KR20090016519A

KR20090016519A - 가공용 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090016519A
Application number: KR1020097001599A
Authority: KR
Inventors: 다쯔오 요꼬이; 데쯔야 야마다; 오사무 가와노
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2003-09-24
Filing date: 2004-09-22
Publication date: 2009-02-13
Also published as: CN1856589A; US20070037006A1; TW200513543A; CA2539072A1; CA2539072C; CN100392131C; EP1666623A4; JP4559969B2; JPWO2005028693A1; EP1666623A1; KR20060090809A; EP1666623B1; US7381478B2; WO2005028693A1; TWI290586B; KR100976889B1

Abstract

이 가공용 열연 강판은, 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2％, Si = 0.01 내지 0.3％, Mn = 0.1 내지 1.5％, P ≤ 0.1％, S ≤ 0.03％, Al = 0.001 내지 0.1％, N ≤ 0.006％, 잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고, 그 마이크로 조직이 주 상인 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상을 갖고, 경질 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％이며, 경도비(경질 제2 상 경도/폴리고날 페라이트 경도)가 1.5 내지 6이며, 입경비(폴리고날 페라이트 입경/경질 제2 상 입경)이 1.5 이상이다.

열연 강판, 폴리고날 페라이트, 체적분률, 경도비, 입경비

Description

가공용 열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT ROLLED STEEL SHEET FOR WORKING}

본 발명은 시효 후 BH성이 우수한 가공용 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2003년 9월 24일에 출원된 일본국 특허 출원 제2003-332013호에 대하여 우선권을 주장하여, 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 강에 비교하여 현저하게 고가이므로, 그 적용은 특수한 용도에 한정되고 있다. 따라서 보다 저렴하고 또한 넓은 범위에서 자동차의 경량화를 추진하기 위해서는 강판의 고강도화가 필요해지고 있다.

재료의 고강도화는 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성을 열화시키기 때문에, 재료 특성을 열화시키지 않고 어떻게 고강도화를 도모하는지가 고강도 강판 개발의 열쇠가 된다. 특히 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재용 강판에 요구되는 특성으로서는 버링(burring) 가공성, 연성, 피로 내구성 및 내식성 등이 중요하며 고강도와 이들 특성을 어떻게 고차원으로 균형잡히게 할지가 중요하다.

예컨대, 일본 특허 공개 제2000-169935호 공보, 일본 특허 공개 제2000-169936호 공보에서는, 상기한 바와 같이 고강도화와 여러 가지 특성, 특히 성형성을 양립하기 위해 강의 마이크로 조직 중에 잔류 오스테나이트를 포함함으로써 성형 중에 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 발현시킴으로써 비약적으로 성형성(연성 및 딥 드로잉성)을 향상시킨 TRIP강이 개시되어 있다.

상기 기술은 590 MPa 정도의 강도 레벨에서는 잔류 오스테나이트의 TRIP 현상으로 35％를 넘는 파탄 신장과 우수한 딥 드로잉성(LDR : 한계 교축비)를 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 저감하면 TRIP 현상을 얻기 위해 필요한 잔류 오스테나이트를 실온에서 마이크로 조직 중에 유지할 수 없다고 하는 문제점이 있다. 따라서 기존에 270 내지 340 MPa급 정도의 강판이 사용되고 있는 부재에 540 MPa급 이상의 고강도 강판을 적용하는 것은 프레스 현장에서의 조업, 설비 개선의 전제 없이는 어려워, 당분간은 370 내지 490 MPa급 정도의 강판 사용이 보다 현실적인 해결책이 된다. 한편, 자동차 차체 경량화를 달성하기 위한 게이지 다운(gauge down)에의 요구는 최근 점점 높아지고 있어, 게이지 다운을 전제로 어떻게 하여 프레스 물품 강도를 유지할지가 차체 경량화의 과제이다.

이러한 과제를 해결하는 수단으로서 프레스 성형 시에는 강도가 낮아, 프레스에 의한 변형의 도입과 이후의 베이킹(baking) 도장 처리로 프레스 물품의 강도를 향상시키는 BH 강판이 제안되어 있다.

