KR20060069480A - 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

이 열연 강판은 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％, 잔부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고, 마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직이고, 마이크로 조직의 평균 입경이 8 ㎛보다도 크고 30 ㎛ 이하이다. 이 열연 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 강편을 조압연하여 조 바아로 하는 공정과, 종료 온도가 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도 이상인 조건에서, 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과, 마무리 압연의 종료로부터 0.5초 이상 경과한 후에 압연재를 Ar₃ 변태점 이상에서 냉각하기 시작하여, 적어도 Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역을 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고 다시 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여 열연 강판으로 하여 권취하는 공정을 갖는다.

마이크로 조직, 열연 강판, 연속 냉각 변태 조직, 압연재, 강편

Description

열연 강판 및 그 제조 방법{HOT ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, BH성과 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2003년 9월 5일에 출원된 일본 특허 출원 제2003-314590호에 대해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차의 연비 향상 등을 위해 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 고가이므로 그 적용은 특수한 용도로 한정되어 있다. 따라서, 보다 저렴하고 또한 넓은 범위로 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 강판의 고강도화가 필요로 되어 있다.

재료의 고강도화는 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성을 열화시키므로, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모할 것인지가 고강도 강판 개발의 열쇠가 된다. 특히 내판 부재, 구조 부재, 주변 부재용 강판에 요구되는 특성으로서는 신장 플랜지성, 연성, 피로 내구성 및 내식성 등이 중요하며, 고강도 와 이들 특성을 어떻게 고차원으로 균형잡히게 할지가 중요하다.

예를 들어, 일본 특허 공개 제2000-169935호 공보, 일본 특허 공개 제2000-169936호 공보에서는, 고강도화와 여러 특성, 특히 성형성을 양립하기 위해 강의 마이크로 조직 중에 잔류 오스테나이트를 포함함으로써 성형 중에 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 발현시키고, 이에 의해 비약적으로 성형성(연성 및 딥 드로잉성)을 향상시킨 TRIP 강이 개시되어 있다.

상기 기술은 590 MPa 정도의 강도 레벨에서는 잔류 오스테나이트의 TRIP 현상으로 35 ％를 넘는 파단 신장과 우수한 딥 드로잉성(LDR : 한계 교축비)을 나타낸다. 그러나, 370 내지 540 MPa의 강도 범위의 강판을 얻기 위해서는 필연적으로 C, Si, Mn 등의 원소를 저감시켜야만 해, C, Si, Mn 등의 원소를 370 내지 540 MPa의 강도 범위의 레벨까지 저감시키면, TRIP 현상을 얻기 위해 필요한 잔류 오스테나이트를 실온에서 마이크로 조직 중에 유지할 수 없다고 하는 문제점이 있다. 또한, 상기 기술은 신장 플랜지성을 향상시키는 것을 염두에 둔 것은 아니다. 따라서, 현 상태에서 270 내지 340 MPa급 정도의 강판이 사용되고 있는 부재에 540 MPa급 이상의 고강도 강판을 적용하는 것은 프레스 현장에서의 조업, 설비 개선의 전제 없이는 어렵고, 당면은 370 내지 490 MPa급 정도의 강판의 사용이 보다 현실적인 해결책이 된다. 한편, 자동차 차체 경량화를 달성하기 위한 게이지 다운에의 요구는 최근 점점 높아지고 있고, 게이지 다운을 전제로 어떻게 하여 프레스품 강도를 유지할지가 차체 경량화의 과제이다.

이러한 과제를 해결하는 수단으로서 프레스 성형시에는 강도가 낮고, 프레스 에 의한 왜곡의 도입과 이후의 베이킹 도장 처리에서 프레스품의 강도를 향상시키는 BH(Bake Hardening) 강판이 제안되어 있다.

BH성을 향상시키기 위해서는 고용 C나 N을 증가시키는 것이 유효하지만, 한편 이들 고용 원소의 증가는 상온에서의 시효 열화를 악화시킨다. 이로 인해 BH성과 내상온 시효 열화를 양립시키는 것이 중요한 기술이 된다.

이상과 같은 필요성으로부터, 예를 들어 일본 특허 공개 평10-183301호 공보, 일본 특허 공개 제2000-297350호 공보에서는, 고용 N의 증가에 의해 BH성을 향상시켜, 결정립의 세립화에 의해 증가한 입계 면적의 효과로 상온에 있어서의 고용 C, N의 확산을 억제함으로써 BH성과 내상온 시효 열화를 양립시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 결정립의 세립화는 프레스 성형성을 열화시켜, 고용 N의 증가는 시효성을 열화시킬 우려가 있다. 또한, 주변 부재 부품, 내판 부품을 대상으로 하는 경우, 우수한 신장 플랜지성이 필요해짐에도 불구하고, 마이크로 조직이 페라이트-펄라이트이고 평균 결정 입경도 8 ㎛ 이하를 위한 신장 플랜지성에 대해서는 부적합하다고 생각된다.

본 발명은 우수한 신장 플랜지성을 갖는 동시에, 370 내지 490 MPa급의 강도 범위에서 안정적으로 50 MPa 이상의 BH량을 얻을 수 있는 BH성과 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 즉, 본 발명은 우수한 신장 플랜지성을 발현시키는 균일한 마이크로 조직을 갖고, 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 640 MPa급 강판을 적용한 경우의 설계 강도에 상당하는 프레스품 강도를 얻을 수 있는 BH성과 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판 및 그 강판을 저렴하고 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, BH성이 우수하고 또한 우수한 신장 플랜지성을 구비한 강판을 얻기 위해 예의 연구를 거듭하였다.

