KR101630550B1

KR101630550B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101630550B1
Application number: KR1020147018576A
Authority: KR
Inventors: 노리아키 고사카; 요시마사 후나카와; 마사토 시게미; 히데카즈 오오쿠보; 도쿠노리 가네무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-25
Publication date: 2016-06-24
Also published as: EP2799562A1; WO2013099206A1; US20150030879A1; JP5610094B2; IN2014KN01251A; US9534271B2; EP2799562A4; CN104011234B; JPWO2013099206A1; EP2799562B1; KR20140100983A; CN104011234A

Abstract

본 발명은, 질량％ 로, C : 0.055 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이하, Mn : 1.3 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.007 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.14 ％ 이상 0.30 ％ 이하를, 1.0 ≤ ([C]/12)/([Ti^*]/48) ([Ti^*] ＝ [Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]) 을 만족시키도록 함유하는 강 소재를, 1150 ℃ 이상이고 또한 [Ti^*] ＜ 10^{{－7000/(T ＋ 273) ＋ 2.75}}/[C] 를 만족시키는 온도 T (℃) 로 가열하고, 1150 ℃ 이상의 온도역에 15 분 이상 유지한 후, 980 ℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율을 40 ％ 이하로 하고, 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 40 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각시키고, 500 ℃ 이상 680 ℃ 이하의 온도역에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET AND PROCESS FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 자동차용 부재의 용도에 유용한 고강도 열연 강판으로서, 인장 강도 (TS) : 850 ㎫ 이상의 강도를 갖고, 또한 기계적 특성 (mechanical properties) 의 이방성 (anisotropy) 이 작은 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 여기서, 기계적 특성의 이방성이란, 열연 강판의 L 방향 (압연 방향) 의 기계적 특성과 C 방향 (압연 직각 방향) 의 기계적 특성의 차이를 의미한다.

최근 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 배출량의 규제를 목적으로 하여 자동차 업계 전체에서 자동차의 연비 개선이 지향되고 있다. 자동차의 연비 개선에는, 사용 부재의 박육화에 의한 자동차의 경량화가 가장 유효하기 때문에, 자동차 부재용 소재로서의 고강도 열연 강판의 사용량이 증가하고 있다. 한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부재의 대부분은, 프레스 가공 (press forming) 등에 의해 성형되기 때문에, 자동차 부재용 강판에는 고강도에 추가하여 우수한 프레스 성형성 (press formability) 을 갖는 것도 요구된다.

그러나, 강판 강도가 높아짐에 따라 기계적 특성의 이방성도 커지는 경향이 있다. 그 때문에, 인장 강도를 850 ㎫ 이상으로까지 고강도화한 강판에서는, 기계적 특성의 이방성이 현재화되고, 이 이방성에서 기인하여 프레스 가공시에 예기치 못한 균열이 발생하거나, 프레스 하중을 부여하는 방향에 따라서는 프레스 가공 후, 내충격성 (impact resistance) 등에 대해 기대한 특성이 얻어지지 않는 등의 문제가 있었다.

이상의 이유에 의해, 인장 강도가 850 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판을 자동차 부재 등에 적용하는 데에 있어서는, 기계적 특성의 이방성이 작은 고강도 열연 강판을 공업적 또한 안정적으로 생산하는 기술의 개발이 필수가 된다.

여기서, 자동차 부재용의 고강도 강판에 대해서는, 오늘날까지 다양한 기술이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 강판 조성을 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 1.50 ％, Mn : 0.1 ∼ 1.5 ％, Ti : 0.03 ∼ 0.06 ％ 를 함유하고, P : 0.1 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.5 ％ 이하, N : 0.009 ％ 이하로 제한하고, 또한, Nb, Mo, V 의 함유량의 합계를 0.01 ％ 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 량에 대한 Ti 량의 비가 Ti/C : 0.375 ∼ 1.6 인 조성으로 하고, 결정 입자 내의 TiC 석출물의 평균 직경을 0.8 ∼ 3 ㎚, 평균 개수 밀도를 1 × 10¹⁷ [개/㎤] 이상으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에 의하면, 탄화물 형성능이 가장 높은 Ti 를 효율적으로 석출 강화 (precipitation strengthening) 에 이용함으로써, 합금 원소의 첨가에서 기인하는 가공성 저하가 억제된 인장 강도 : 540 ∼ 650 ㎫ 의 합금 절약형 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, 강판 조성을 질량％ 로, C : 0.015 ∼ 0.06 ％, Si : 0.5 ％ 미만, Mn : 0.1 ∼ 2.5 ％, P ≤ 0.10 ％, S ≤ 0.01 ％, Al : 0.005 ∼ 0.3 ％, N ≤ 0.01 ％, Ti : 0.01 ∼ 0.30 ％, B : 2 ∼ 50 ppm 을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고, 또한 탄화물 생성 원소와 C 의 원자비를 특정함과 함께, 강의 γ/α 변태 온도를 제어하는 원소인 Si, Mn, B, Mo 의 함유량이 소정 관계를 만족시키도록 규정하고, 페라이트와 베이나이틱 페라이트 중 일방 또는 쌍방의 면적률의 합계가 90 ％ 이상이고 시멘타이트의 면적률이 5 ％ 이하인 강판 조직으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에 의하면, 탄화물 석출에 의해 저하된 입계 강도를 B 첨가에 의해 향상시킴으로써 타발 단면의 결함을 억제하고, 신장 플랜지성이 우수함과 함께 내타발 균열성 및 표면 상태가 양호하고, 인장 강도가 690 ㎫ 이상이라는 고강도의 열연 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있다고 되어 있다.

또, 특허문헌 3 에서는, 강판의 본질적 성분을 mass％ 로, C : 0.01 ∼ 0.10 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 2.5 ％ 이하, P : 0.08 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.015 ∼ 0.050 ％, Ti : 0.10 ∼ 0.30 ％ 및 잔부 Fe 인 성분으로 하고, 강판 조직을 페라이트 주체로 하고, 인접하는 입자와의 방위차가 전부 15 °이상으로 둘러싸인 입자를 단위 입자로 하고, 그 평균 입경을 d ㎛ 로 하였을 때, d 가 5 ㎛ 이하인 조직으로 하는 기술이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 3 에서는, 상기 성분을 갖는 강을 가열 후, 압연하고, 냉각시키고, 권취하여 고강도 열연 강판을 제조할 때, 마무리 압연을 900 ∼ 840 ℃ 의 온도 영역에서 실시하고, 마무리 압연에 있어서의 압하율을 70 ％ 이상으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에 의하면, 페라이트 입경과 그 형태를 컨트롤함으로써, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

또, 특허문헌 4 에서는, 열연 강대의 조성을 C : 0.04 ∼ 0.18 wt％, Si : 0.05 ∼ 1.00 wt％, Mn : 0.10 ∼ 0.50 wt％, Ti : 0.05 ∼ 0.30 wt％, Al : 0.001 ∼ 0.100 wt％, N : 0.0100 wt％ 이하, P : 0.030 wt％ 이하 및 S : 0.015 wt％ 이하를 0.3 ≤ Ti/(C ＋ S ＋ N) ＜ 5 이고 또한 C ＋ Mn/6 ＋ Si/24 ＋ Cr/5 ≤ 0.20 wt％ 로 함유하는 조성으로 하고, 최종 마이크로 조직의 폴리고날 페라이트 분율을 70 ％ 이상으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 4 에서 제안된 기술에 의하면, Si, Mn 함유량을 억제하고 용접성의 지표인 C 당량을 저감시키고, 또한 강화 성분으로서 소정량의 Ti 를 함유함으로써, 용접성이 우수한 인장 강도가 55 ㎏f/㎟ 이상인 고장력 열연 강대가 얻어진다고 되어 있다.