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

이상과 같은 필요성으로부터, 예컨대 일본 특허 공개 평09-278697호 공보, 일본 특허 공개 평2000-028141호 공보에서는, 고체 용융 N의 증가에 의해 BH성을 향상시켜, 결정립 세립화에 의해 증가한 입계 면적의 효과로 상온에서의 고체 용융 C, N의 확산을 억제함으로써 BH성과 내상온 시효 열화를 양립시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나 결정립의 입자 미세화는 항복점의 상승을 초래하여, 프레스 성형성을 열화시킬 우려가 있다. 또한, 고체 용융 N을 증가시키는 것은 BH량의 증가에는 유리하지만 시효에 의한 항복점 신장의 출현에 의한 시효 후의 BH량의 현저한 감소가 염려된다.

본 발명은, 저항복비로 우수한 프레스 성형성을 갖는 동시에 시효에 의한 BH량의 저하가 적기 때문에 안정적으로 60 MPa 이상의 BH량을 얻을 수 있는 370 내지 490 MPa급 강도 범위의 시효 후 BH성이 우수한 가공용 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 즉, 본 발명은 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 변형 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 640 MPa급 강판을 적용한 경우와 동등한 프레스 물품 강도를 안정적으로 얻을 수 있는 시효 후 BH성이 우수한 가공용 열연 강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 현재 통상적으로 채용되고 있는 제조 설비에 의해 공업적 규모로 생산되고 있는 370 내지 490 MPa급 강판의 제조 프로세스를 염두에 두고, 시효 후 BH성(시효에 의한 BH량의 감소가 적음)이 우수하고 또한 우수한 프레스 성형성을 갖춘 강판을 얻기 위해 예의 연구를 거듭하였다.

그 결과, C = 0.01 내지 0.2％, Si = 0.01 내지 0.3％, Mn = 0.1 내지 1.5％, P ≤ 0.l％, S ≤ 0.03％, Al = 0.001 내지 0.1％, N ≤ 0.006％를 포함하여, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판이며, 그 마이크로 조직이 주 상(相)인 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상(相)을 갖고, 경질 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％이며, 경도비(경질 제2 상 경도/폴리고날 페라이트 경도)가 1.5 내지 6 이며, 입경비(폴리고날 페라이트 입경/경질 제2 상 입경)가 1.5 이상인 것이 매우 유효한 것을 새롭게 발견하여, 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

본 발명에 따른 열연 강판은, 질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2％, Si = 0.01 내지 0.3％, Mn = 0.1％이상, (1.5 - Si)％ 이하, P ≤ 0.1％, S ≤ 0.03％, Al = 0.00l 내지 0.1％, N ≤ 0.0041％, 잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고, 그 마이크로 조직이 주 상인 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상인 마르텐사이트 또는 베이나이트로 이루어지고, 경질 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％이며, 경도비(경질 제2 상 경도/폴리고날 페라이트 경도)가 1.5 내지 6이며, 입경비(폴리고날 페라이트 입경/경질 제2 상 입경)가 1.5 이상이며, 인장 강도가 370 내지 490 MPa이며, 100℃ × 60분의 인공 시효 처리 후에 2％의 인장 예비 변형의 부여와 170℃ × 20분의 열처리를 행한 후의 시효 후 BH량이 60 MPa 이상이다.

본 발명의 상기 태양에 따르면, 시효 후 BH성이 우수한 가공용 열연 강판을 실현할 수 있다. 이 열연 강판은, 저항복비가 우수한 프레스 성형성을 갖고, 또한 강판 제조 후에 자연 시효가 진행되는 환경에 노출된 경우라도 안정적으로 60 MPa 이상의 BH량을 얻을 수 있다. 이로 인해, 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 변형 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 640 MPa급 강판을 적용한 경우와 동등한 프레스 물품 강도를 안정적으로 얻을 수 있다. 이와 같이, 본 발명은 공업적 가치가 높은 발명이라 할 수 있다.