그 결과, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판이며, 그 마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직이고, 마이크로 조직의 평균 입경이 8 ㎛보다도 크고 30 ㎛ 이하인 것이 매우 유효한 것을 새롭게 발견하여 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

본 발명에 관한 열연 강판은, 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％, 잔부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고, 마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직이며, 마이크로 조직의 평균 입경이 8 ㎛보다도 크고30 ㎛ 이하이다.

본 발명의 상기 태양에 따르면, 우수한 BH성과 신장 플랜지성을 겸비한 열연 강판을 실현할 수 있다. 이 열연 강판에서는, 370 내지 490 MPa급의 강도 범위에서 안정적으로 50 MPa 이상의 BH량을 얻을 수 있으므로, 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 640 MPa급 강판을 적용한 경우의 설계 강도에 상당하는 프레스품 강도를 얻을 수 있다. 이로 인해, 이들 강판을 이용함으로써, 엄격한 신장 플랜지 가공이 요구되는 부품이라도 용이하게 성형할 수 있다. 이와 같이 본 발명은, 공업적 가치가 높은 발명이다.

상기 태양에서는, 질량 ％로, B = 0.0002 내지 0.002 ％, Cu = 0.2 내지 1.2 ％, Ni = 0.1 내지 0.6 ％, Mo = 0.05 내지 1 ％, V = 0.02 내지 0.2 ％, Cr = 0.01 내지 1 ％로부터 선택되는 1 종류 또는 2 종류 이상을 더 함유해도 좋다.

상기 태양에서는, 질량 ％로, Ca = 0.0005 내지 0.005 ％, REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 중 1 종류 또는 2 종류를 더 함유해도 좋다. 여기서, REM이라 함은 희토류 금속이며, Sc, Y 및 란타노이드의 La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu로부터 선택되는 1 종류 이상이다.

상기 태양에서는, 아연 도금이 실시되어도 좋다.

본 발명에 관한 열연 강판의 제조 방법은, 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2 ％, Si = 0.01 내지 2 ％, Mn = 0.1 내지 2 ％, P ≤ 0.1 ％, S ≤ 0.03 ％, Al = 0.001 내지 0.1 ％, N ≤ 0.01 ％, 잔부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 강편을 조압연함으로써 조 바아로 하는 공정과, 종료 온도가, (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도 이상인 조건에서, 상기 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과, 마무리 압연의 종료로부터 0.5초 이상 경과한 후에 압연재를 Ar₃ 변태점 이상에서 냉각하기 시작하여, 적어도 Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역을 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고 다시 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여 열연 강판으로 하여 권취하는 공정을 갖는다.

상기 태양에서는, 마무리 압연의 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 해도 좋다.

상기 태양에서는, 조 바아를 마무리 압연하는 공정을 개시할 때까지의 사이 및/또는 조 바아를 마무리 압연하는 공정 중에 조 바아 또는 압연재를 가열해도 좋다.

상기 태양에서는, 강편을 조압연하는 공정의 종료 시점으로부터 조 바아를 마무리 압연하는 공정의 개시 시점까지의 사이에 디스케일링을 행해도 좋다.

상기 태양에서는, 얻어진 열연 강판을 아연 도금욕 중에 침적시켜 열연 강판의 표면을 아연 도금해도 좋다.

상기 태양에서는, 아연 도금 후 합금화 처리해도 좋다.

도1a는 BH량과 마이크로 조직의 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)의 관계를 나타낸 도면이다.

도1b는 구멍 확대치(λ)와 마이크로 조직의 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)의 관계를 나타낸 도면이다.

도2는 구멍 확대치(λ)와 연속 냉각 변태 조직의 평균 결정 입경(d_m)의 관계를 나타낸 도면이다.

도3은 Zw 조직의 체적분율과 마무리 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간의 관계를 나타낸 도면이다.

이하, 도면을 참조하면서 본 발명의 적절한 실시 형태에 대해 설명한다. 단, 본 발명은 이하의 각 실시 형태에 한정되는 것은 아니며, 예를 들어 이들 실시 형태의 구성 요소끼리를 적절하게 조합해도 좋다.

이하에, 본 발명에 이른 기초적 연구 결과에 대해 설명한다.

BH성, 신장 플랜지성과 강판의 마이크로 조직의 관계를 조사하기 위해 다음과 같은 실험을 행하였다. 표 1에 나타낸 강 성분의 강편을 용제하여 다양한 제조 공정으로 제조한 2 mm 두께의 강판을 준비하고, 그들에 대해 BH성과 신장 플랜지성 및 마이크로 조직을 조사하였다.

[표 1]

(질량 ％)

C	Si	Mn	P	S	Al	N
0.068	0.061	1.22	0.009	0.003	0.015	0.009

BH성은 이하의 순서에 따라 평가하였다. 각각의 강판으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내고, 이들 시험편에 2 ％의 인장 예비 왜곡을 시험편에 부여한 후, 170 ℃에서 20분간의 도장 베이킹 공정에 상당하는 열처리를 실시한 후 다시 인장 시험을 실시하였다. 인장 시험은 JIS Z 2241의 방법에 따랐다. 여기서 BH량이라 함은, 재인장에서의 상항복점으로부터 2 ％의 인장 예비 왜곡의 유동 응 력을 뺀 값이라 정의된다.

신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001-1996에 기재된 구멍 확대 시험 방법에 따라서 구멍 확대치로 평가하였다.