일본 공개특허공보 2011-026690호 일본 공개특허공보 2007-302992호 일본 공개특허공보 2002-105595호 일본 공개특허공보 평2-008349호

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, Ti 의 함유량이 0.03 ∼ 0.06 ％ 로 적기 때문에, 석출 강화에 기여하는 탄화물 (TiC) 을 대량으로 석출시킬 수 없어, 인장 강도가 650 ㎫ 정도인 강판밖에 얻어지지 않았다. 강도 증가를 위해 Ti 함유량을 증가시키면, 석출되는 TiC 는 조대화되는 경향이 있어, 650 ㎫ 를 초과하는 고강도를 달성하는 것은 간단하지 않다. 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, Ti 함유량이 0.06 ％ 를 초과하면 탄화물 (TiC) 이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 강판의 인장 강도를 850 ㎫ 이상으로 하는 것은 매우 곤란하다.

또, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 강판에 B 를 함유시킴과 함께, 고용 강화 원소이고 또한 석출 강화에 기여하는 탄화물의 석출을 제어하는 원소이기도 한 Mn 을 함유시킴으로써, 강판 강도의 향상을 도모하고 있다. 그러나, 이 기술에서는, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, B 가 적어도 10 ppm 이상 첨가되어 있다. 그리고 B 는, 후술하는 바와 같이 오스테나이트의 재결정을 현저하게 저해시키는 점에서, B 가 10 ppm 이상이나 첨가되는 당해 기술에서는 기계적 특성의 이방성에 관한 문제를 회피할 수 없다. 또한, 특허문헌 2 에는, Mn 함유량을 0.5 ％ 로 한 강판의 실시예도 개시되어 있는데, 이 강판의 인장 강도는 750 ㎫ 미만으로 낮고, 게다가 오스테나이트의 재결정을 현저하게 지연시키는 Nb 를 0.03 ％ 함유하여, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이 커진다. 또한, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 강판 조성과 관련하여, Ti 함유량에 대한 C 함유량의 비율이 적정하지 않고, 인장 강도 850 ㎫ 이상의 강판을 얻을 수 없었다.

또, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 고용 강화 원소이고 또한 변태를 촉진시킴과 함께 입계 형상에 영향을 미치는 Mn 을 함유시킴으로써, 강판 강도의 향상을 도모하고 있다. 그러나, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에 있어서도, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, 고용 강화 원소인 Si, Mn 의 함유량을 각각 0.5 ％, 1.5 ％ 로 한 경우에도, 압연 조건의 적정화가 이루어지지 않았기 때문에 인장 강도가 850 ㎫ 미만인 강판밖에 얻어지지 않는 데다가, 기계적 특성의 이방성이 문제가 된다. 또한, 특허문헌 3 에는, Mn 함유량을 0.3 ％ 로 한 강판의 실시예도 개시되어 있는데, 이 강판의 인장 강도는 730 ㎫ 로 낮고, 게다가 오스테나이트의 재결정을 현저하게 지연시키는 Nb 를 0.24 ％ 로 다량으로 함유하여, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이 커진다. 또한, 특허문헌 2 에서 제안된 기술과 동일하게, 강판 조성과 관련하여, Ti 함유량에 대한 C 함유량의 비율이 적정하지 않고, 인장 강도 850 ㎫ 이상의 강판을 얻을 수 없었다.

특허문헌 4 에서 제안된 기술에서는, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, Ti 함유량이 비교적 적은 경우에는 인장 강도가 70 ㎏f/㎟ 정도인 열연 강대밖에 얻어지지 않는다. 또, Ti 함유량에 대한 C 함유량의 비율이 적정하더라도, 오스테나이트 입자의 상태를 고려하고 있지 않기 때문에, 여전히 인장 강도 850 ㎫ 이상의 열연 강대는 얻어지지 않았다. 또한, 특허문헌 4 에는, 열연 강대의 마이크로 조직을 미세한 폴리고날 페라이트 주체로 하고, 또한 마이크로 조직을 균일화하여 이방성을 없애는 것이 기재되어 있는데, 마이크로 조직의 구체적인 결정 입경 등에 대해 조금도 제시되어 있지 않고, 오스테나이트 입자의 상태를 고려하고 있지 않기 때문에, 기계적 특성의 이방성에 문제가 있었다.

이상과 같이, 종래 기술에서는 모두 열연 강판의 인장 강도를 850 ㎫ 이상으로 하고, 또한 기계적 특성의 이방성에 관한 문제를 회피하는 것은 매우 곤란하였다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 850 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 게다가 인장 강도, 전체 연신율 (total elongation) 로서 평가되는 기계적 특성의 이방성을 저감시킨 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위하여, 본 발명자들은, 프레스 성형 등의 가공성이 양호한 페라이트 단상 조직인 열연 강판에 주목하여, 그 열연 강판의 고강도화 및 기계적 특성의 이방성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 페라이트 입자의 형상이 인장 강도나 전체 연신율의 이방성에 크게 영향을 주고 있으며, 이들의 이방성을 작게 하려면 페라이트 입자를 등축정 (equiaxial grains) 에 근접시키는 것이 중요한 점, 그리고 페라이트 입자를 등축정에 근접시키려면, 열연 강판을 제조할 때의 열간 압연 공정에 있어서, 변태 전의 오스테나이트 입자로의 변형 에너지의 축적량 (stored strain energy) 을 억제하는 것이 유효한 점을 지견하였다. 또, 상기와 같이 변태 전의 오스테나이트 입자로의 변형 에너지의 축적량을 억제하려면, 열간 압연 공정에 있어서, 오스테나이트 입자의 재결정을 촉진시키면서 저온에서의 압하량을 억제하는 것이 중요한 점, 또한, 오스테나이트 입자의 재결정을 촉진시키려면 Si 및 Mn, 그리고 편석되기 쉬운 원소인 B 나 Nb 를 가능한 한 저감시키는 것이 중요한 점을 지견하였다.

한편, Mn 이나 Si 는 고용 강화 원소인 점에서, Mn 등의 함유량의 억제에 수반되는 강판 강도의 저하는 피할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, Mn 등에 의한 고용 강화를 대신하는 강화 기구로서, 탄화물에 의한 석출 강화를 채용하고, 그 탄화물을 강판의 매트릭스인 페라이트상에 미세 석출 (fine precipitation) 시킴으로써, 원하는 강판 강도 (인장 강도 : 850 ㎫ 이상) 로 하는 것을 시도하였다. 또, 페라이트상에 석출시키는 탄화물이 미세하고 또한 석출량이 많을수록 강판 강도의 대폭적인 향상 효과를 기대할 수 있는 점에서, 탄화물의 석출량을 충분히 확보하는 수단, 및 그 탄화물의 미세화를 도모하는 수단에 대해 모색하였다.

페라이트상의 결정 입자 내에 석출되는 탄화물은 통상적으로 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태와 거의 동시에 석출된다. 또, 고온역에서 석출되는 탄화물은 조대화되기 쉬운 한편, 탄화물을 저온역에서 석출시키면 미세한 탄화물이 얻어진다. 이상의 이유에 의해, 페라이트상의 결정 입자 내에 미세한 탄화물을 석출시키기 위해서는, 강판 조성이나 열간 압연 종료 후의 냉각 속도 등을 조정함으로써, 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태점을 권취 온도역까지 저온화시키고, 페라이트상의 결정 입자 내에 탄화물을 석출시킨 후 바로 권취하는 것, 혹은 권취와 동시에 오스테나이트 → 페라이트 변태시키고 페라이트상의 결정 입자 내에 탄화물을 석출시키는 것이 바람직하다.

