KR20030015890A - 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및그 제조방법 - Google Patents

내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 하고, 또한 페라이트: 55 vol% 이상 함유함과 동시에, 마르텐사이트: 10 vol% 이상 40 vol% 이하 함유하고, 양자의 합계가 95 vol% 이상인 강조직으로 하고, 또한 강판표층부의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 강판중심부의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 의 비 (ds/dc) 를 0.3 ＜ ds/dc ≤1.0 의 범위로 제어함과 동시에, 표면조도를 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하로 하는 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법을 제안한다.

Description

내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법 {HIGH TENSILE HOT-ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN RESISTANCE TO SCUFF ON MOLD AND IN FATIGUE CHARACTERISTICS}
최근, 자동차의 차체경량화의 관점에서, 자동차의 구조부재, 휠, 림 및 섀시 등 바퀴주변부재 그리고 범퍼 및 도어 가드 바 등의 강도부재 등에 사용되는 열연강판에는 고장력화가 요구된다. 그 중에서도 인장강도가 590㎫ 이상인 고장력강판에 대해 그 요청이 특히 강하다. 또한, 이 같은 용도에 사용되는 열연강판에는 양호한 내피로특성이 요구된다. 특히 차체중량을 지탱하는 바퀴주변부재에는 큰 굽힘변형이 강판에 작용하기 때문에, 굽힘모드에서의 내피로특성이 우수할 것이 요구된다.
또한, 일반적으로 고장력강판은 항복점이 높고, 또한 성형시에 스프링백을일으키기 쉽기 때문에, 프레스작업에 의해 소정의 형상을 부여하기가 어려운 것으로 알려져 있었다. 그래서, 이 같은 문제에 대해 예컨대 일본 공개특허공보 소55-28375호에는 연질의 페라이트 중에 경질의 마르텐사이트를 분산시킨 2상 조직으로 함으로써 인장강도의 정도에 비해 항복점을 낮추는 것을 가능하게 하여 형상동결성을 향상시킨 강판이 제안되어 있다.
그러나, 최근에는 차체경량화를 위한 강판의 고강도화나, 차체구성부위의 일체성형화 및 부품형상의 복잡화 등에 적절하게 대처하기 위해, 더 한층의 프레스 가공성 향상이 요망되고 있다.
한편, 프레스 가공성은 표면조도에 적잖게 영향을 받는다는 점에서, 표면조도를 조정하여 프레스 가공성을 향상시키는 것이 검토되고 있다.
상기와 같은 강판의 표면조도를 적절히 조정하여 프레스 성형성을 향상시키는 기술로는 예컨대 일본 공개특허공보 평6-99202호에 개시된 기술이 있다. 이 기술은 연속소둔에 의해 제조되는 박강판에 대해, 스킨패스압연의 제어에 의해 부여되는 표면조도를 강판강도에 따라 조정함으로써, 양호한 슬라이딩성을 확보하고, 프레스 성형성을 향상시키는 것이다.
그러나, 일본 공개특허공보 평6-99202호에 기재된 기술은 주로 냉연강판, 표면처리강판과 같이, 본래부터 표면조도가 작은 강판을 대상으로 하고 있기 때문에, 열연강판과 같이 압연중의 스케일 생성 등으로 인해 표면조도가 본래부터 큰 강판에는 적용하기 어렵다는 문제가 있었다.
또한, 강판의 표면조도를 조정하여 프레스 가공 등의 가공성형용 용도에 적합한 열연강판을 제공하는 기술로는 일본 공개특허공보 평9-118918호에 기재되어 있는 것이 있다. 이 기술은 강판의 적어도 일방의 면의 표면조도를 Ra 로 0.8㎛ 이하, Rmax 로 4.0㎛ 이하 및 Rv/Rmax 로 0.7 이하로 함으로써, 슬라이딩성 및 연성의 향상을 도모하고자 하는 것이다. 또 여기서 Rv 는 단면곡선의 측정길이내에서의 가장 깊은 골과 중심선까지의 거리를 말한다.
그러나, 이 기술에서는 표면조도만으로 가공성을 개선시키고자 하기 때문에, 이 기술에 의해 얻어지는 강판은 자동차의 내판과 같은 큰 가공량을 수반하는 성형을 행하는 경우에는 변형량이 큰 부분에서 형갤링이 발생하기 쉽고, 이에 수반하여 균열이 발생할 우려가 있었다.