한편, 마이크로 조직의 조사는 이하의 방법에 따라 행하였다. 강판의 판 폭(W)의 1/4W 혹은 3/4W의 위치로부터 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마하고, 나이탈 시약을 이용하여 에칭하였다. 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로, 표층하 0.2 mm, 판 두께(t)의 1/4t, 1/2t에 있어서의 시야를 사진에 의해 촬영하였다.

마이크로 조직의 체적분율이라 함은, 상기한 금속 조직 사진에 있어서의 면적분율로 정의된다. 다음에 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경의 측정은, 본래 폴리고날 형상의 페라이트립의 결정 입도(粒度)를 구하는 방법인 JIS G 0552에 기재된 절단법을 굳이 이용하여 행하였다. 이 절단법에 의해 얻어진 측정치로부터 구한 입도 번호(G)로부터 단면적 1 ㎟당 결정립의 값(m)을 m = 8 × 2^G로부터 구하고, 이 m으로부터 d_m = 1/√m으로 얻어지는 평균 입경(d_m)을 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경이라 정의한다.

여기서, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회 편집,“저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구 -베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서-", 1994년, 일본 철강 협회에 기재된 바와 같이, 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과, 무확산으로 전단적 기구에 의해 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직이라 정의되는 마이크로 조직이다.

즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127항에 있는 바와 같이, 그 마이크로 조직은 주로 Bainitic ferrite(α^o _B), Granular bainitic ferrite(α_B), Quasi-polygonal ferrite(α_q)로 구성되고, 소량의 잔류 오스테나이트(γ_r), Martensite-austenite(MA)를 더 포함하는 마이크로 조직이라 정의되어 있다.

α_q라 함은, 폴리고날페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 애쉬큘러로 PF와는 명확히 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 직경을 dq라 하면 그들의 비(lq/dq)가 lq/dq ≥ 3.5를 충족시키는 입자가 α_q이다.

본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 이 중 α^o _B, α_B, α_q, γ_r, MA 중 1 종류 또는 2 종류 이상을 포함하는 마이크로 조직이라 정의된다. 단, 소량의 γ_r, MA는 그 합계량을 3 ％ 이하로 한다.

균일한 연속 냉각 변태 조직이 얻어져 있는지 여부는, 상기 마이크로 조직 관찰과 함께 표층하 0.2 mm, 판 두께(t)의 1/4t, 1/2t에 있어서의 평균 빅커스 경도의 차로 확인하고, 본 발명에서 균일이라 함은 이 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv) 가 15 Hv 이하라 정의한다. 또한, 평균 빅커스 경도라 함은 JIS Z 2244에 기재된 방법으로 시험 하중을 9.8 N으로 한 경우에 있어서 각각 10점 이상 측정하고, 그 각각의 최대치 및 최소치를 제외한 후의 평균치이다.

상기한 방법으로 BH량, 구멍 확대치를 측정한 결과에 있어서, BH량과, 마이크로 조직마다의 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)와의 관계를 도1a에 나타내고, 구멍 확대치(λ)와, 마이크로 조직마다의 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)와의 관계를 도1b에 나타내고, 구멍 확대치(λ)와, 연속 냉각 변태 조직의 평균 결정 입경(d_m)과의 관계를 도2에 나타낸다.

여기서, 도1a 및 도1b 중 검은색은 마이크로 조직이 주로 연속 냉각 변태 조직(Zw)을 갖는 열연 강판인 것을 나타내고, 흰색은 마이크로 조직이 폴리고날페라이트(PF)와 펄라이트(P)로 이루어지는 열연 강판인 것을 나타낸다.

평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)는, BH량 및 구멍 확대치(λ)와 매우 큰 상관이 있다. 특히 ΔHv가 15 이하, 즉 마이크로 조직이 균일한 연속 냉각 변태 조직인 경우, BH량과 구멍 확대치(λ)를 높은 값으로 양립할 수 있고, 또한 도2에 나타낸 바와 같이 연속 냉각 변태 조직인 경우라도 평균 결정 입경(d_m)이 8 ㎛보다도 크고 30 ㎛ 이하인 경우, 구멍 확대치(λ)가 더욱 우수한 것을 새롭게 지견하였다.

이 메카니즘은 반드시 명백한 것은 아니지만, Fe의 확산에 따른 탄화물의 석출 억제의 결과로서 마이크로 조직이 연속 냉각 변태 조직(Zw)이 되고, 탄화물 석출의 억제는 즉 고용 C의 증가로 이어져 BH량을 향상시켰다고 추정된다. 또한, 이 연속 냉각 변태 조직(Zw)은 균일한 마이크로 조직이 되어, 신장 플랜지 균열의 기점이 되는 보이드의 발생원인 경질상과 연질상의 계면이 존재하지 않을 뿐만 아니라, 역시 신장 플랜지 균열의 기점이 되는 탄화물의 석출이 억제 혹은 미세화되어 있으므로 신장 플랜지도 우수하다고 추정된다.

단, 평균 결정 입경이 8 ㎛ 이하이면, 마이크로 조직의 균일성이 손상되어(마이크로 조직 중에 포함되는 탄화물의 영향이 현저해지는 등) 구멍 확대성이 저하되는 경향이 나타날 것이라 추측된다. 또한, 평균 결정 입경이 8 ㎛ 이하에서는, 항복점이 상승하여, 가공성을 열화시킬 우려도 있다.