여기서, 앞서 서술한 바와 같이 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 억제하는 데에 있어서는, 강 소재에 함유되는 Mn 이나 B 를 억제하는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 이나 B 는, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에서 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태를 지연화시켜, 오스테나이트 → 페라이트 변태점을 저하시키는 효과를 갖는 원소이기도 하다. 그 때문에, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 억제할 목적으로 강 소재에 함유되는 Mn 이나 B 를 저감시키면, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 고온에서 페라이트 변태가 개시되기 때문에, 탄화물의 조대화를 억제할 수 없고, 인장 강도 850 ㎫ 이상의 고강도 강판을 제조할 수 없다.

그래서, 본 발명자들은, 열연 강판의 제조시, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트 → 페라이트 변태 전에는 그 변태를 지연시키는 원소로서의 역할을 담당하고, 오스테나이트 → 페라이트 변태 후에는 탄화물을 형성하여 열연 강판 강도를 현저하게 상승시킬 수 있는 C 와 Ti 에 주목하여, 페라이트상의 결정 입자 내에 미세한 Ti 탄화물을 석출시킴으로써 열연 강판의 고강도화를 도모하는 것을 시도하였다. 그 결과, 강 소재의 Mn, Si 함유량, 혹은 추가로 B, Nb 함유량을 소정량 이하로 억제함과 함께, C, Ti, N 및 S 의 함유량을 조정하고, 또한 이들 원소의 함유량에 따라 열간 압연 전의 강 소재 (강 슬래브) 의 가열 온도와 열연 조건을 조정함으로써, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 저감시키면서 Ti 탄화물을 미세하게 또한 대량으로 석출시키는 것이 가능해져, Ti 의 탄화물에 의한 석출 강화를 최대한 활용할 수 있는 것을 지견하였다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 완성된 것으로서, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 강 소재를 가열하고, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고, 권취하여, 열연 강판으로 할 때,

상기 강 소재를, 질량％ 로,

C : 0.055 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이하,

Mn : 1.3 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하,

S : 0.007 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하,

N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.14 ％ 이상 0.30 ％ 이하

를, C, S, N 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 Nb, B 를 Nb : 0.03 ％ 미만, B : 0.0005 ％ 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,

상기 가열의 가열 온도 T (℃) 를 1150 ℃ 이상이고 또한 하기 (2) 식을 만족시키는 온도로 하고, 상기 강 소재가 1150 ℃ 이상의 온도역에 체류하는 시간을 15 분 이상으로 하고,

상기 열간 압연의 980 ℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율을 40 ％ 이하로 하고,

상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고,

상기 냉각을 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 개시하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하로 하고,

상기 권취의 권취 온도를 500 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 하는 열연 강판의 제조 방법.

1.0 ≤ ([C]/12)/([Ti^*]/48) … (1)

[Ti^*] ＜ 10^{{－7000/(T ＋ 273) ＋ 2.75}}/[C] … (2)

단, [Ti^*] ＝ [Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]

T : 강 소재의 가열 온도 (℃)

([C], [S], [N], [Ti] : 각 원소의 함유량 (질량％))

[2] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 V : 0.30 ％ 이하를 함유하는 [1] 에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

[3] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 [1] 에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

[4] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 [2] 에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

[5] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb, Cu, Ni, Sn, Cr, Ca, REM, Mg, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, Sr 중 1 종 이상을 합계로 1.0 ％ 이하 함유하는 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 열연 강판의 제조 방법.

[6] [1] 내지 [5] 중 어느 하나의 방법에 의해 제조된 고강도 열연 강판으로서, 페라이트상의 면적률이 95 ％ 이상, 그 페라이트상의 평균 결정 입경이 8 ㎛ 이하, 그 페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비가 3.5 이하이고, 상기 페라이트상의 결정 입자 내의 탄화물 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 조직을 갖고, 인장 강도가 850 ㎫ 이상인 열연 강판.

[7] 강판 표면에 도금층을 갖는 [6] 에 기재된 열연 강판.

[8] 상기 도금층이 아연 도금층인 [7] 에 기재된 열연 강판.

[9] 상기 도금층이 합금화 아연 도금층인 [8] 에 기재된 열연 강판.

[10] 상기 열연 강판의 인장 강도의 이방성이 30 ㎫ 이하인 [6] 내지 [9] 에 기재된 열연 강판.

상기 인장 강도의 이방성은, C 방향의 인장 강도에서 L 방향의 인장 강도를 뺀 차분의 절대값으로서 정의된다.

[11] 상기 열연 강판의 전체 연신율의 이방성이 2 ％ 이하인 [6] 내지 [9] 에 기재된 열연 강판.

상기 전체 연신율의 이방성은, C 방향의 전체 연신율에서 L 방향의 전체 연신율을 뺀 차분의 절대값으로서 정의된다.

본 발명에 의하면, 자동차의 구조 부재 등의 용도에 바람직한, 인장 강도 : 850 ㎫ 이상이고 또한 기계적 특성의 이방성이 작은 고강도 열연 강판이 얻어지며, 자동차 부재의 경량화나 자동차 부재 성형을 가능하게 하는 등, 그 효과는 현저하다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 강 소재의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ (mass％) 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.055 ％ 이상 0.15 ％ 이하

C 는, 열연 강판 제조시, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태 전에는 페라이트 변태를 억제함으로써 고온역에서의 탄화물의 석출·조대화를 억제하여, 탄화물을 미세화하는 효과를 갖는다. 또, 오스테나이트 → 페라이트 변태 후에는 후술하는 Ti, 혹은 추가로 W, Mo, V 와 결합하여 탄화물로서 강판 중에 미세 분산된다. 즉 C 는, 미세한 탄화물을 형성하여 페라이트 조직을 현저하게 강화시키는 원소로서, 열연 강판을 강화하는 데에 있어서 필수의 원소이다.

C 함유량이 0.055 ％ 미만에서는, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 고온역에서 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태가 발생하여, 탄화물의 조대화를 억제할 수 없어, 원하는 강도 (인장 강도 : 850 ㎫ 이상) 를 갖는 열연 강판이 얻어지지 않는다. 또, C 함유량이 0.055 ％ 미만에서는, 페라이트상의 결정 입자 내에 석출되는 탄화물의 석출량이 불충분해져, 원하는 강판 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 본 발명에서는, C 함유량을 0.055 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.06 ％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면, 강 소재 중에 조대한 Ti 탄화물이 형성된다. 그리고, 열연 강판을 제조하는 공정의 강 소재 재가열시에 조대한 Ti 탄화물을 완전히 용해시킬 수 없게 되어, 최종적으로 얻어지는 열연 강판에 조대한 Ti 탄화물이 잔존한다. 이와 같이 조대한 Ti 탄화물이 잔존하면, 강도 상승을 담당하는 미세한 Ti 탄화물의 석출량이 감소함으로써 열연 강판의 강도가 급락한다. 또, 강 소재 중에 조대한 Ti 탄화물이 존재하면, 열간 압연시에 있어서 오스테나이트 입자의 재결정을 저해되어, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 크게 하게 된다. 따라서, C 함유량은 0.15 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.13 ％ 이하이다.

Si : 0.2 ％ 이하,

Si 는 연성 (연신율) 저하를 초래하지 않고 강판 강도를 향상시키는 유효한 원소로서 종래의 고강도 강판에서는 적극적으로 함유되고 있다. 그러나, Si 는, 열연 강판 제조시, 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 입자의 재결정을 저해하여, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 조장하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 Si 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.2 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, Si 함유량의 상한을 0.2 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.09 ％ 이하이다. 또한, Si 함유량은 불순물 레벨까지 저감시켜도 되고, 제로여도 문제없다.