발명의 개시
본 발명은 종래기술이 안고 있는 상기 제문제를 해결하기 위해 개발된 것으로, 우수한 프레스 성형성은 물론, 우수한 내형갤링성을 갖고, 또한 양호한 내피로특성을 갖는, 인장강도가 590㎫ 이상인 고장력 열연강판을 그 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 다음과 같은 지견을 얻었다.
a) 강성분을 적정하게 조정함으로써 그리고 열간압연조건 및 그 후의 냉각조건을 적정히 제어함으로써, 강을 주로 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직으로 하고, 기계적특성, 특히 항복비를 낮춤으로써, 형상동결성의 향상에 추가하여 강판의 표면부에서의 변형을 쉽게 하고, 프레스성형에서의 작동오일의 봉입효과를 쉽게 하여 내형갤링성을 개선할 수 있다.
b) 또한, 산술평균조도 (Ra) 를 작게 하면 프레스성형시의 마찰계수가 작아져 프레스성형시에 형갤링을 일으키기 어려워지고, 또한 표면에서의 노치효과가 저감되어 굽힘모드에서의 피로강도가 향상된다.
c) 또한, 열연강판의 판두께방향에서의 결정입경에 관해, 강판표층부의 결정입경이 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않는 분포로 함으로써, 강판표층부의 강도를 강판중심부의 강도와 동등 이상으로 할 수 있고, 그 결과 내형갤링성이 향상되고, 나아가서는 프레스성형시의 균열이나 표면결함의 발생을 방지할 수 있다.
본 발명은 이러한 지견에 입각한 것이다.
본 발명의 요지구성은 다음과 같다.
1. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고, 페라이트를 55 vol% 이상 함유함과 동시에, 마르텐사이트를 10 vol% 이상 40 vol% 이하 함유하고, 양자의 합계가 95 vol% 이상이 되는 강조직을 갖고, 강판표면에서 판두께 1/4 위치까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 판두께 1/4 위치에서 판두께중심까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 의 비 (ds/dc) 가 0.3 ＜ ds/dc ≤1.0 이고, 또한 표면조도가 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판.
2. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 추가로 Cr: 0.3 질량% 이하, Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및 REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고, 페라이트를 55 vol% 이상 함유함과 동시에, 마르텐사이트를 10 vol% 이상 40 vol% 이하 함유하고, 양자의 합계가 95 vol% 이상이 되는 강조직을 갖고, 강판표면에서 판두께 1/4 위치까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 판두께 1/4 위치에서 판두께중심까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 의 비 (ds/dc) 가 0.3 ＜ ds/dc ≤1.0 이고, 또한 표면조도가 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판.
3. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만으로 하는 열간압연을 행한 후, 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
4. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 추가로 Cr: 0.3 질량% 이하, Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및 REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만으로 하는 열간압연을 행한 후, 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
5. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 (Ar3＋ 50℃) 이하로 하는 열간압연을 행한 후, 40℃/s 이상의 냉각속도로 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
6. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하, Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하, Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하, Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하, Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하, P: 0.03 질량% 이하 및 S: 0.01 질량% 이하를 함유하고, 추가로 Cr: 0.3 질량% 이하, Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및 REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 (Ar3＋ 50℃) 이하로 하는 열간압연을 행한 후, 40℃/s 이상의 냉각속도로 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
먼저, 본 발명에서 소재의 성분조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하
C 는 인장강도의 향상에 유용한 원소이며, 원하는 인장강도를 얻기 위해서는 0.02 질량% 이상의 함유량을 필요로 한다. 그러나, C 함유량이 0.2 질량% 를 초과하면 스케일과 지철의 계면에 CO 가스가 발생하여 압연단계에서 스케일 흠집발생의 원인이 되어 산술평균조도 (Ra) 가 커질 뿐만 아니라, 용접성도 급격히 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.02 질량% 이상 0.12 질량% 이하로 한다.
Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하
Si 는 고용강화능이 커 항복비 및 강도와 신장도의 밸런스를 손상시키지 않고 강의 강도상승에 기여하는 유용한 원소이다. 또한 γ에서 α로의 변태를 활성화하여 γ상으로의 C 농화를 촉진하는 등, 혼합조직의 형성에는 불가결한 원소임과 더불어 제강시에는 탈산원소로서 강의 청정화에도 유효하게 기여한다. 그리고, 강 중에서는 Fe3C 등의 탄화물의 생성을 억제하여 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 2상 조직의 형성을 쉽게 하고, 항복비를 저하시키는 데에도 필요불가결한 원소이다. 또한 페라이트 중에 고용되어 인장강도를 상승시킴과 동시에, 연질인 페라이트 입자를 강화하여 내피로특성을 향상시키는 작용도 있다.