본 발명에 있어서는 상기에서 평가한 2 ％ 왜곡에서의 BH량이 우수할 뿐만 아니라, 10 ％ 왜곡에서의 BH량이 30 MPa 이상, 10％ 왜곡에서의 인장 강도의 상승치(ΔTS)가 30 MPa 이상 얻어지는 것도 부기해 둔다.

다음에 본 발명에 있어서의 강판의 마이크로 조직 대해 상세하게 설명한다.

BH성과 신장 플랜지성을 양립시키기 위해서는, 그 마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직이며, 그 평균 입경이 8 ㎛보다도 큰 것이 필요하다. 또한, 평균 입경이 30 ㎛보다도 큰 경우, 구멍 확대치가 저하될 경향이 있으므로 평균 입경의 상한은 30 ㎛로 한다. 표면 거칠기 등의 관점으로부터 25 ㎛ 이하가 바람직하다.

마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직으로서, 우수한 BH성과 신장 플랜지성을 양립시키기 위해서는 연속 냉각 변태 조직이 상술한 특성을 갖고, 마이크로 조직의 전부를 연속 냉각 변태 조직으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 강판의 마이크로 조직으로서, 연속 냉각 변태 조직 이외에 폴리고날페라이트를 포함해도 그 특성을 대폭 열화시키는 것은 아니지만, 신장 플랜지성을 열화시키지 않기 위해서는 최대 20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 열연 강판에서는, 강판 표면의 최대 높이(Ry)는 15 ㎛(15 ㎛Ry, 12.5 mm, ln 12.5 mm) 이하가 바람직하다. 이는, 예를 들어 금속 재료 피로 설계 편람, 일본 재료학회 편집, 84 페이지에 기재된 바와 같이, 열연 또는 산 세척 상태의 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 높이(Ry)와 상관이 있으므로 명백하다.

계속해서, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. 0.2 ％보다도 많이 함유되어 있으면, 신장 플랜지 균열의 기점이 되는 탄화물이 증가하여, 구멍 확대치가 열화될 뿐만 아니라 강도가 상승하여 가공성이 열화된다. 이로 인해, 0.2 ％ 이하로 한다. 연성을 고려하면 0.1 ％ 미만이 바람직하다. 또한, 0.01 ％ 미만에서는, 연속 냉각 변태 조직이 얻어지지 않아 BH량을 저하시킬 우려가 있으므로, 0.01％ 이상으로 한다.

Si, Mn은, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 이들 원소는 490 MPa 이하의 저강도이면서, 본 발명의 요건인 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해 특정량 함유시킬 필요가 있다.

특히 Mn은 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜 압연 종료 후의 냉각 중에, 본 발명의 요건인 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로 0.1 ％ 이상 첨가한다. 그러나, Mn은 2 ％보다도 많이 첨가해도 그 효과가 포화되므로 그 상한을 2 ％로 한다.

한편, Si는 냉각 중에 신장 플랜지 균열의 기점이 되는 철탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있으므로 0.01 ％ 이상 첨가한다. 그러나, 2 ％ 이상 첨가해도 그 효과가 포화된다. 따라서, 그 상한을 2 ％로 한다. 또한, 0.3 ％ 보다도 많은 경우, 화성처리성을 열화시킬 우려가 있으므로, 바람직하게는 그 상한을 0.3 ％로 한다.

또한, Mn 이외에 S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하는 원소가 충분히 첨가되지 않는 경우에는, 질량 ％로 Mn/S ≥ 20이 되는 Mn량을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Si + Mn을 1.5 ％보다도 많이 첨가하면 강도가 지나치게 높아져 가공성이 열화되므로, 그 상한을 1.5 ％로 하는 것이 바람직하다.

P는, 불순물로 낮을수록 바람직하고, 0.1 ％보다도 많이 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로 0.1 ％ 이하로 한다. 단, 구멍 확대성이나 용접성을 고려하면 0.02 ％ 이하가 바람직하다.

S는 열간 압연시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 지나치게 많으면 구멍 확대성을 열화시키는 A계 개재물을 생성하기 때문에 가능한 한 저감시켜야 하지만, 0.03 ％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다. 단, 어느 정도의 구멍 확대성을 필요로 하는 경우에는 0.01 ％ 이하가 바람직하고, 또한 높은 구멍 확대가 요구되는 경우에는 0.003 ％ 이하가 바람직하다.

Al은 용강 탈산을 위해 0.001 ％ 이상 첨가할 필요가 있지만, 비용의 상승을 초래하므로 그 상한을 0.1 ％로 한다. 또한, 너무 다량으로 첨가하면, 비금속 개 재물을 증대시켜 신장을 열화시키므로 바람직하게는 0.06 ％ 이하로 한다. 또한, BH량을 증대시키기 위해서는 0.015 ％ 이하가 바람직하다.

N은, 일반적으로 BH량을 향상시키기 위해서는 바람직한 원소이다. 그러나, 0.01 ％보다도 많이 첨가해도 효과가 포화되기 때문에 그 상한을 0.01 ％로 한다. 단, 시효 열화가 문제가 되는 부품에 적용하는 경우에는, N을 0.006 ％보다도 많이 첨가하면 시효 열화가 심해지기 때문에 0.006 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 제조 후 2주 이상 실온에서 방치한 후, 가공에 이용하는 것을 전제로 하는 경우에는 시효성의 관점으로부터 0.005 ％ 이하가 바람직하다. 또한, 여름철 고온에서의 방치나 선박에서의 수송시에 적도를 넘는 수출을 고려하면, 바람직하게는 0.003 ％ 미만이다.