Mn : 1.3 ％ 이하

Mn 은 고용 강화 원소로서, Si 와 동일하게, 종래의 고강도 강판에서는 적극적으로 함유되고 있지만, 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 입자의 재결정을 저해하여, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 조장하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 Mn 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 1.3 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, Mn 함유량의 상한을 1.3 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.5 ％ 미만이며, 이 범위에서는 보다 기계적 특성의 이방성이 개선된다. 단, Mn 함유량을 극단적으로 저감시키면 페라이트 변태 온도 (변태점) 가 상승하고, 열연 강판 제조시, 마무리 압연 종료 후의 냉각 과정에서 오스테나이트 → 페라이트 변태와 동시에 석출되는 탄화물이 고온에 노출되게 된다. 그리고, 이와 같이 탄화물이 고온에 노출되면 탄화물은 단시간에 조대화되기 때문에, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 강도가 저하된다. 이와 같은 관점에서, Mn 함유량은 0.1 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는 열간 압연시, 오스테나이트 입자 내에 도입된 전위에 편석되어 재결정을 저해하고, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 조장한다. 따라서, 본 발명에서는 P 함유량도 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.03 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, P 함유량을 0.03 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. P 함유량은 제로여도 문제없다.

S : 0.007 ％ 이하

S 는 Mn 과 결합하여 강 소재 중에 연질의 황화물을 형성한다. 이 연질의 황화물은, 열연 강판 제조시, 열간 압연 중에 쐐기상으로 늘여지고, 열연 강판의 압연 방향에서 수직 방향에 대한 연성을 저하시키는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는, S 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.007 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다. S 함유량은 제로여도 문제는 없다.

Al : 0.1 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 작용하는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Al 는 강 중에서 개재물을 형성하여 열간 압연 공정에 있어서의 오스테나이트 입자의 재결정을 저해하는 원소이기도 하며, Al 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면 재결정에 대한 악영향이 현재화된다. 따라서, Al 함유량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.07 ％ 이하이다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 제강의 단계에서 탄화물 형성 원소인 Ti 와 결합하여 조대한 질화물을 형성하여, 미세한 탄화물의 형성을 저해하기 때문에 강판 강도를 현저하게 저하시킨다. 또, 조대한 질화물은, 열연 강판 제조시, 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 입자의 재결정을 현저하게 저해한다. 따라서 N 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.006 ％ 이하이다. N 함유량은 제로여도 문제는 없다.

Ti : 0.14 ％ 이상 0.30 ％ 이하

Ti 는, C 와 동일하게, 열연 강판 제조시, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서, 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태 전에는 페라이트 변태의 진행을 지연시킴으로써 고온역에서의 탄화물의 석출·조대화를 억제하여, 탄화물을 미세화하는 효과를 갖는다. 또, 오스테나이트 → 페라이트 변태 후에는 C 와 결합하여, 탄화물로서 강판 중에 미세 분산된다. 즉 Ti 는 미세한 탄화물을 형성하여 페라이트 조직을 현저하게 강화시키는 원소로서, 열연 강판을 강화하는 데에 있어서 필수의 원소이다. 인장 강도가 850 ㎫ 이상인 열연 강판을 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.14 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 열연 강판 제조시, 열간 압연 전의 강 소재 재가열시에 조대한 Ti 탄화물이 완전히 용해되지 않고 잔존하여, 열간 압연시에 오스테나이트 입자의 재결정이 현저하게 지연되는 요인이 된다. 따라서, Ti 함유량은 0.30 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.28 ％ 이하이다.

또한, 강판 강도는 탄화물의 체적 분율에 비례하기 때문에, Ti 함유량의 80 ％ 이상을 탄화물로서 석출시켜 고용 Ti 를 억제하는 것이 바람직하다. Ti 함유량의 80 ％ 이상을 탄화물로서 석출시키려면, 오스테나이트 → 페라이트 변태 온도를 조정함으로써 달성된다. 이 온도는, 화학 성분과 열연 조건으로 조정할 수 있다.

본 발명의 강 소재는, C, S, N, Ti 를, 상기한 범위에서 또한 (1) 식을 만족시키도록 함유한다.

1.0 ≤ ([C]/12)/([Ti^*]/48) … (1)

단, [Ti^*] ＝ [Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]

([C], [S], [N], [Ti] : 각 원소의 함유량 (질량％))

상기 (1) 식은, 열연 강판의 인장 강도를 850 ㎫ 이상으로 하기 위해 만족시켜야 할 요건으로서, 본 발명에 있어서 중요한 지표이다.

앞서 서술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는 열연 강판 중에 주로 Ti 탄화물을 미세 석출시킴으로써 원하는 강판 강도를 확보한다. 여기서, Ti 탄화물은, 그 평균 입자 직경이 매우 작은 미세 탄화물이 되는 경향이 강하기는 하지만, 강 중에 함유되는 Ti 의 원자 농도가 C 의 원자 농도를 초과하면, Ti 탄화물이 조대화되기 쉬워지는 데다가, 고용 C 에 의한 오스테나이트 → 페라이트 변태 온도의 조정 효과가 작아지는 점에서, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도 : 850 ㎫ 이상) 를 확보하기 곤란해진다. 따라서, 탄화물 생성에 기여할 수 있는 Ti 를「Ti^*」로 하면, 본 발명에서는, 강 소재에 함유되는 C 의 원자％ 를 Ti^* 의 원자％ 이상으로 할 필요가 있다. 즉, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값을 1 이상으로 하는 것이 필요하다. 각각의 원자％ 는 C 및 Ti 의 질량％ 를 각각 C 및 Ti 의 원자량 (C : 12, Ti : 48) 으로 나눈 값에 비례한다.

또, 후술하는 바와 같이 본 발명에서는, 강 소재에 소정량의 Ti 를 첨가하고, 열간 압연 전의 가열에 의해 강 소재 중의 탄화물을 용해시키고, 주로 열간 압연 후의 권취시에 Ti 탄화물을 석출시킨다. 그러나, 강 소재에 첨가한 Ti 의 전체량이 탄화물 생성에 기여하는 것은 아니며, 강 소재에 첨가한 Ti 의 일부는 강판의 고강도화에 기여하지 않는 질화물, 황화물의 형성에 소비된다. 권취 온도보다 고온역에서는, Ti 가 탄화물보다 질화물, 황화물을 형성하기 쉽고, 열연 강판의 제조시, 권취 공정 전에 Ti 가 주로 질화물, 황화물을 형성하기 때문이다. 그래서, 상기 조성을 갖는 강 소재에 대해 본 발명자들이 검토한 결과, 탄화물 생성에 기여하는 Ti 인 Ti^* 의 양은, 강 소재에 첨가한 전체 Ti 량에서 Ti 질화물, Ti 황화물의 형성에 소비되는 Ti 량을 빼서,「[Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]」로 표현할 수 있음이 밝혀졌다.

이상의 이유에 의해, 본 발명에서는, C 의 원자％ 를 Ti^* 의 원자％ 이상으로 할 목적으로, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값이 1 이상이 되도록 C, S, N, Ti 의 각 원소를 함유하기로 한다. 전술한 바와 같이 ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값이 1 미만이 되면, 페라이트 결정 입자 내에 생성되는 Ti 탄화물의 조대화나 오스테나이트 → 페라이트 변태 온도의 고온화를 조장하기 때문에, 열연 강판 강도가 저하되거나 제조 안정성이 악화된다. 또, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값이 1 미만이 되면, 페라이트상의 결정 입계에 편석되는 C 가 현저하게 적어지기 때문에, 입계 강도가 저하되어, 열연 강판의 강도나 인성이 현저하게 저하된다.