상기 태양에서는, 또한 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 한 종류 또는 두 종류 이상을 함유해도 된다.

상기 태양에서는, 또한 질량 ％로, Ca = 0.0005 내지 0.005％, REM = 0.0005 내지 0.02％ 중 한 종류 또는 두 종류를 함유해도 된다.

상기 태양에서는, 아연 도금이 실시되어도 좋다.

본 발명에 따른 열연 강판의 제조 방법은, 질량 ％로 C = 0.01 내지 0.2％, Si = 0.01 내지 0.3％, Mn = 0.1％이상, (1.5 - Si)％ 이하, P ≤ 0.1％, S ≤ 0.03％, Al = 0.001 내지 0.1％, N ≤ 0.0041％, 잔량부로서 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 강편을 조압연(rough rolling)함으로써 거친 바아로 하는 공정과, 최종단과 그 전단에서의 압하율의 합계가 25％ 이상 또한 최종단의 압하율이 1 내지 15％이며, 또한 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상 (Ar₃ 변태점 온도 + 100℃) 이하의 온도 영역인 조건으로, 상기 거친 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과, 압연재를 Ar₃ 변태점 온도 미만 Ar₁ 변태 온도 이상의 온도 영역에서 1 내지 15초 유지하여, 그 후 350℃까지 100℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여 열연 강판으로 하고, 350℃ 미만으로 권취하는 공정을 갖는다.

상기 태양에서는, 마무리 압연의 개시 온도를 (Ar₃ 변태점 온도 + 250℃) 이상으로 해도 좋다.

상기 태양에서는, 거친 바아를 마무리 압연하는 공정을 개시하기까지의 사이, 및/또는 거친 바아를 마무리 압연하는 공정 중에 거친 바아 또는 압연재를 가 열해도 좋다.

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

상기 태양에서는, 얻게 된 열연 강판을 아연 도금욕 중에 침적시켜 강판 표면을 아연 도금해도 좋다.

상기 태양에서는, 아연 도금 후, 합금화 처리해도 좋다.

이 가공용 열연 강판은, 시효에 의한 BH량의 저하가 적기 때문에 안정적으로 60 MPa 이상의 BH량을 얻을 수 있으므로 370 내지 490 MPa급의 인장 강도의 강판이라도 프레스에 의한 변형 도입과 도장 베이킹 처리에 의해 540 내지 640 MPa급 강판을 적용한 경우와 동등한 프레스 물품 강도를 얻을 수 있다.

이로 인해, 특히 자동차의 차체용 부품 등과 같이, 경량화를 달성하기 위한게이지 다운의 요구가 높은 공업 제품용의 강판으로서 적합하게 이용할 수 있다.

이하에, 본 발명에 이른 기초적 연구 결과에 대해 설명한다.

시효 후 BH성과 강판의 마이크로 조직과의 관계를 조사하기 위해 다음과 같은 실험을 행하였다. 표1에 나타내는 강 성분의 주조 부재를 용융 제조하여 여러 가지 제조 프로세스로 제조한 2 ㎜ 두께의 강판을 준비하여, 그들에 대해 시효 후 BH성과 마이크로 조직을 조사하였다.

(질량 ％)

C	Si	Mn	P	S	Al	N
0.068	0.061	1.22	0.009	0.001	0.034	0.0029

시효 후 BH성은 이하의 순서를 따라 평가하였다. 각각의 강판으로 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내어, 이들 시험편에 100℃ × 60분의 인공 시효 처리를 하였다. 그 후, 다시 2％의 인장 예비 변형을 시험편에 부여한 후, 170℃ × 20분의 도장 베이킹 공정에 상당하는 열처리를 하고 나서 다시 인장 시험을 실시하였다. 인장 시험은 JIS Z 2241의 방법을 따랐다.

여기에서, 시효 후 BH성이 우수하다고 함은 인공 시효 처리 후의 BH량이 큰 것을 나타내고 있다. 또한, BH량이라 함은 재인장에서의 상항복점으로부터 2％의 인장 예비 변형의 유동 응력을 뺀 값이라 정의된다.