B는, 켄칭성을 향상시켜, 본 발명의 요건인 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로 필요에 따라서 첨가한다. 단, 0.0002 ％ 미만에서는 그 효과를 얻기 위해 불충분하고, 0.002 ％보다도 많이 첨가하면 효과가 포화된다. 따라서, B의 첨가는 0.0002 ％ 이상, 0.002 ％ 이하로 한다.

또한, 강도를 부여하기 위해 0.2 내지 1.2 ％의 Cu, 0.1 내지 0.6 ％의 Ni, 0.05 내지 1％의 Mo, 0.02 내지 0.2 ％의 V, 0.01 내지 0.1 ％의 Cr로부터 선택되는 석출 강화 원소 또는 고용 강화 원소 중 1 종류 또는 2 종류 이상을 함유해도 좋다. 어떠한 원소에 대해서도, 상기 범위보다도 함유량이 적은 경우 그 효과를 얻을 수 없다. 상기 범위보다도 함유량이 많은 경우, 효과는 포화되어 함유량이 증가해도 효과는 더 증가하지 않는다.

Ca 및 REM은, 파괴의 기점이 되거나 가공성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 단, 0.0005 ％ 미만 첨가해도 그 효과가 없고, Ca이면 0.005 ％보다도 많이, REM이면 0.02 ％보다도 많이 첨가해도 그 효과가 포화된다. 이로 인해, Ca = 0.0005 내지 0.005 ％, REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 첨가하는 것이 바람직하다.

또한, 이들을 주성분으로 하는 강은 Ti, Nb, Zr, Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계 1 ％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연시에 흠집이 발생될 우려가 있으므로 0.05 ％ 이하가 바람직하다.

다음에, 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해 이하에 상세하게 서술한다.

본 발명의 열연 강판은, 주조 후의 강편을 열간 압연한 후에 냉각하는 방법이나, 열간 압연 후의 압연재 또는 열연 강판을 다시 용융 도금 라인에서 열처리를 실시하는 방법, 또한 이들 강판에 별도 표면 처리를 실시하는 방법에 의해 제조된다.

본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 강편을 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하는 방법이며, 강편을 압연하여 조 바아(시트 바아라고도 함)로 하는 조압연 공정과, 조 바아를 압연하여 압연재로 하는 마무리 압연 공정과, 압연재를 냉각하여 열연 강판으로 하는 냉각 공정을 갖는다.

본 발명에 있어서 열간 압연에 선행하는 제조 방법, 즉 강편의 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 예를 들어, 고로, 전로나 전기로 등에 의한 용제에 계속하여, 각종 2차 정련으로 목적의 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 행하고, 계속해서 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 원료로는 스크럽을 사용해도 상관없다. 연속 주조에 의해 얻은 슬라브인 경우에는 고온 주조편 상태로 열간 압연기에 직송해도 좋고, 실온까지 냉각 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 좋다.

강편의 재가열 온도에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 1400 ℃ 이상이면 스케일 오프량이 다량이 되어 수율이 저하하기 때문에, 재가열 온도는 1400 ℃ 미만이 바람직하다. 또한, 1000 ℃ 미만의 가열에서는 스케줄상 조업 효율을 현저히 손상시키므로 강편의 재가열 온도는 100O ℃ 이상이 바람직하다. 또한, 110O ℃ 미만의 가열에서는 스케일 오프량이 적어 슬라브 표층의 개재물을 스케일과 함께 이후의 디스케일링에 의해 제거할 수 없게 될 가능성이 있기 때문에, 강편의 재가열 온도는 1100 ℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연 공정은 조압연 공정과, 이 조압연의 종료 후의 마무리 압연의 공정을 갖지만, 판 두께 방향으로 보다 균일한 연속 냉각 변태 조직을 얻기 위해서는 마무리 압연 개시 온도를 1000 ℃ 이상으로 한다. 또한 1050 ℃ 이상이 바람직하다. 그러기 위해서는, 필요에 따라서 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에 조 바아 또는 압연재를 가열하는 것이 바람직하다.

특히 본 발명 중에서도 우수한 파단 연신을 안정적으로 얻기 위해서는, MnS 등의 미세 석출을 억제하는 것이 유효하다. 통상, MnS 등의 석출물은 1250 ℃ 정도의 강편의 재가열로 재고용이 일어나, 이후의 열간 압연 중에 미세 석출한다. 따라서, 강편의 재가열 온도를 1150 ℃ 정도로 제어하여 MnS 등의 재고용을 억제할 수 있으면 연성을 개선시킬 수 있다.

조압연 종료와 마무리 압연 개시 사이에 디스케일링을 행하는 경우에는, 강판 표면에서의 고압수의 충돌압[P(MPa)] × 유량[L(리터/㎠)] ≥ 0.0025의 조건을 충족시키는 것이 바람직하다.

강판 표면에서의 고압수의 충돌압(P)은 이하와 같이 기술된다.("철과 강", 1991, vo1.77, N0.9, p.1450 참조)

P(MPa) = 5.64 × P₀ × V/H²

단,

P₀(MPa) : 액압력

V(리터/분) : 노즐 유액량

H(cm) : 강판 표면과 노즐간의 거리

유량 L은 이하와 같이 기술된다.

L(리터/㎠) = V/(W×v)

단,

V(리터/분) : 노즐 유액량

W(cm) : 노즐당 분사액이 강판 표면에 접촉하고 있는 폭

v(cm/분) : 통판 속도

충돌압(P) × 유량(L)의 상한은, 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정 할 필요는 없지만, 노즐 유액량을 증가시키면 노즐의 마모가 심해지는 등의 문제점이 발생되므로 0.02 이하로 하는 것이 바람직하다.