또한, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값은 1.05 이상인 것이 바람직하다. 단, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값이 3.0 을 초과하면, 강 소재 중에 생성된 조대한 Ti 탄화물이, 열연 강판의 제조 공정에 있어서 열간 압연 전에 강 소재를 가열해도 용해되지 않고 잔존하여, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 강도 저하의 요인이 된다. 또, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값이 3.0 을 초과하면, 강 소재 중의 Ti 량에 대한 C 량이 과잉이 되는 결과, 시멘타이트가 생성되기 쉬워지고, 강판 조직을 실질적으로 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, ([C]/12)/([Ti^*]/48) 의 값은 3.0 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상이 본 발명에 있어서의 기본 조성이지만, 상기한 기본 조성에 더하여 추가로, V : 0.30 ％ 이하를 함유할 수 있다.

V 는 C 및 Ti 와 결합하여 탄화물을 형성하고, 열연 강판의 추가적인 강화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, V 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 는, Ti 와 비교하여 탄화물 형성능이 낮고, 고용 상태 (고용 V) 로서 잔존하기 쉬운데, 이 고용 V 는 탄화물을 조대화시켜 강판 강도를 저하시키는 요인이 된다. V 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면, 고용 V 가 과잉이 되어, 강판 강도를 저하시키는 악영향이 현재화되는 점에서, V 함유량은 0.30 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.26 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.

또, 상기한 기본 조성에 더하여 추가로, W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유할 수 있다.

V 와 동일하게 W, Mo 는 Ti 및 C 와 결합하여 복합 탄화물을 형성하고, 열연 강판의 추가적인 강화에 기여하는 원소이다. 또, W, Mo 는, 열연 강판 제조시, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태의 진행을 지연시키는 효과를 갖기 때문에, 열연 강판의 제조를 안정화시키는 데에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, W 함유량을 0.01 ％ 이상, Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, W 함유량이 1.0 ％ 초과, Mo 함유량이 0.5 ％ 초과가 되면, 열연 강판 제조시, 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 이어지는 코일 권취시에 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태가 완료되지 않아, 실질적으로 페라이트 단상 조직 (면적률 95 ％ 이상의 페라이트상) 의 열연 강판이 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 그 결과, 상기 오스테나이트 → 페라이트 변태와 동시에 석출되는 탄화물의 양이 감소하기 때문에, 열연 강판 강도의 현저한 저하가 우려된다. 따라서, W 함유량은 1.0 ％ 이하, Mo 함유량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, W 함유량은 0.01 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mo 함유량은 0.01 ％ 이상 0.3 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

불순물 Nb : 0.03 ％ 미만

Nb 는 열간 압연시, 오스테나이트 입자의 전위 상에 편석되어, 그 재결정의 진행을 저해하는 원소이다. 따라서, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 억제하려면, Nb 함유량을 0.03 ％ 미만으로까지 저감시킬 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.02 ％ 미만이다. 또한, 본 발명에 있어서 Nb 는 불순물인 점에서, 그 함유량을 제로로 하는 것이 가장 바람직하다.

불순물 B : 0.0005 ％ 미만

B 는 열간 압연시, 오스테나이트 입자의 입계 및 전위 상에 편석되어 재결정의 진행을 저해할 뿐만 아니라, 오스테나이트 입자의 재결정 온도를 현저하게 상승시키기 때문에, 압연 중에서의 변형 에너지를 축적시키기 쉬운 원소이다. 오스테나이트 입자가 미재결정의 상태로부터 변태한 열연 강판의 페라이트 입자는 압연 방향으로 신전 (伸展) 되고, 기계적 특성의 이방성을 현저하게 증대시킨다. 상기 관점에서, B 는 0.0005 ％ 미만으로까지 저감시킬 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 미만이다. 또한, 본 발명에 있어서 B 는 불순물인 점에서, 그 함유량을 제로로 하는 것이 가장 바람직하다.

또, 상기 기본 성분에 더하여 추가로, Sb, Cu, Ni, Sn, Cr, Ca, REM, Mg, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, Sr 중 1 종 이상을 합계로 1.0 ％ 이하 함유해도 된다. 합계로 1.0 ％ 이하이면, 소재 강도나 기계적 특성의 이방성에 영향을 미치지 않는다. 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다.

본 발명은, 상기한 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고, 권취하여, 열연 강판으로 한다.

본 발명에 있어서, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않으며, 전로 (轉爐), 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 진공 탈가스로에서 2 차 정련을 실시해도 된다. 그 후, 생산성이나 품질 상의 문제에서 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박 (薄) 슬래브 연주법 (連鑄法) 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다.

강 소재의 가열 온도 T (℃) : 1150 ℃ 이상

상기와 같이 얻어진 강 소재 (강 슬래브) 에 조압연 및 마무리 압연을 실시하는데, 본 발명에 있어서는, 조압연에 앞서 강 소재를 가열하여 실질적으로 균질한 오스테나이트상으로 하고, 조대한 탄화물을 용해시킬 필요가 있다. 강 소재의 가열 온도가 1150 ℃ 를 하회하면, 조대한 Ti 탄화물이 용해되지 않기 때문에, 열간 압연 종료 후의 냉각·권취 공정에서 미세 분산되는 탄화물의 양이 감소하게 되고, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 강도가 현저하게 저하된다. 따라서, 강 소재를 최고 도달 온도가 1150 ℃ 이상이 되도록 가열한다. 바람직하게는 1200 ℃ 이상이다.

[Ti^*] ＜ 10^{{－7000/(T ＋ 273) ＋ 2.75}}/[C] … (2)

단 [Ti^*] ＝ [Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]

T : 강 소재의 가열 온도 (℃)

([C], [S], [N], [Ti] : 각 원소의 함유량 (질량％))

본 발명에 있어서는, 조압연 전의 강 소재의 가열 온도 T (℃) 를 1150 ℃ 이상으로 함과 함께 상기 (2) 식을 만족시키는 온도로 한다.

전술한 바와 같이, 강 소재의 재가열 (열간 압연 전의 가열) 에 의해 잔존한 조대한 Ti 탄화물은, 오스테나이트 입자의 재결정을 지연시키기 때문에, 오스테나이트 → 페라이트 변태점의 고온화에 의한 강판 강도의 저하, 및 열연 강판의 기계적 특성의 이방성 증대를 초래한다. 그래서, 상기한 조성을 갖는 강 소재에 대해 본 발명자들이 검토한 결과, 열간 압연 전의 가열에 의해 강 소재 중의 조대한 Ti 탄화물을 용해시키려면, 상기 (2) 식을 만족시킬 필요가 있음을 지견하였다. 또한, 상기 (2) 식의 좌변인 [Ti^*] 는, 제강의 단계에서 생성되는 질화물과 황화물을 함유량에서 뺀 값으로서 Ti 탄화물을 형성하여 실질적으로 강화에 기여하는 Ti 량을 나타낸다. 또, T 는, 강 소재의 가열 온도 T (℃), 즉 강 소재 재가열에서의 최고 도달 온도이다.

1150 ℃ 이상의 온도역에서의 강 소재의 체류 시간 : 15 분 이상

조압연 전의 강 소재를 1150 ℃ 이상의 온도역에서 가열해도, 1150 ℃ 이상의 온도역에서의 강 소재의 체류 시간이 15 분을 하회하면, 조대한 Ti 탄화물을 완전히 용해시킬 수 없다. 따라서, 1150 ℃ 이상의 온도역에서의 강 소재의 체류 시간을 15 분 이상으로 한다. 바람직하게는 20 분 이상이다. 체류 시간의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 생산 효율의 관점에서 체류 시간을 30 시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강 소재의 가열 온도 T (℃) 가 1350 ℃ 를 상회하면, 스케일 로스의 증대나 스케일의 말려 들어감에 의한 강판 표면 성상의 악화를 초래한다. 따라서, 상기 가열 온도 T (℃) 는 1350 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상과 같이 가열된 강 소재에 소정 조건의 열간 압연을 실시한다.