Si 에 의한 이러한 효과는 0.2 질량% 이상에서 충분히 발휘되지만, 1.2 질량% 를 초과하면 그 효과는 포화되고, 또한 강표면에서 박리되기 어려운 스케일이 생성되어 표면에서의 흠집 발생, 표면조도의 열화를 초래하게 된다. 또한 화성처리성도 열화된다. 따라서, Si 함유량은 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 0.6 질량% 이상 1.2 질량% 이하로 한다.
Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하
Mn 은 강의 강도향상에 유효하게 기여할 뿐만 아니라, 담금질성을 향상시키는 유용한 원소이며, 특히 제 2 상이 마르텐사이트상이 되는 조직으로 하기에 유효한 원소이기도 하다. 또한 열간가공시의 취성균열의 원인이 되는 고용 S 를 MnS 로서 석출시켜 무해화하는 효과도 갖는다. 이러한 효과는 Mn 함유량이 1.0 질량% 미만에서는 기대할 수 없다. 한편, Mn 함유량이 3.0 질량% 를 초과하면 강표면에서의 스케일을 안정화시키고, 표면 흠집을 발생시켜 표면조도가 너무 커질 뿐만 아니라, 용접성을 열화시키는 등, 각종 악영향을 미친다. 따라서, Mn 함유량은 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 1.0 질량% 이상 2.5 질량% 이하로 한다.
Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하
Mo 는 강의 강도향상에 기여할 뿐만 아니라, 담금질성을 향상시켜 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 조직형성을 쉽게 하고, 저항복비로 함으로써 내형갤링성을 향상시킬 수 있는 유용한 원소이다. 또한, Mo 는 강 중의 결정입자를 세립화하여 강도와 신장도의 밸런스를 향상시킴과 동시에 표면조도를 저감시키는 효과를 갖는 원소이기도 하다. 일반적으로 열연강판에서는 강판표층부의 결정입경이 강판 중심부의 결정입경에 비해 커지는 경향이 있다. 그러나, Mo 를 첨가함으로써, Ar3변태점이 상승하고, 또한 Ar3변태점 바로 위에서 압연을 실시함으로써, 강판표층부의 결정입경이 강판중심부의 그것에 비해 커지는 것을 방지할 수 있다. 즉, 경향적으로 강판표층부는 α와 γ의 2 상영역에서의 압연으로 하고,강판중심부는 γ영역에서의 압연으로 할 수 있으므로, 강판표층부의 결정입자를 강판중심부의 그것보다 미세하게 할 수 있다. 따라서, 내형갤링성을 향상시킬 수 있음과 동시에, 굽힘모드에서의 내피로특성을 향상시킬 수도 있다.
이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.1 질량% 이상의 Mo 함유량이 필요하다. 그러나, Mo 를 1.0 질량% 를 초과하여 함유시키면 베이나이트가 형성되게 되어 용접성 열화 등의 악영향을 초래한다. 따라서, Mo 함유량은 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하의 범위로 한정하였다.
Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하
Al 은 탈산제로서 유용한 원소이다. 그러나, Al 함유량이 0.01 질량% 에 미치지 않으면 그 첨가효과가 부족해진다. 한편, Al 을 0.1 질량% 를 초과하여 함유시켜도 그 효과가 포화되고, 게다가 비용상승이나 강판의 취화를 초래한다. 따라서, Al 함유량은 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하의 범위로 한정하였다.
P: 0.03 질량% 이하
P 는 용접성을 열화시키고, 게다가 입계 취화를 일으키는 원소이기 때문에, 그 함유량을 될 수 있는 한 저감하는 것이 바람직하다. 용접성 열화 등은 P 함유량이 0.03 질량% 를 초과하면 현저히 나타나기 때문에, P 함유량의 상한값은 0.03 질량% 로 제한하였다. 또한 현재의 정련기술에서, 제강비용의 현저한 증대를 수반하지 않고 저감할 수 있는 P 함유량의 하한값은 0.005 질량% 정도이다.
S: 0.01 질량% 이하
S 는 열간가공성이나 인성을 현저히 열화시키는 원소이기 때문에, 그 함유량을 될 수 있는 한 저감시키는 것이 바람직하다. 열간가공성 등의 열화는 S 의 함유량이 0.01 질량% 를 초과하면 현저히 나타나고, 또한 이 함유량 범위에서는 용접성을 열화시킬 우려도 있다. 따라서, S 함유량의 상한값은 0.01 질량% 로 제한하였다. 또 Si 함유량은 보다 바람직하게는 0.007 질량% 이하이다. 또 현재의 정련기술에서는 제강비용의 현저한 증대를 수반하지 않고 저감할 수 있는 S 함유량의 하한값은 0.001 질량% 정도이다.