한편, 마이크로 조직의 조사는 이하의 방법에 의해 행하였다. 강판의 판 폭(W)의 1/4W 또는 3/4W 위치에서 잘라낸 시료를 압연 방향 단면에 연마하여, 나이탈(Nital) 시약을 사용하여 에칭하였다. 광학 현미경을 이용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된 표층 하 0.2㎜, 판 두께(t)의 1/4t, 1/2t에서의 시야 사진에 의해 촬영하였다.

마이크로 조직의 체적분률이라 함은, 상기한 금속 조직 사진에 있어서 면적분률로 정의된다. 다음에 폴리고날 페라이트 및 제2 상의 평균 입경의 측정은 JIS G 0552에 기재된 비교법 등을 이용하여 행하였다. 이 비교법 등에 의해 얻게 된 측정치로부터 구한 입도(粒度) 번호 G로부터, 단면적 1 ㎟당의 결정립의 값 m을 m = 8 × 2^G로부터 구하고, 이 m이 dm = 1/√m에서 얻을 수 있는 평균 입경 dm을 폴리고날 페라이트 및 제2 상의 평균 입경이라 정의한다.

또, 평균 입경의 측정으로서는, 상기한 광학 현미경을 이용하여 관찰한 화상을 화상 처리 장치 등의 도입, 원 상당 지름으로서 얻을 수 있는 값으로 해도 상관없다. 폴리고날 페라이트 그리고 제2 상과 주 상인 폴리고날 페라이트와 제2 상의 입경비는 폴리고날 페라이트의 평균 입경(dm)/제2 상의 평균 입경(ds)이라 정의한다.

또한, 경질 제2 상과 주 상인 폴리고날 페라이트와의 경도비는 경질 제2 상의 비커스 경도 [Hv(s)]/주 상의 비커스 경도[Hv(m)]라 정의한다. 경질 제2 상과 주 상의 비커스 경도는 모두 JIS Z 2244에 기재된 방법으로 각각 10점 이상 측정하여 그 각각의 최대치 및 최소치를 제외한 후의 평균치이다.

상기한 방법으로 시효 후 BH량과 제2 상의 체적분률 및 경도비를 측정하여, 얻게 된 결과를 도1에 나타낸다. 여기에서, 도면 중에서는 경질 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％ 또한 경도비가 1.5 내지 6인 강판은, 동그라미 표시로 플롯되고, 그 이외의 강판은 사각 표시로 플롯되어 있다. 또한 강판의 시효 후 BH량이, 그 강판의 플롯점 내에 수치로서 나타내어져 있다.

또한 플롯점 근방에는 강판의 마이크로 조직이 기재되어 있다. 도1 중, PF는 폴리고날 페라이트, BF는 베이나이트 페라이트, M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, P는 페라이트를 각각 나타낸다.

도1에 도시한 바와 같이, 시효 후 BH량과 제2 상의 체적분률 및 경도비는 매우 강한 상관이 있고, 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％ 또한 경도비가 1.5 내지 6인 경우, 시효 후 BH량이 60 MPa 이상이 되는 것을 새롭게 알게 되었다.

이 메카니즘은 반드시 명백하지는 않지만, 마이크로 조직에 경질 제2 상을 최적의 상태(체적분률, 경도비)로 포함하는 경우, 그 제조 시에 경질 제2 상이 저온으로 변태하기 때문에 다수의 가동 전위가 도입되고 있다. 이 가동 전위가 어느 정도 도입되어 있으면 시효 후라도 항복점 신장의 발생이나 항복점의 상승이 억제되어, 가공에 의한 변형이 유효하게 BH량에 반영되기 때문이라 추측된다.

본 발명에서의 강판의 마이크로 조직에 대하여 더욱 상세하게 설명한다.