디스케일링을 행함으로써, 마무리 압연 후의 강판 표면의 최대 높이(Ry)가 15 ㎛(15 ㎛Ry, 12.5 mm, ln 12.5 mm) 이하가 되도록 강판 표면의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.

또한, 그 후의 마무리 압연은 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되는 것을 방지하기 위해 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다.

또한, 조압연과 마무리 압연 사이에 시트 바아를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연을 행해도 좋다. 그 때에 조 바아를 일단 코일 형상으로 권취하여, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 격납하고, 다시 권취한 후 접합을 행해도 좋다.

마무리 압연 종료 온도(FT)를 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃) 이상으로 한다. 여기서 Ar₃ 변태점 온도라 함은, 예를 들어 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계에서 간이적으로 나타내어진다. 즉 Ar₃ = 910 - 310 × ％ C + 25 × ％ Si - 80 × ％ Mneq

단, Mneq = ％ Mn + ％ Cr + ％ Cu + ％ Mo + ％ Ni/2 + 10(％ Nb - 0.02)

또는 B 첨가의 경우, Mneq = ％ Mn + ％ Cr + ％ Cu + ％ Mo + ％ Ni/2 + 10(％ Nb - 0.02) + 1이다.

여기서, 식 중의 ％ C, ％ Si, ％ Mn, ％ Cr, ％ Cu, ％ Mo, ％ Ni, ％ Nb는, 각 원소 C, Si, Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb의 강편 중의 함유량(질량 ％)을 나타 낸다.

마무리 압연 종료 온도(FT)가 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃) 미만이면, 페라이트 변태가 진행하기 쉬워져 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않게 되므로, (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃) 이상으로 한다. 마무리 압연 종료 온도(FT)의 상한은 특별히 마련하지 않지만, (Ar₃ 변태점 온도 + 200 ℃)보다도 높은 온도를 얻기 위해서는, 가열로의 온도의 유지, 혹은 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에 있어서의 조 바아 또는 압연재의 가열이 설비적으로 부하가 크기 때문에, 그 상한은 (Ar₃ 변태점 온도 + 200 ℃) 이하가 바람직하다.

압연 종료 온도를 본 발명의 범위로 하기 위해서는, 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에, 조 바아 또는 압연재를 가열하는 것이 유효한 수단이 된다. 또한, 이 경우의 가열 장치는 어떠한 방식이라도 상관없지만, 판 두께 표면의 온도가 상승하기 쉬운 솔레노이드형 유도 가열보다도 판 두께 방향으로 균열할 수 있는 트랜스 버스형 유도 가열이 특히 바람직하다.

마무리 압연 종료 후, Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃에서의 온도 영역을 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하지만, Ar₃ 변태점 온도 이상으로부터 냉각을 개시하지 않으면 페라이트 변태가 진행되어 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 냉각은 Ar₃ 변태점 이상에서 시작한다. 또한, 균일한 마이크로 조직을 얻기 위해서는 130 ℃/초 이상이 바람직하다. 한편, 500 ℃ 이상에서 냉각을 정지하면 역시, 페라이트 변태가 진행되어 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않게 될 우려가 있다.

단, 마무리 압연 종료 후 0.5초 이내에 냉각을 개시하면, 오스테나이트의 재결정 및 입자 성장이 불충분해져, 도3에 나타낸 바와 같이 페라이트 변태가 진행되어 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않게 될 우려가 있으므로, 마무리 압연 종료 후 0.5초 이후에 냉각을 개시한다. 마무리 압연 후의 냉각 개시까지의 시간의 상한은, 온도가 Ar₃ 변태점 이상이면 특별히 정하지 않지만, 5초 이상에서는 효과가 포화되기 때문에 5초 이하로 한다.

또한, 냉각 속도는 80 ℃/초 미만에서는, 페라이트 변태가 진행되어 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않아 BH성을 충분히 확보할 수 없다. 따라서, 냉각 속도는 80 ℃/초 이상으로 한다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 왜곡에 따른 판 휨이 우려되므로 250 ℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도는 500 ℃보다도 높은 경우, 상기 온도 영역에서는 C의 확산이 용이하여, BH성을 높이는 고용 C를 충분히 확보할 수 없으므로 권취 온도는 500 ℃ 이하로 한정한다. 권취 온도의 하한치는 특별히 한정하지 않지만, 350 ℃ 미만이면 냉각시의 열 왜곡 등에 의해 판 형상이 열화되기 때문에, 350 ℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연 공정 종료 후는 필요에 따라서 산 세척하고, 그 후 인라인 또는 오프라인에서 압하율 10 ％ 이하의 스킨패스 또는 압하율 40 ％ 정도까지의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 따른 연성의 향상을 위해서는 0.1 ％ 이상 2 ％ 이하의 스킨패스 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

산 세척 후의 열연 강판에 아연 도금을 실시하기 위해서는, 아연 도금욕 중에 침지하여 필요에 따라서 합금화 처리해도 좋다.

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.

표 2에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 J, X의 강은 전로에서 용제하여 연속 주조 후 직송 또는 재가열하고, 조압연에 계속되는 마무리 압연으로 1.2 내지 5.5 mm의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 여기서, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량 ％이다.