이상, 필수성분에 대해 설명하였으나, 본 발명에서는 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수도 있다.
Cr: 0.3 질량% 이하
Cr 은 담금질성의 향상 뿐만 아니라, 고용원소로서 강의 강도상승에도 기여하는 유용한 원소이다. 또한 Cr 은 페라이트와 마르텐사이트의 2 상 조직의 형성에 기여하고, 퍼얼라이트 변태를 억제하여 열연시의 제 2 상인 오스테나이트상을 안정화시키고, 열연후에 마르텐사이트를 확보하는 데에도 유용한 원소이다.
이러한 효과를 얻기 위해서는 Cr 을 0.1 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 을 0.3 질량% 를 초과하여 함유시키면 강판표면에 안정된 Cr 계 산화물상이 형성되고, 탈스케일성이 저해되어 강판의 표면조도가 커지고, 또한 화성처리성이 현저히 열화될 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미치고, 나아가서는 비용도 상승한다. 따라서, Cr 함유량은 0.3 질량% 이하의 범위로 한정하였다.
Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하
Ca 는 황화물의 형태를 미세하게 하는 작용을 갖고, 신장도 및 내피로특성의 향상에 기여하는 유용한 원소이다.
이 효과를 발휘시키기 위해서는 0.001 질량% 이상의 Ca 함유량이 필요하다. 그러나, Ca 를 0.005% 를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화되어 비용이 불필요하게 상승되는 이외에, 반대로 강의 청정도를 열화시킨다. 따라서, Ca 함유량은 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하의 범위로 한정하였다.
REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하
REM (희토류원소) 도 Ca 와 마찬가지로, 황화물의 형태를 미세하게 하는 작용을 갖고, 신장도 및 내피로특성을 향상시키는 유용한 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 0.001 질량% 이상의 REM 함유량이 필요하다. 그러나, REM 을 0.005 질량% 를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화되어 비용이 상승되는 이외에, 반대로 강의 청정도를 열화시킨다. 따라서, REM 함유량은 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하의 범위로 한정하였다.
또 상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
이어서, 본 발명의 고장력강판의 조직, 평균결정입경 및 표면조도의 한정이유에 대해 각각 설명한다.
본 발명 강판에 대해 강의 조직은 페라이트를 55 vol% 이상으로 함으로써, 페라이트를 주상으로 하고, 또한 마르텐사이트를 10 vol% 이상 40 vol% 이하의 범위에서 생성시킨다. 그럼으로써, 항복비를 저하시켜 강판표층부에서의 변형을 일으키기 쉽게 함과 동시에, 프레스 가공시에 형과 강판의 접촉부에서의 압력을 저하시켜 내형갤링성을 향상시킬 수 있다.
바꿔말하면 페라이트가 55 vol% 에 미치지 않으면 상기 효과를 얻을 수 없다. 또한 상기 효과를 얻기 위해서는 마르텐사이트를 10 vol% 이상으로 할 필요도 있다. 그러나, 40 vol% 를 초과하면 그 효과는 포화되어 강도가 현저히 상승하여 연성이 저하된다.
또, 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 기술한 바와 같이, 페라이트를 주상으로 하고, 페라이트와 마르텐사이트의 2 상 조직으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 다른 조직으로서 베이나이트 등을 5 vol% 까지 허용할 수 있다.
따라서, 페라이트와 마르텐사이트의 합계량은 95 vol% 이상이 된다. 또 페라이트와 마르텐사이트의 합계량이 95 vol% 에 미치지 않으면 혼재하는 다른 상의 영향이 커져 상기한 페라이트, 마르텐사이트의 효과를 충분히 얻기가 어려워진다.
또한, 평균결정입경에 대해서는 강판표면에서 판두께 1/4 위치까지의 영역, 즉 강판표층부에서의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 판두께 1/4 위치에서 판두께 중심까지의 영역, 즉 강판중심부에서의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 과의 비 (ds/dc) 를 0.3 보다 크고 1.0 이하로 하는 것이 중요하다. 즉, 열연강판의 결정입자의 판두께방향에서의 분포를 강판표층부의 결정입경이 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않도록 조정하는 것이 중요하다. 또 판두께 1/4 위치란 강판표면으로부터 1/4 만큼 강판내부에 있는 위치를 말한다.
일반적으로 강의 강도는 홀-페치식에 의해, 결정입경과 반비례하기 때문에,강판표층부의 결정입경을 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않도록 함으로써, 강판표층부의 강도를 강판중심부의 강도와 동등 이상으로 할 수 있다. 그 결과, 강판과 금형 사이에서의 형갤링을 초래하지 않고 프레스 성형시의 균열이나 표면결함의 발생을 효과적으로 방지할 수 있다.