본 발명에 있어서, 마이크로 조직은 필연적으로 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상으로 이루어져 있고, 경질 제2 상은 마르텐사이트 또는 베이나이트이다. 경질 제2 상이 마르텐사이트이면, 베이나이트에 비하여 부피 팽창이 커 가동 전위의 도입량이 많기 때문에, 보다 항복점을 저하시켜 BH량을 증대시킬 수 있으므로, 경질 제2 상은 마르텐사이트가 바람직하다. 단, 불가피하게 함유되는 3％ 정도까지의 잔류 오스테나이트는 허용된다.

상기와 같이, 가공성이 우수한 시효 후 BH성을 양립시키기 위해서는, 제2 상의 체적분률 3 내지 20％, 경도비 1.5 내지 6.0 이상이 필요하다.

시효 후라도 높은 BH량을 얻기 위해서는, 경질 제2 상이 3％ 미만에서는 시효 후라도 항복점 신장을 발생시키지 않아 BH량을 저하시키지 않을 만큼의 가동 전위를 얻을 수 없어, 20％를 넘으면 주 상인 폴리고날 페라이트의 체적분률이 감소하여 가공성이 열화된다. 따라서 제2 상의 체적분률은 3 내지 20％로 한다.

경질 제2 상은 주 상인 폴리고날 페라이트에 대하여 경도비가 1.5 미만에서는 시효 후라도 항복점 신장을 발생시키지 않아 BH량을 저하시키지 않을 만큼의 가동 전위를 얻을 수 없어, 6을 넘어도 그 효과는 포화한다. 따라서 경도비는 1.5 내지 6으로 한다.

한편, 우수한 가공성을 얻기 위해 주 상은 폴리고날 페라이트로 하지만, 이 효과를 얻기 위해서는 폴리고날 페라이트와 제2 상의 입경비가 1.5 이상인 것이 필요하다. 폴리고날 페라이트와 제2 상의 입경비가 1.5 미만에서는 경질인 제2 상의 영향에 의해 연성이 저하된다. 또, 경질 제2 상이 마르텐사이트와 같이 용질 원소가 농축되어 경도가 상승한 상이 되는 경우에는 필연적으로 제2 상의 입경이 작아지는 경향이 있어, 보다 한층, 경질인 제2 상의 영향을 받기 어려워져 연성이 개선되기 때문에 바람직하게는 입경비가 2.5 이상이다.

또한, 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 8 ㎛를 넘으면 항복 응력이 낮아져, 성형성이 향상되므로 8 ㎛보다도 큰 것이 바람직하다. 폴리고날 페라이트의 평균 입경의 상한에는 특별히 언급하지 않지만 거칠어짐 등의 관점에서는 25 ㎛ 이하가 바람직하다.

또한, 강판 표면의 최대 높이 Ry가 15 ㎛[15 ㎛Ry, 1(기준 길이 : sampling length) 2.5 ㎜, ln(평가 길이 : travelling length) 12.5㎜] 이하인 것이 바람직하다. 이것은, 예컨대 금속 재료 피로 설계편람, 일본 재료학회편, 84 페이지에 기재되어 있는 바와 같이 열연 또는 산 세척 상태의 강판의 피로 강도는 강판 표면의 최대 높이 Ry와 상관이 있는 것으로부터 명백하다.

본 발명에 있어서는 상기에서 평가한 2％ 예비 변형에서의 BH량이 우수할 뿐만 아니라, N ≤ 0.006％라도 10％ 예비 변형에서의 BH량이 40 MPa 이상, l0％ 예비 변형에서의 인장 강도의 상승 값(ΔTS)이 40 MPa 이상 얻을 수 있는 것도 부기해 둔다.

계속해서, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는 0.01％ 미만에서는 시효 열화를 억제하는 데 충분한 제2 상의 경도, 체적분률을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 강판 중에 고체 용융 상태로 존재할 수 있는 C량이 감소하여 BH량을 저하시켜 버릴 우려가 있으므로 0.01％ 이상으로 한다. 또한, 0.2％를 초과하여 함유하고 있으면 제2 상의 체적분률이 증가하여 강도가 상승해 버려 가공성이 떨어지므로, 0.2％ 이하로 한다. 또한, 어느 정도의 구멍 확대성을 필요로 하는 경우에는, 바람직하게는 0.1％ 이하이다.