[표 2]

제조 조건의 상세를 표 3에 나타낸다. 여기서, "조 바아 가열"은 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에 있어서의, 조 바아 또는 압연재의 가열을 나타내고 있고, 이 가열을 행하였는지 여부를 유무로 나타내고 있다. "FT0"는 마무리 압연의 개시 온도를 나타내고 있다. "FT"는 마무리 압연의 종료 온도를 나타내고 있다. "냉각 개시까지의 시간"은, 마무리 압연 종료로부터 냉각을 개시할 때까지의 시간을 나타내고 있다. "Ar₃ 내지 500 ℃에서의 냉각 속도"는, 냉각시에 Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를 나타내고 있다. "CT"는, 권취 온도를 나타내고 있다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 제5 실시예에 대해서는 조압연 후에 충돌압 2.7 MPa, 유량 0.001 리터/㎠의 조건으로 디스케일링을 실시하였다. 또한, 제10 실시예에 대해서는 아연 도금을 실시하였다.

[표 3]

발명을 실시하기 위한 최량의 형태에서 서술한 평가 방법과 마찬가지로 하여, 열연 강판의 BH성과 신장 플랜지성을 평가하였다.

또한, 전술한 방법에 의해 열연 강판의 마이크로 조직을 관찰하여, 체적분율, 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경, 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)를 측정하였다.

표 3 중, "마이크로 조직"으로 마이크로 조직의 관찰 결과를 나타냈다. PF는, 폴리고날페라이트를 나타내고, P는 펄라이트를 나타내고, M은 마르테사이트를 나타내고, γ_r은 잔류 오스테나이트를 나타낸다.

제1 내지 제10 실시예에서는, 모두 인장 강도(TS)가 370 내지 490 MPa이고, 또한 구멍 확대치가 90 ％ 이상으로 신장 플랜지성이 우수하며, 또한 2 ％ BH량이 50 MPa 이상으로 BH성도 우수하다.

실시예에서 이용된 강편의 조성에 대해 보면, 제4 실시예만 Al의 함유량이 0.015 ％ 이하이다(강편 C). 이로 인해 제4 실시예에서는, 2 ％ BH량이 70 MPa 이상으로, 보다 우수한 BH성이 얻어져 있다.

마무리 압연의 개시 온도(FTO)에 대해 보면, 실시예 중 제2 실시예만 마무리 압연의 개시 온도(FTO)가 960 ℃로 1050 ℃ 미만이다. 이로 인해, 마이크로 조직에 있어서 폴리고날페라이트의 체적비율이 많아져, 다른 실시예에 비해 BH성이 약간 열화되어 있다. 마무리 압연의 개시 온도는 1050 ℃ 이상이 바람직하고, 이에 의해 제1 및 제3 실시예 내지 제10 실시예와 같이 더욱 우수한 신장 플랜지성과 BH 성을 얻을 수 있다.

마무리 압연 공정의 종료 온도(FT)에 대해 보면, 실시예에서는 860 내지 900 ℃이다. 이는, 실시예에서는 다양한 조성의 강편이 이용되고 있고, 이용된 강편의 조성에 따라 결정되는 Ar₃ 변태점 온도에 따라서 종료 온도가 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃) 이상이 되도록 정해져 있기 때문이다. 제4 내지 제8 실시예에서는, 폴리고날페라이트가 포함되지 않아, 연속 냉각 변태 조직만으로 이루어지는 마이크로 조직이 형성되어 있다.

Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역에서의 냉각 속도에 대해 보면, 제9 및 제10 실시예에서는 냉각 속도가 130 ℃ 미만이다. 이에 대해, 제1 내지 제8 실시예에서는 냉각 속도가 130 ℃ 이상이다.

제9 및 제10 실시예에 비해 제1 내지 제8 실시예에서는, 냉각 속도가 130 ℃ 이상이므로 평균 빅커스 경도의 차(ΔHv)가 작아, 보다 균일성이 우수한 연속 냉각 변태 조직이 얻어졌다고 생각된다. 이에 의해, 제1 내지 제8 실시예에서는 제9 및 제10 실시예에 비해, 더욱 우수한 신장 플랜지성과 BH성이 얻어져 있다.

또한, 제1 내지 제8 실시예에서는 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에 조 바아 또는 압연재를 가열함으로써, 조 바아 또는 압연재의 온도를 정밀도 좋게 조정할 수 있어, 온도 불균일 등의 발생을 억제할 수 있었다고 생각된다. 이것도 제1 내지 제8 실시예에서는, 제9 및 제10 실시예에 비해 더욱 우수한 신장 플랜지성과 BH성이 얻어진 요인이라 생각된다.

제1 비교예에서는, 마무리 압연 공정의 종료 온도(FT)가 (AT₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직에는 25 체적분율로 폴리고날페라이트가 함유되어 있어, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 충분한 구멍 확대치가 얻어져 있지 않다.

제2 비교예에서는, 마무리 압연의 종료로부터 냉각 개시까지의 시간이 0.5초 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직에는 35 체적분율로 폴리고날페라이트가 함유되어 있어, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 충분한 구멍 확대치가 얻어져 있지 않다.

제3 비교예에서는, Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역에서의 냉각 속도가 80 ℃/초 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직은 폴리고날페라이트와 펄라이트로 이루어져, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 충분한 구멍 확대치와 BH량이 얻어져 있지 않다.

제4 비교예에서는, 권취 온도(CT)가 500 ℃보다도 높은 온도였다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직은 폴리고날페라이트와 펄라이트로 이루어져, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 충분한 구멍 확대치와 BH량이 얻어져 있지 않다.