즉, 상기 평균결정입경비 (ds/dc) 가 0.3 이하인 경우에는 강판중심부의 결정입자가 현저히 조대화하므로, 강판의 강도가 충분히 얻어지지 않고, 또한 강판표층부와 강판중심부에서 강도차가 커져 프레스 성형시의 금형에 의한 갤링이 증대되어 내형갤링성이 저하된다.
한편, 상기 비 (ds/dc) 가 1.0 을 초과한 경우에는 강판표층부의 강도가 저하되어 역시 내형갤링성의 저하를 초래한다.
또한 표면조도에 대해서는 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 여기서의 표면조도는 열간압연방향에 대해 90°방향의 표면조도이다. Ra 가 1.5㎛ 를 초과하면 내형갤링성, 내피로특성이 함께 열화되어 상기한 바와 같이 강판의 조직을 조정하여도 내형갤링성, 내피로특성의 향상 효과를 얻을 수 없기 때문이다. 또 보다 바람직한 표면조도의 범위는 산술평균조도 (Ra) 로 0.8㎛ 이상 1.2㎛ 이하이다.
이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.
상기한 바와 같은 성분조성을 바람직한 성분조성으로 한 강슬래브를 소재로 하고, 마무리 압연 종료온도가 표면온도에서 (Ar3변태점－100℃) 이상 Ar3변태점미만이 되는 조건하에서 열간압연을 한다. 마무리 압연 종료온도를 상기 온도범위로 함으로써, 마무리 압연의 최종스탠드에 있어서, 강판표층부는 그 대부분이 α와 γ의 2 상영역에서의 압연이 되고, 한편 강판중심부는 그 대부분이 γ영역에서의 압연이 되기 때문에, 강판표층부의 결정입경을 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않도록 조정할 수 있다. 그 결과, 내형갤링성을 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 굽힘몰드에서의 내피로특성을 개선할 수 있다. 또 보다 바람직한 마무리 압연 종료온도의 범위는 표면온도에서 (Ar3－50℃) 이상 Ar3미만의 범위이다.
또 열연판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 2.0㎜ 이상 5.0㎜ 이하 정도로 하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연후, 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취한다.
750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위까지 냉각함으로써, 페라이트변태를 촉진시킬 수 있고, γ상 중으로의 C 농화가 촉진되어 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워진다. 750℃ 를 초과하는 온도까지의 냉각 또는 700℃ 미만의 온도까지의 냉각에서는 페라이트상의 석출노즈로부터 벗어나, 완냉과정, 즉 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도영역의 체류에서의 페라이트변태가 지연되기 때문에, α와 γ의 2 상 분리가 촉진되지 않는다. 또 보다 바람직한 냉각한정범위는 730℃ 이하 720℃ 이상이다. 또한 냉각속도는 특별히 한정할 필요는 없지만, 평균냉각속도로 15℃/s이상 40℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위까지 냉각한 후, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시키는 것은 α와 γ의 2 상 분리의 촉진에 기여한다는 점에서, 최종적으로 목적으로 하는 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻는 데에 중요하다. 체류시간이 2 초 미만에서는 γ에서 α로의 2 상 분리는 진행되지 않고, γ중으로의 C 농화가 불충분하여 계속되는 권취공정에서의 제 2 상의 마르텐사이트변태가 일어나기 어렵고, 목적으로 하는 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 체류시간이 30 초를 초과하면 페라이트변태가 과도하게 진행되어 γ에서 α로의 2 상 분리가 촉진되고, 강판표층부와 강판중심부에서의 결정입경차가 커진다. 게다가 퍼얼라이트 변태가 시작되어 퍼얼라이트가 생성되므로, 마르텐사이트의 생성은 현저히 억제되어 충분한 양의 마르텐사이트가 형성되지 않고, 항복비의 상승 및 프레스 가공성의 저하를 초래한다. 또 이 체류처리에 대해서는 일정한 온도로 유지하는 보정(保定)처리, 또는 이 온도범위내에서 공랭 등으로 하여 서냉하는 이른바 완냉처리 중 어느 것이나 좋다. 또한, 보다 바람직한 체류시간은 5 초 이상 10 초 이하이다.