980 ℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율 : 40 ％ 이하

상기한 조성을 갖는 본 발명의 강 소재를 980 ℃ 미만의 온도역에서 압연하면, 오스테나이트 입자의 재결정의 진행이 지연되고, 오스테나이트 입자로의 변형 에너지의 축적량이 커진다. 그 결과, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서 등축에 가까운 페라이트 입자가 얻어지지 않게 되어, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이 증대된다. 또, 열간 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서의 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태의 구동력이 상승하고, 페라이트 변태가 고온에서 개시되기 때문에, 탄화물이 조대화되어 열연 강판 강도가 저하된다.

이상의 이유에 의해, 오스테나이트 입자의 재결정의 진행이 지연되는 980 ℃ 이하의 온도역에서는, 가능한 한 열간 압연에 의한 압하를 피하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 980 ℃ 이하에서의 합계 압하율이 40 ％ 를 초과하면, 상기 악영향이 현재화된다. 따라서, 상기 합계 압하율을 40 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 33 ％ 이하이다. 여기서, 980 ℃ 이하에서의 합계 압하율이란, 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 합계 압하율이다. 또한, 980 ℃ 이하에서의 합계 압하율은 0 ％ 로 해도 된다.

마무리 압연 온도 : 880 ℃ 이상

마무리 압연 온도가 880 ℃ 를 하회하면, 오스테나이트 입자로의 변형 에너지의 축적이 현저해지고, 이것에 수반하여 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이나 강도에 관한 여러 문제가 현재화된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 880 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 890 ℃ 이상이다. 마무리 압연 온도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 열간 압연 전의 가열 온도, 압연 통판 속도, 강판 판두께 등에 의해 저절로 결정된다. 이 때문에, 실질적으로는 마무리 압연 온도의 상한은 1000 ℃ 이다.

마무리 압연 종료 후, 강제 냉각을 개시할 때까지의 시간 : 3 s 이내

상기한 조성을 갖는 본 발명의 강 소재는, 페라이트 변태점이 높기 때문에, 마무리 압연 후 바로 냉각시키지 않으면 고온에서 오스테나이트 → 페라이트 변태가 개시되어, 탄화물이 조대화되게 된다. 따라서, 본 발명에서는, 열간 압연 종료 후 신속하게 강제 냉각을 개시할 필요가 있으며, 마무리 압연 종료 후, 적어도 3 s 이내에 냉각을 개시한다. 바람직하게는 2 s 이내이다.

평균 냉각 속도 : 40 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하

마무리 압연 종료 후에 이어지는 강제 냉각의 평균 냉각 속도가 40 ℃/s 미만에서는, 고온에서 오스테나이트 → 페라이트 변태가 개시되어, 미세한 탄화물이 얻어지지 않아 열연 강판 강도가 저하된다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 200 ℃/s 를 초과하면, 냉각 정지 온도가 안정되지 않고, 마텐자이트상이나 베이나이트상이 혼재한 조직이 되어, 실질적으로 페라이트 단상 조직 (면적률 95 ％ 이상의 페라이트상) 의 열연 강판이 얻어지지 않는다. 그 결과, 열간 압연 종료 후의 냉각·권취 공정에 있어서 오스테나이트 → 페라이트 변태와 동시에 석출되는 탄화물의 양이 감소하고, 열연 강판의 인장 강도가 850 ㎫ 에 도달하지 않는다. 따라서, 마무리 압연 종료 후에 이어지는 강제 냉각의 평균 냉각 속도는 200 ℃/s 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 50 ℃/s 이상 150 ℃/s 이하이다. 또한, 평균 냉각 속도는, 강제 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도이다. 강제 냉각 정지 후에는 공랭뿐이므로, 강판의 온도가 거의 저하되지 않고 강판은 권취된다. 통상적으로는 냉각 정지 온도는 권취 온도 ＋ 5 ∼ 10 ℃ 정도로 설정된다.

또한, 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태점을 후술하는 권취 온도역으로 조정하면, 페라이트상의 결정 입자 내에 탄화물을 미세하게 또한 다량으로 석출시킬 수 있다. 냉각 과정에 있어서의 강의 오스테나이트 → 페라이트 변태점을 후술하는 권취 온도역으로 조정하기 위해서는, 상기 평균 냉각 속도를 50 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도 : 500 ℃ 이상 680 ℃ 이하

상기한 바와 같이, 낮은 온도역에서는 페라이트상의 결정 입자 내에 탄화물을 미세하게 또한 다량으로 석출시킬 수 있다. 이와 같은 관점에서는, 권취 온도 (및 오스테나이트 → 페라이트 변태점) 를 낮게 하는 것이 바람직하지만, 권취 온도가 500 ℃ 를 하회하면, 원소의 확산이 지연되는 결과, 충분한 석출량의 탄화물이 얻어지지 않는다. 한편, 권취 온도 (및 오스테나이트 → 페라이트 변태점) 가 680 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 → 페라이트 변태와 거의 동시에 석출된 탄화물이 조대화되어, 열연 강판 강도가 저하된다. 또, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 페라이트상의 평균 결정 입경이 조대화되어, 열연 강판 강도가 저하된다. 따라서, 권취 온도의 범위는 500 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 550 ℃ 이상 660 ℃ 이하이다.

또한, 열간 압연된 권취 후의 열연 강판은, 표면에 스케일이 부착된 상태여도, 산세를 실시함으로써 스케일을 제거한 상태여도, 그 특성이 변화하지는 않는다. 또, 본 발명에서는, 권취 후의 열연 강판에 도금 처리를 실시하여, 열연 강판 표면에 도금층을 형성해도 된다. 도금 처리의 종류는 특별히 상관없으며, 전기 도금 처리, 무전해 도금 처리 모두 적용할 수 있다. 도금층의 합금 성분은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어, 도금 처리로서 용융 아연 도금 처리를 실시하여 용융 아연 도금층 (hot dip galvanized zinc coating) 을 형성할 수 있다. 혹은, 상기 용융 아연 도금 처리 후, 추가로 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금층을 형성해도 된다. 또, 용융 도금에는 아연 외에 알루미늄 혹은 알루미늄 합금 등, 그 밖의 금속이나 합금을 도금할 수도 있다.

본 발명에 의해 얻어지는 열연 강판은, 740 ℃ 이하의 온도역에서의 어닐링에 의해 석출물의 상태가 변화하지는 않는다. 그 때문에, 예를 들어 어닐링 온도를 740 ℃ 이하로 한 연속 용융 아연 도금 라인을 통판시킬 수 있다. 연속 용융 아연 도금 라인의 열 이력이 740 ℃ 이하의 온도역이면, 열연 강판의 매트릭스인 페라이트상의 결정 입자 내에 석출된 탄화물의 상태가 변화하지 않아, 강판의 기계적 특성의 변화는 없다.

도금층의 부착 방법으로는, 예를 들어, 도금욕에 강판을 침지시키고 끌어올리는 방법 등을 들 수 있다. 합금화 처리 방법으로는, 예를 들어, 도금 처리 후에 가스로 등, 강판 표면을 가열할 수 있는 노 내에서 실시하는 방법 등을 들 수 있다.