제5 비교예에서는, 압연 종료 온도(FT)가 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도미만이고, Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃에서의 온도 영역에서의 냉각 속도가 80 ℃/초 미만이었다. 또한 권취 온도(CT)가 350 ℃ 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열 연 강판의 마이크로 조직은 폴리고날페라이트, 마르텐사이트, 펄라이트로 이루어져 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 충분한 구멍 확대치와 BH량이 얻어져 있지 않다.

제6 비교예에서는, 마무리 압연의 종료 온도(FT)가 (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도 미만이며, Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역에서의 냉각 속도가 80 ℃/초 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직은 폴리고날페라이트, 마르텐사이트, 펄라이트로 이루어져 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해, 강도가 높고 또한 충분한 구멍 확대치도 얻어져 있지 않다.

제7 비교예에서는, 강편(X)을 이용하여 열연 강판이 제조되어 있고, C의 함유량이 0.2 질량 ％보다도 많다. 또한, Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃ 온도 영역에서의 냉각 속도가 80 ℃/초 미만이었다. 이로 인해, 제조된 열연 강판의 마이크로 조직은 연속 냉각 변태 조직(Zw) 이외에 50 체적분율의 폴리고날페라이트와, 13 체적분율의 잔류 오스테나이트가 함유되어 있어, 목적으로 하는 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 이에 의해 강도가 높고, 또한 충분한 구멍 확대치와 BH량도 얻어져 있지 않다.

이 압연 강판은, 우수한 신장 플랜지성을 발현시키는 균일한 마이크로 조직을 가지므로, 강판에 대해 높은 신장 플랜지성이 요구되는 조건이라도 성형 가공이 가능하다. 또한 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도, 프레스에 의한 왜곡 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 인장 강도가 540 내지 640 MPa인 강판을 이용하여 형성한 프레스품과 동등한 강도를 갖는 프레스품을 형성할 수 있다.

이로 인해, 특히 자동차의 차체용 부품 등과 같이 경량화를 달성하기 위한 게이지 다운의 요구가 높은 공업 제품용의 강판으로서 적합하게 이용할 수 있다. 또한, 신장 플랜지성이 우수하므로 예를 들어 내판 부재, 구조 부재, 발회전 부재 등의 자동차용 부품용 강판으로서 특히 적합하게 이용할 수 있다.

Claims (10)

1. 열연 강판이며, 질량 ％로,

   C = 0.01 내지 0.2 ％,

   Si = 0.01 내지 2 ％,

   Mn = 0.1 내지 2 ％,

   P ≤ 0.1 ％,

   S ≤ 0.03 ％,

   Al = 0.001 내지 0.1 ％,

   N ≤ 0.01 ％,

   잔부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고,

   마이크로 조직이 주로 균일한 연속 냉각 변태 조직이며, 마이크로 조직의 평균 입경이 8 ㎛보다도 크고 30 ㎛ 이하인 열연 강판.
2. 제1항에 있어서,

   질량 ％로,

   B = 0.0002 내지 0.002 ％,

   Cu = 0.2 내지 1.2 ％,

   Ni = 0.1 내지 0.6 ％,

   Mo = 0.05 내지 1 ％,

   V = 0.02 내지 0.2 ％,

   Cr = 0.01 내지 1 ％

   로부터 선택되는 1 종류 또는 2 종류 이상을 더 함유하는 열연 강판.
3. 제1항에 있어서,

   질량 ％로,

   Ca = 0.0005 내지 0.005 ％,

   REM = 0.0005 내지 0.02 ％ 중 1 종류 또는 2 종류를 더 함유하는 열연 강판.
4. 제1항에 있어서, 아연 도금이 실시되어 있는 열연 강판.
5. 열연 강판의 제조 방법이며,

   질량 ％로,

   C = 0.01 내지 0.2 ％,

   Si = 0.01 내지 2 ％,

   Mn = 0.1 내지 2 ％,

   P ≤ 0.1 ％,

   S ≤ 0.03 ％,

   Al = 0.001 내지 0.1 ％,

   N ≤ 0.01 ％,

   잔부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 강편을 조압연함으로써 조 바아로 하는 공정과,

   종료 온도가, (Ar₃ 변태점 온도 + 50 ℃)의 온도 이상인 조건에서, 상기 조 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과,

   마무리 압연의 종료로부터 0.5초 이상 경과한 후에 압연재를 Ar₃ 변태점 이상에서 냉각하기 시작하여, 적어도 Ar₃ 변태점 온도 내지 500 ℃의 온도 영역을 80 ℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고 다시 500 ℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하여 열연 강판으로 하여 권취하는 공정을 갖는 열연 강판의 제조 방법.
6. 제5항에 있어서, 마무리 압연의 개시 온도를 100O ℃ 이상으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
7. 제5항에 있어서, 조 바아를 마무리 압연하는 공정을 개시할 때까지의 사이 및/또는 조 바아를 마무리 압연하는 공정 중에 조 바아 또는 압연재를 가열하는 열연 강판의 제조 방법.
8. 제5항에 있어서, 강편을 조압연하는 공정의 종료 시점으로부터 조 바아를 마무리 압연하는 공정의 개시 시점까지의 사이에 디스케일링을 행하는 열연 강판의 제조 방법.
9. 제5항에 있어서, 얻어진 열연 강판을 아연 도금욕 중에 침적시켜 열연 강판의 표면을 아연 도금하는 열연 강판의 제조 방법.
10. 제9항에 있어서, 아연 도금 후 합금화 처리하는 열연 강판의 제조 방법.

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