상기 체류후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하여 열연강판으로 한다. 또 이 때의 냉각속도는 특별히 한정할 필요는 없지만, 15℃/s 이상 40℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 권취온도를 650℃ 이하 500℃ 이상으로 한 것은 다음과 같은 이유에서이다. 650℃ 를 초과하면 퍼얼라이트가 생성되고, 마르텐사이트의 생성이 현저히 억제되어 목적으로 하는 조직이 생성되지않게 된다. 더불어, 권취후의 스케일성장이 일어나, 산세척성이 악화되고, 과잉산화에 의해 지철표면의 조도가 커진다. 또한 500℃ 미만에서는 권취온도의 저하로 인해, 강판이 물결치는 듯한 형상으로 되기 쉽고 그 제어가 어려워진다. 또한, 권취공정에서는 표면 흠집이 발생되기 쉬워져 산술평균조도 (Ra) 가 지나치게 커진다. 또한, 강도가 현저히 상승하여 프레스 가공성의 현저한 열화를 초래하고, 더불어 조직 중에 베이나이트상이 다량으로 혼재하게 되는 경우가 있고, 마르텐사이트의 생성을 억제하여 항복비의 상승을 초래한다. 보다 바람직한 권취온도범위는 600℃ 이하 550℃ 이상이다. 또 그 후의 냉각온도에 대해서는 특별한 제한은 없지만, 본 발명에서는 상기 온도범위에서의 권취에 의해 오스테나이트상으로의 충분한 C 농화가 달성되어 있으므로, 대기방냉으로 충분하다.
상기 기술한 바와 같이, 압연후 750℃ 이하 700℃ 이상에서 2 초 이상 30 초 이하 체류라는 완냉각과정을 거쳐 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취한다는 2 단 냉각방법에 의해 α와 γ의 2 상 분리가 촉진되고, α와 γ의 2 상 조직의 형성이 촉진된다.
또, 상기한 바와 같이 열간압연시의 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만으로 하는 경우, 열간압연전의 슬래브 가열온도는 특별히 한정되지 않고, 통상의 범위인 1100℃ 이상 1250℃ 이하 정도이면 충분하다.
한편, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하의 저온으로 하는 것과 더불어, 열간압연후 750℃ 이하 700℃ 이상까지의 냉각속도를 40℃/s 이상으로 빠르게 함으로써,압연종료온도가 Ar3이상으로 되어도 강판표층부의 결정입자를 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않도록 조정할 수 있음도 알 수 있었다.
이어서 이 경우의 제조방법에 대해 설명한다.
상기한 바와 같은 성분조성을 바람직한 성분조성으로 한 강슬래브를 소재로 하여 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료온도가 표면온도에서 (Ar3변태점－100℃) 이상 (Ar3변태점＋50℃) 이하의 조건으로 열간압연을 실시한다. 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 함으로써, γ입경을 미세하게 할 수 있다. 또한 슬래브 가열시 및 가열후부터 압연기 반송중에 표면에 형성되는 스케일층의 두께를 저감할 수 있다. 또한 스케일 형성시에 강판표면에 도입되는 요철이 작아진다.
즉, 슬래브 표면에서는 슬래브 내에서, γ입계를 확산시키는 Fe 및 Mn, Si 등의 용질원소와, 분위기 (대기) 중으로부터의 산소의 도입에 의해 스케일이 형성된다. 이 때, 온도가 높을수록 Fe 및 Mn, Si 의 용질원소 및 산소의 γ입계 중의 확산속도가 커 특히 γ입계에서 크게 성장한 스케일이 형성되게 되어 표면에서의 요철이 커진다. 1100℃ 를 초과하면 이 요철의 형성이 현저해져 산술평균조도 (Ra) 를 1.5㎛ 이하로 하기가 어려워진다.
따라서, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 낮게 하면 표면에서의 결정입경이 작아짐과 동시에 표면조도도 작아진다. 그 결과, 내형갤링성이 향상됨과 동시에 굽힘모드에서의 피로특성도 향상되는 효과가 얻어진다. 또 슬래브 가열온도는 보다 바람직하게는 1050℃ 이하로 한다.
열간압연시의 마무리 압연 종료온도는 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 (Ar3＋50℃) 이하로 함으로써, 강판표층부의 결정입경을 강판중심부의 결정입경보다 커지지 않도록 할 수 있다. 압연종료온도가 표면온도에서 (Ar3－100℃) 미만이 되면 페라이트변태가 촉진되어 표층에서 조대입자가 형성되게 된다.
또한, 압연종료온도가 표면온도에서 Ar3＋50℃ 를 초과하면 슬래브 가열온도를 저온화하여 압연후에 급냉시켜도 표층에서도 γ입자의 조대화가 일어나 표층부와 판내부의 입경화 (ds/dc) 를 1 이하로 하기는 어렵다.