상기한 본 발명의 제조 방법에 따름으로써, 페라이트상의 면적률이 95 ％ 이상, 그 페라이트상의 평균 결정 입경이 8 ㎛ 이하, 그 페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비가 3.5 이하이고, 상기 페라이트상의 결정 입자 내의 탄화물 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 조직을 갖고, 인장 강도가 850 ㎫ 이상이고 또한 기계적 특성의 이방성이 작은 고강도 열연 강판이 얻어진다. 본 발명의 제조 방법은, 인장 강도 1165 ㎫ 정도까지의 고강도 열연 강판의 제조에 바람직하다. 보다 바람직하게는 1100 ㎫ 정도 이하이다.

다음으로, 본 발명 고강도 열연 강판의 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

페라이트상의 면적률 : 95 ％ 이상

앞서 서술한 바와 같이, 본 발명에서는, Ti 등의 탄화물 형성 원소를 소정량 함유하는 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열한 후 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후의 오스테나이트 → 페라이트 변태와 동시에 탄화물을 미세하게 또한 다량으로 석출시킴으로써, 열연 강판 강도의 향상을 도모한다. 또, 인장 강도 850 ㎫ 이상의 열연 강판을 얻기 위해서는, 강 소재 중의 Ti 의 거의 전체량을 미세한 탄화물로서 석출시킬 필요가 있다. 여기서, 강판 강도에 기여하는 탄화물은 상기 오스테나이트 → 페라이트 변태에 수반하여 석출되는 점에서, 강 소재 중의 Ti 의 거의 전체량을 미세한 탄화물로서 석출시키기 위해서는 상기 오스테나이트 → 페라이트 변태를 촉진시켜, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 페라이트상의 면적률을 크게 하는 것이 바람직하다.

열연 강판의 페라이트상의 면적률이 95 ％ 미만이면, 탄화물의 석출량이 불충분해지고, 850 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 열연 강판의 페라이트상의 면적률은 95 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 98 ％ 이상이다. 또한, 그 페라이트상은, 폴리고날 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 애시큘러 페라이트, 그래뉼러 페라이트를 포함한다.

본 발명의 열연 강판 조직에 대해, 페라이트상 이외의 조직으로는 시멘타이트, 펄라이트, 베이나이트상, 마텐자이트상 등을 들 수 있다. 이들 조직이 다량으로 존재하면, 미세한 탄화물의 석출량이 감소하여 강판 강도가 저하된다. 그 때문에, 이들 조직은 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 조직 전체에 대한 합계 면적률이 5 ％ 이하이면 허용된다. 보다 바람직하게는 2 ％ 이하이다.

페라이트 평균 결정 입경 8 ㎛ 이하

페라이트 평균 결정 입경이 8 ㎛ 를 상회하면, 결정 입자 미세화 강화에 의한 강화량이 저하되어, 인장 강도 850 ㎫ 이상의 고강도 열연 강판이 얻어지지 않게 되는 데다가, 혼립 (混粒) 조직이 되는 점에서 기계적 특성에 편차가 발생하고, 이방성도 증대된다. 따라서, 평균 결정 입경을 8 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 6 ㎛ 미만이다.

페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비 : 3.5 이하

페라이트상의 결정 입자가 신전된 열연 강판 조직이 되면, 열연 강판에 외력을 부하하였을 때, 페라이트상의 결정 입자 자체의 회전이나 변형이 외력을 부여한 방향에서 불균일해지기 때문에, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이 증대된다. 이상의 이유에 의해, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성을 작게 하는 관점에서 등축의 페라이트 입자인 것이 바람직하다. 상기 애스펙트비가 3.5 를 초과하면, 열연 강판의 기계적 특성의 이방성이 커지고, 이와 같은 열연 강판을 프레스 가공하면 프레스 가공시에 예기치 못한 균열이 발생하는 등, 다양한 지장을 초래한다. 따라서, 페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비는 3.5 이하로 한다. 바람직하게는 2.5 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서「페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비」는, 압연 방향과 평행이 되는 단면 (L 단면) 을 대상으로 ASTM E 112-10 에 준거한 절단법 (linear intercept method) 에 의해 구하고, 400 배로 촬영한 사진에 대해 수평선 및 수직선을 각각 3 개씩 긋고, 수평선으로 페라이트 결정 입자를 자르는 평균 길이 (평균 결정 입자 절편 길이 mean intercept length of each ferrite grain) 에 대한 수직선으로의 평균 결정 입자 절편 길이의 비로 정의된다. 또, 상기 애스펙트비의 하한값은 대략 1.4 가 된다.

페라이트 결정 입자 내의 탄화물

페라이트상의 결정 입자 내에 미세 석출되는 탄화물로는, Ti 탄화물, 혹은 추가로 V 탄화물, W 탄화물, Mo 탄화물, Ti 와 V, W, Mo 의 복합 탄화물을 들 수 있다. 또한, 이들 탄화물의 대부분은, 열연 강판 제조 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 후의 냉각·권취 공정에서, 오스테나이트 → 페라이트 변태와 동시에 상 계면에 석출되는 탄화물이다.

페라이트 결정 입자 내의 탄화물 평균 입자 직경 : 10 ㎚ 미만

본 발명 강에서는, 상기한 Ti 등의 탄화물을 미세하게 분산시킴으로써 강화를 도모하고 있다. 탄화물이 조대화되면, 강판에 변형이 가해졌을 때에 발생하는 전위의 운동을 저해하는 탄화물 수가 감소하는 점에서, 탄화물은 미세화될수록 강판은 고강도화된다. 인장 강도 850 ㎫ 이상의 고강도 열연 강판을 얻으려면, 상기 탄화물의 평균 입자 직경을 10 ㎚ 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 6 ㎚ 이하이다.

본 발명의 열연 강판은, 740 ℃ 까지의 가열 처리를 단시간 실시해도 재질 변동이 작다. 그 때문에, 강판에 내식성을 부여할 목적으로, 본 발명의 열연 강판에 도금 처리를 실시하여, 그 표면에 도금층을 구비할 수 있다. 도금 처리에 있어서의 가열 온도는 740 ℃ 이하에서 조업할 수 있는 점에서, 본 발명의 열연 강판에 도금 처리를 실시해도 상기한 본 발명의 효과를 저해하지는 않는다. 도금층의 종류는 특별히 상관없으며, 전기 도금층, 무전해 도금층 모두 적용할 수 있다. 또, 도금층의 합금 성분도 특별히 상관없으며, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 등을 바람직한 예로서 들 수 있는데, 물론 이들에 한정되지 않고 종전에 공지된 것 모두 적용할 수 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 두께 250 ㎜ 의 강 소재를 표 2 에 나타내는 열연 조건으로 판두께 1.2 ∼ 3.2 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 또한, 표 2 에 기재된 냉각 속도는, 강제 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 평균 냉각 속도이다. 또, 얻어진 열연 강판의 일부에 대해서는, 어닐링 온도 700 ∼ 720 ℃ 의 용융 아연 도금 라인에 통판시키고, 그 후, 460 ℃ 의 도금욕 (도금 조성 : Zn-0.13 mass％ Al) 에 침지시켜, 용융 아연 도금 강판 (GI 재) 으로 하였다. 또 일부의 강판은, 상기와 동일하게 하여 용융 아연 도금 라인에 통판 후, 도금욕에 침지시키고, 추가로 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금재 (GA 재) 로 하였다. 도금 부착량은 GI 재, GA 재 모두 편면당 45 g/㎡ 로 하였다.

또한, 강판 No.3 ∼ 9, 18 ∼ 23 을 제외하고, 권취까지의 냉각 중에 오스테나이트에서 페라이트로의 변태는 발생하지 않았음을 별도로 확인하였다.

