호 2) 에 대해서는, 480 ℃ 의 아연 도금욕 (0.1 ％ Al-Zn) 중에 침지시켜, 부착량 45 g/㎡ 의 용융 아연 도금 피막을 형성한 후, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확장 시험을 실시하여, 페라이트상의 면적률, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자경 및 체적비, 그리고, 그 미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비, 인장 강도, 구멍 확장률 (신장 플랜지성) 을 구하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(i) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 시험편의 압연 방향과 평행한 단면을 기계적으로 연마하여, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 배율：3000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 을 이용하여, 화상 해석 장치에 의해 페라이트상, 페라이트상 이외의 조직의 종류, 및 그 면적률을 구하였다.

또, 열연 강판으로부터 제조한 박막을 투과형 전자 현미경 (TEM) 에 의해 배율：120000∼260000 배로 관찰하여, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 입자경과 체적비를 구하였다.

또한 TEM 에 장착 구비된 에너지 분산형 X 선 분광 장치 (EDX) 에 의해, 미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비를 구하였다.

또한, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 입자경은, 260000 배에서의 30 시야의 관찰 결과를 기초로, 원 근사를 사용한 화상 처리로 개개의 입자경을 구하고, 구해진 입자경을 산술 평균하여, 평균 입자경으로 하였다. 또, 상기 입자경을 구한 것과 동일한 관찰 결과로부터, 화상 해석에 의해 조직 전체에 대한 미세 탄화물의 면적비를 구하고, 이 면적비를 체적비로 하였다.

(ii) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 대해 직각 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

(iii) 구멍 확장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 (크기：130 ㎜×130 ㎜) 을 채취하고, 그 시험편에 초기 직경 d₀：10 ㎜φ 의 구멍을 타발 가공으로 형성하였다. 이들 시험편을 이용하여, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 즉, 그 구멍에 꼭지각：：60°의 원추 펀치를 삽입하고, 그 구멍을 확대하여, 균열이 열연 강판 (시험편) 을 관통했을 때의 구멍의 직경 d 를 측정하여, 다음 식에 의해 구멍 확장률 λ (％) 를 산출하였다.

구멍 확장률 λ(％)=｛(d－d₀)/d₀｝×100

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS：590 ㎫ 이상의 고강도와, 구멍 확장률 λ：100 ％ 이상의 우수한 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판이 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 소정의 고강도가 확보되어 있지 않거나, 구멍 확장률 λ 가 확보되어 있지 않다.

(실시예 2)

표 4 에 나타내는 조성의 용강을 통상 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 두께 250 ㎜ 의 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를, 1250 ℃ 로 가열 후 조압연하고, 표 5 에 나타내는 마무리 압연 온도로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 880 ℃ 의 온도로부터 권취 온도까지의 온도역을 표 5 에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 표 5 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 판 두께：2.3 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 또한, 일부의 열연 강판 (강 No.H 의 열연 번호 13, 강 No.i 의 열연 번호 15) 에 대해서는, 480 ℃ 의 아연 도금욕 (0.1 ％ Al-Zn) 중에 침지시켜, 부착량 45 g/㎡ 의 용융 아연 도금 피막을 형성하여, 용융 아연 도금 강판으로 하였다. 또, 추가로 일부의 열연 강판 (강 No.J 의 열연 번호 18, 강 No.K 의 22) 에 대해서는, 상기와 마찬가지로 용융 아연 도금 피막을 형성한 후, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 실시예 1 과 동일하게 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확장 시험을 실시하여, 페라이트상의 면적률, Ti 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자경 및 체적비, 그리고, 그 미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비, 인장 강도, 구멍 확장률 (신장 플랜지성) 을 구하였다. 얻어진 결과를 표 6 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS：590 ㎫ 이상의 고강도와, 구멍 확장률 λ：100 ％ 이상의 우수한 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판이 되고 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 소정의 고강도가 확보되어 있지 않거나, 구멍 확장률 λ 가 확보되어 있지 않다.

Claims

질량％ 로,
C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0 % 초과 0.2 ％ 이하,
Mn：0 % 초과 0.8 ％ 이하, P：0 % 초과 0.025 ％ 이하,
S：0 % 초과 0.01 ％ 이하, N：0 % 초과 0.01 ％ 이하,
Al：0 % 초과 0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하
를, S, N, 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 추가로, 질량％ 로 B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를, 하기 (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)
(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))
B≥0.001×Mn…(2)
(Mn, B：각 원소의 함유량 (질량％))
질량％ 로,
C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0 % 초과 0.2 ％ 이하,
Mn：0 % 초과 0.8 ％ 이하, P：0 % 초과 0.025 ％ 이하,
S：0 % 초과 0.01 ％ 이하, N：0 % 초과 0.01 ％ 이하,
Al：0 % 초과 0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하
를, S, N, 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 를 함유하고 평균 입자경이 10 ㎚ 미만이고, 함유되는 C 와 Ti 의 원자비로 하기 (3) 식을 만족하는 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0007 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)
(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))
C/Ti＞1.0…(3)
(C/Ti：미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비)
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성이, 하기 (4) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
C/12＞Ti/48－N/14－S/32…(4)
(C, S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))
제 1 항에 있어서,
상기 미세 탄화물이, 함유되는 C 와 Ti 의 원자비로 하기 (3) 식을 만족하는 탄화물인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
C/Ti＞1.0…(3)
(C/Ti：미세 탄화물 중의 C 와 Ti 의 원자비)
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, Nb, Pb, Ta 중 어느 1 종 이상을 합계로 0 % 초과 0.1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
강판 표면에 도금 피막을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판.
강 소재에, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 할 때에,
상기 강 소재를, 질량％ 로,
C：0.005 ％ 이상 0.050 ％ 이하, Si：0 % 초과 0.2 ％ 이하,
Mn：0 % 초과 0.8 ％ 이하, P：0 % 초과 0.025 ％ 이하,
S：0 % 초과 0.01 ％ 이하, N：0 % 초과 0.01 ％ 이하,
Al：0 % 초과 0.06 ％ 이하, Ti：0.05 ％ 이상 0.10 ％ 이하
를, S, N, 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 추가로, 질량％ 로 B：0.0003 ％ 이상 0.0035 ％ 이하를, 하기 (2) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,
상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하고, 상기 권취 온도를 550 ℃ 이상 800 ℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.
Ti≥0.04＋(N/14×48＋S/32×48)…(1)
(S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))
B≥0.001×Mn…(2)
(Mn, B：각 원소의 함유량 (질량％))
제 7 항에 있어서,
상기 조성이, 하기 (4) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.
C/12＞Ti/48－N/14－S/32…(4)
(C, S, N, Ti：각 원소의 함유량 (질량％))
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, Nb, Pb, Ta 중 어느 1 종 이상을 합계로 0 % 초과 0.1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.
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