상기 열간압연후, 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위까지 40℃/s 이상에서 냉각시킨다. 또 여기서 냉각속도는 열간압연종료후, 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위에서 냉각을 종료할 때까지의 평균냉각속도이다. 열간압연후의 냉각속도를 40℃/s 이상으로 함으로써, 압연종료온도가 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만의 범위 뿐만 아니라, Ar3이상이라도 Ar3＋50℃ 이하이면 압연후의 재결정 γ입자의 성장을 억제함과 동시에, 과냉각효과에 의해 강중, 특히 표면근방에 변형을 많이 축적하여 γ에서 α로의 변태시의 핵을 많이 도입하고, 페라이트 입자를 미세하게 하는 효과를 갖는다. 따라서, 강판표층부의 결정입경을 강판중심부의 결정입경보다 작게 하도록 할 수 있으므로, 내형갤링성이 향상됨과 동시에, 굽힘모드에서의 내피로특성을 개선할 수 있다. 보다 바람직한 열간압연후의 냉각속도는 50℃/s이상으로 한다.
또 750℃ 이하 700℃ 이상의 온도범위까지 냉각하는 이유, 이어서 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시키는 이유, 및 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 이유 등에 대해서는 상기한 이유와 동일하다.
더불어, 상기 기술한 제조방법에서 열간압연을 한 후의 강판에 산세척을 실시하여 산세척 열연강판으로 하는 것이 바람직하다. 산세척 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않고 통상적인 방법에 따르면 된다. 또한 산세척전 또는 산세척후, 필요에 따라 형상교정을 위한 조질압연 (압하율: 1% 이하 정도) 을 해도 된다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
표 1 에 나타내는 각종 성분조성으로 이루어지는 강을 표 2 에 나타낸 조건으로 열연강판으로 하였다. 또 열연강판의 판두께는 2.7㎜ 로 하고, 모든 열연강판을 열간압연후에 산세척을 하고, 조질압연은 하지 않았다.
이렇게 하여 얻어진 열연강판의, 강조직, 강판중심부 및 강판표층부에서의 페라이트 평균결정입경 및 그들의 비 (ds/dc), 표면조도 (Ra), 및 인장특성 (항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 신장도 (El), 항복비 (YR ＝ YS/TS)), 내형갤링성, 내피로특성 (내구비 (피로강도 (σw) 와 인장강도 (TS) 의 비)), 화성처리성 (화성피막중량) 에 대한 조사결과를 표 3 에 나타낸다.
또 각 항목에 대해서는 다음과 같이 평가하였다.
(1) 강조직 및 페라이트 평균결정입경
강조직은 얻어진 열연판으로부터 채취한 시험편의 압연방향과 평행한 방향의 단면을 전체두께에 대해 관찰하고, 전자현미경사진을 화상해석하여 각 조직의 조직분율을 구하고, 이것을 체적분율로 하여 평가하였다. 또한 페라이트 평균결정입경은 전자현미경으로 사진촬영한 후, JIS G 0552 에 나타난 강의 페라이트 결정입도 시험방법의 절단법에 준거하여 구하였다.
또 ds 는 강판표층부, 즉 강판의 표면측에서 판두께의 1/4 위치까지의 영역 및 이면측에서 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 대해 구한 페라이트의 평균결정입경이다. 또한 dc 는 강판의 표면측 및 이면측의 1/4 위치에서 판두께중심위치까지, 즉 전체두께의 1/2 에 걸친 강판중심부에 대해 구한 페라이트의 평균결정입경이다.
(2) 표면조도
열연강판의 압연방향에 대해 90°방향의 표면조도를 JIS B 0601 에 준거하여 산술평균조도 (Ra) 로서 구하였다.
(3) 인장특성
산세척후의 열연강판의 압연방향에 대해 90°방향으로부터 채취한 JIS 5 호 인장시험편을 사용하여 인장시험을 하여 구하였다.
(4) 내형갤링성
내형갤링성은 직경: 33㎜ 의 원통 펀치를 사용하여 녹방지 오일을 도포한 강판에 대해 드로잉비 ＝ 1.8 의 원통 드로잉성형을 하고, 성형한 강판에 대해 금형과의 갤링 상황을 조사하고, 육안에 의한 0 에서 5 까지의 6 단계 평점방식으로 평가하였다. 또 이 평가는 그 값이 작을수록 우수한 결과를 나타내고, 2 이하이면 문제가 없는 수준이라고 할 수 있다.
(5) 내피로특성
완전 반전 평면 굽힘 피로시험 (JIS Z 2275) 에 준거하여 107회 반복부하후, 파단되지 않는 응력을 피로강도 (σw) 라 하고, 피로강도 (σw) 와 인장강도 (TS) 의 비인 내구비 (σw/TS) 를 구함으로써 평가하였다. 또 이 내구비 (σw/TS) 는 그 값이 클수록 굽힘모드에서의 내피로특성이 양호하며, 그 목표값은 0.55 이상이다.