상기에 의해 얻어진 열연 강판 (열연 강판, GI 재, GA 재) 으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험을 실시하여, 페라이트상의 면적률, 페라이트상 이외의 조직의 종류 및 면적률, 페라이트상의 평균 결정 입경 및 애스펙트비, 탄화물의 평균 입자 직경, 항복 강도, 인장 강도, 연신율을 구하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(ⅰ) 조직 관찰

페라이트상의 면적률은 이하의 수법에 의해 평가하였다. 압연 방향과 평행한 단면의 판두께 중심부에 대해, 5 ％ 나이탈에 의한 부식 현출 (現出) 조직을 주사형 광학 현미경으로 400 배로 확대하여 10 시야분 촬영하였다. 페라이트상은 입자 내에 부식 자국이나 시멘타이트가 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이다. 또, 폴리고날 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 애시큘러 페라이트 및 그래뉼러 페라이트를 페라이트로 하여 면적률이나 입경을 구하였다. 페라이트상의 면적률은 화상 해석에 의해 페라이트상과 베이나이트나 마텐자이트 등의 페라이트상 이외를 분리하고, 관찰 시야에 대한 페라이트상의 면적률에 의해 구하였다. 이 때, 선상의 형태로서 관찰되는 입계는 페라이트상의 일부로서 계상 (計上) 하였다.

페라이트 평균 결정 입경은, 상기 사진 3 장에 대해 수평선 및 수직선을 각각 3 개씩 긋고 ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 구하여, 최종적으로 3 장의 평균값을 표 3 에 기재하였다.

페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비는, 상기와 동일하게 열연 강판의 L 방향 단면에서, L 방향과 평행한 직선이 페라이트 입계를 자르는 평균 길이에 대한 L 방향과 수직인 직선이 페라이트 입계를 자르는 평균 길이의 비율을 구하였다.

페라이트상의 결정 입자 내의 탄화물의 평균 입자 직경은, 얻어진 열연 강판의 판두께 중앙부로부터 박막법에 의해 샘플을 제조하고, 투과형 전자 현미경 (배율 : 120000 배) 으로 관찰을 실시하여, 100 점 이상의 석출물 입자 직경의 평균에 의해 구하였다. 이 석출물 입자 직경을 산출하는 데에 있어서, 입경 1.0 ㎛ 보다 큰 조대한 시멘타이트나 질화물은 포함하지 않는 것으로 하였다. 또, 본 측정 방법으로 판별할 수 있는 탄화물 입경의 하한은 0.5 ∼ 1 ㎚ 정도였다.

(ⅱ) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 강판면 내에서 압연 방향과 직교하는 방향 (C 방향), 및 압연 방향과 평행한 방향 (L 방향) 을 시험편 길이 방향으로 하여 채취하고, C 방향 및 L 방향에 대해 JIS Z 2241 (2011) 의 규정에 준거한 인장 시험을 각각 5 회 실시하여, 평균의 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 전체 연신율 (El) 을 구하였다. 인장 시험의 크로스 헤드 스피드는 10 ㎜/min 으로 하였다. 기계적 특성의 이방성은, C 방향의 인장 강도에서 L 방향의 인장 강도를 뺀 차분의 절대값, 혹은 C 방향의 전체 연신율에서 L 방향의 전체 연신율을 뺀 차분의 절대값으로서 정의하였다. 기계적 특성의 이방성의 평가로는, 상기 인장 강도의 차분의 절대값 (ΔTS) 이 30 ㎫ 이하이고, 또한 상기 전체 연신율의 차분의 절대값 (ΔEL) 이 2 ％ 이하인 것을「양호」, 그 이외의 것을「불량」으로 하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예의 열연 강판은 모두, 인장 강도 TS : 850 ㎫ 이상이고, 또한 기계적 특성의 이방성의 평가가 양호하고, 기계적 특성의 이방성이 작다. 한편, 비교예의 열연 강판은, 소정 강도가 얻어지지 않았거나, 기계적 특성의 이방성이 크다.

Claims

강 소재를 가열하고, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고, 권취하여, 열연 강판으로 할 때,
상기 강 소재를, 질량％ 로,
C : 0.055 ％ 이상 0.15 ％ 이하, Si : 0.2 ％ 이하,
Mn : 0.1 % 이상 1.3 ％ 이하, P : 0.03 ％ 이하,
S : 0.007 ％ 이하, Al : 0.01 % 이상 0.1 ％ 이하,
N : 0.01 ％ 이하, Ti : 0.14 ％ 이상 0.30 ％ 이하
를, C, S, N 및 Ti 가 하기 (1) 식을 만족시키도록 함유하고, 불순물인 Nb, B 를 Nb : 0.03 ％ 미만, B : 0.0005 ％ 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,
상기 가열의 가열 온도 T (℃) 를 1150 ℃ 이상이고 또한 하기 (2) 식을 만족시키는 온도로 하고, 상기 강 소재가 1150 ℃ 이상의 온도역에 체류하는 시간을 15 분 이상으로 하고,
상기 열간 압연의 980 ℃ 이하의 온도역에서의 합계 압하율을 40 ％ 이하로 하고,
상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고,
상기 냉각을 마무리 압연 종료 후 3 초 이내에 개시하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 40 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하로 하고,
상기 권취의 권취 온도를 500 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 하는,
페라이트상의 면적률이 99 ％ 이상, 상기 페라이트상의 결정 입자 내의 탄화물 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 조직을 갖는 열연 강판의 제조 방법.
1.0 ≤ ([C]/12)/([Ti^*]/48) … (1)
[Ti^*] ＜ 10^{{－7000/(T ＋ 273) ＋ 2.75}}/[C] … (2)
단, [Ti^*] ＝ [Ti] － 3.4 × [N] － 1.5 × [S]
T : 강 소재의 가열 온도 (℃)
([C], [S], [N], [Ti] : 각 원소의 함유량 (질량％))
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 V : 0.30 ％ 이하를 함유하는 열연 강판의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 열연 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 열연 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb, Cu, Ni, Sn, Cr, Ca, REM, Mg, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, Sr 중 1 종 이상을 합계로 1.0 ％ 이하 함유하는 열연 강판의 제조 방법.
제 1 항의 방법에 의해 제조된 고강도 열연 강판으로서, 페라이트상의 면적률이 99 ％ 이상, 그 페라이트상의 평균 결정 입경이 8 ㎛ 이하, 그 페라이트상의 결정 입자의 애스펙트비가 3.5 이하이고, 상기 페라이트상의 결정 입자 내의 탄화물 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 조직을 갖고, 인장 강도가 850 ㎫ 이상인 열연 강판.
제 6 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 V : 0.30 ％ 이하를 함유하는 열연 강판.
제 6 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 열연 강판.
제 7 항에 있어서
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 W : 1.0 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 열연 강판.
제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sb, Cu, Ni, Sn, Cr, Ca, REM, Mg, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, Sr 중 1 종 이상을 합계로 1.0 ％ 이하 함유하는 열연 강판.
제 6항 내지 제 9항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는 열연 강판.
제 11 항에 있어서,
상기 도금층이 아연 도금층인 열연 강판.
제 11 항에 있어서,
상기 도금층이 합금화 아연 도금층인 열연 강판.
제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열연 강판의 인장 강도의 이방성이 30 ㎫ 이하인 열연 강판.
단, 상기 인장 강도의 이방성은, C 방향의 인장 강도에서 L 방향의 인장 강도를 뺀 차분의 절대값으로서 정의됨.
제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열연 강판의 전체 연신율의 이방성이 2 ％ 이하인 열연 강판.
단, 상기 전체 연신율의 이방성은, C 방향의 전체 연신율에서 L 방향의 전체 연신율을 뺀 차분의 절대값으로서 정의됨.