(6) 화성처리성
화성처리성은 시험재인 강판 (질량 (W0)) 을 세척ㆍ탈지후, 화성제 (인산아연용액) 를 포함하는 용액 중에 일정시간 침지하고, 다시 세척후, 질량 (W) 을 측정하고, 인산아연 결정의 부착으로 인한 단위면적당 질량증가분 (W－W0), 즉 화성피막중량을 산출함으로써 평가하였다. 목표값은 2.0g/㎡ 이상이다.
표 3 에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 발명예는 모두 인장강도 (TS) 가 590㎫ 이상이고, 항복비 (YR) 가 70% 보다 작고, 또한 다른 강에 비해 내형갤링성 및 내피로특성이 우수하고, 또한 화성처리성도 양호하였다.
또 표에는 나타내지 않았지만, 발명예는 모두 용접성에 문제가 없음도 확인되었다.
본 발명은 주로 자동차의 구조부재, 휠, 림 및 섀시 등 바퀴주변부재 그리고 범퍼 및 도어 가드 바 등의 강도부재 등으로 이용하기에 적합한 인장강도가 590㎫ 이상이고, 또한 열연판 그대로 사용되는, 내형갤링성 (resistance to occurrence of scuffs on a die) 및 내피로특성 (resistance in fatigue characteristics) 이 우수한 고장력 열연강판에 관한 것이다.
이렇게 하여 본 발명에 따르면 우수한 내형갤링성 및 내피로특성을 갖고, 나아가서는 화성처리성 등 다른 특성도 우수한 고장력강판을 안정되게 얻을 수 있다.

Claims (6)

  1. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고,
    페라이트를 55 vol% 이상 함유함과 동시에, 마르텐사이트를 10 vol% 이상 40 vol% 이하 함유하고, 양자의 합계가 95 vol% 이상이 되는 강조직을 갖고,
    강판표면에서 판두께 1/4 위치까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 판두께 1/4 위치에서 판두께중심까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 의 비 (ds/dc) 가 0.3 ＜ ds/dc ≤1.0 이고, 또한
    표면조도가 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 (resistance to occurrence of scuffs on a die) 및 내피로특성 (resistance in fatigue characteristics) 이 우수한 고장력 열연강판.
  2. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 추가로
    Cr: 0.3 질량% 이하,
    Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및,
    REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하
    에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되고,
    페라이트를 55 vol% 이상 함유함과 동시에, 마르텐사이트를 10 vol% 이상 40 vol% 이하 함유하고, 양자의 합계가 95 vol% 이상이 되는 강조직을 갖고,
    강판표면에서 판두께 1/4 위치까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (ds) 과, 판두께 1/4 위치에서 판두께중심까지의 영역에서의 페라이트의 평균결정입경 (dc) 의 비 (ds/dc) 가 0.3 ＜ ds/dc ≤1.0 이고, 또한
    표면조도가 산술평균조도 (Ra) 로 1.5㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판.
  3. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만으로 하는 열간압연을 행한 후, 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
  4. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 추가로
    Cr: 0.3 질량% 이하,
    Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및,
    REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하
    에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 Ar3미만으로 하는 열간압연을 행한 후, 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
  5. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 (Ar3＋ 50℃) 이하로 하는 열간압연을 행한 후, 40℃/s 이상의 냉각속도로 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
  6. C: 0.02 질량% 이상 0.2 질량% 이하,
    Si: 0.2 질량% 이상 1.2 질량% 이하,
    Mn: 1.0 질량% 이상 3.0 질량% 이하,
    Mo: 0.1 질량% 이상 1.0 질량% 이하,
    Al: 0.01 질량% 이상 0.1 질량% 이하,
    P: 0.03 질량% 이하 및,
    S: 0.01 질량% 이하
    를 함유하고, 추가로
    Cr: 0.3 질량% 이하,
    Ca: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하 및,
    REM: 0.001 질량% 이상 0.005 질량% 이하
    에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강슬래브를 소재로 하고, 슬래브 가열온도를 1100℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료온도를 표면온도에서 (Ar3－100℃) 이상 (Ar3＋ 50℃) 이하로 하는 열간압연을 행한 후, 40℃/s 이상의 냉각속도로 750℃ 이하 700℃ 이상까지 냉각하고, 계속하여 이 온도범위에서 2 초 이상 30 초 이하 체류시킨 후, 냉각하여 650℃ 이하 500℃ 이상에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판의 제조방법.
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