Si, Mn은, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 이들 원소는 490 MPa 이하의 저강도이면서, 본 발명의 요건인 폴리고날 페라이트와 제2 상으로 이루어지는 복합 조직을 얻기 위해 특정량 함유시킬 필요가 있다. 특히 Mn은 압연 종료 후의 냉각 중에 페라이트, 오스테나이트 이상 상태의 온도 영역을 넓혀, 본 발명의 요건인 폴리고날 페라이트와 제2 상으로 이루어지는 복합 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로 0.1％ 이상 첨가한다. 그러나, Mn은 1.5％를 초과하여 첨가해도 그 효과가 포화하기 때문에 그 상한을 1.5％로 한다.

한편, Si는 냉각 중에 철탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있으므로 0.01％ 이상 첨가하지만, 0.3％을 초과하여 첨가하면 그 효과가 과도하게 작용하여 폴리고날 페라이트와 제2 상으로 이루어지는 복합 조직을 얻을 수 없게 된다. 또한 0.3％를 넘으면 화성 처리성을 열화시킬 우려가 있으므로, 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 + Mn)을 1.5％를 초과하여 첨가하면 강도가 지나치게 높아져, 가공성이 떨어지기 때문에 바람직하게는, 그 상한을 1.5％로 한다.

P는, 불순물로 낮을수록 바람직하고, 0.1％를 초과하여 함유하면 가공성이나 용접성에 악영향을 미치기 때문에, 0.1％ 이하로 한다. 단, 용접성을 고려하면 0.02％ 이하가 바람직하다.

S는 열간 압연 시의 균열을 일으킬 뿐만 아니라, 지나치게 많으면 구멍 확대성을 떨어뜨리는 A계 개재물을 생성하기 때문에 최대한 저감시켜야 할 것이지만, 0.03％ 이하이면 허용할 수 있는 범위이다. 단, 어느 정도의 구멍 확대성을 필요로 하는 경우에는 0.001％ 이하가 바람직하고, 또한 높은 구멍 확대가 요구되는 경우에는, 0.003 이하가 바람직하다.

Al은 용강탈산을 위해 0.001％ 이상 첨가해야 하지만, 비용 상승을 초래하므로, 그 상한을 0.1％로 한다. 또한, 지나치게 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물을 증대시켜 신장을 열화시키므로 바람직하게는 0.06％ 이하로 한다. 또한, BH량을 증대시키기 위해서는 0.015％ 이하가 바람직하다.

N은, 일반적으로 BH량을 향상시키기 위해서는 바람직한 원소이지만, N을0.006％를 초과하여 첨가하면 시효 열화가 심해지므로 0.006％ 이하로 한다. 또한, 제조 후 2주간 이상 실온에서 방치한 후, 가공에 제공하는 것을 전제로 하는 경우는 시효성의 관점에서 0.005％ 이하가 바람직하다. 또한, 여름철 고온에서의 방치나 선박에서의 수송 시에 적도를 지나는 수출을 고려하면 바람직하게는 0.003％ 미만이다.

B는, 담금질성을 향상시켜, 본 발명의 요건인 폴리고날 페라이트와 제2 상으로 이루어지는 복합 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있으므로 필요에 따라 첨가한다. 단, 0.0002％ 미만에서는 그 효과를 얻는 데 불충분하고, 0.002％를 초과하여 첨가하면 슬래브(slab) 균열이 일어난다. 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 1％의 Cr에서 선택되는 석출 강화 원소 또는 고체 용융 강화 원소 중 한 종류 또는 두 종류 이상을 함유해도 된다. 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％를 초과하여, REM이면 0.02％를 초과하여 첨가해도 그 효과가 포화한다. 이로 인해 Ca = 0.0005 내지 0.005％, REM = 0.0005 내지 0.02％ 첨가하는 것이 바람직하다.

또, 이들을 주성분으로 하는 강에 Ti, Nb, Zr, Sn, Co, Zn, W, Mg를 합계로 1％ 이하 함유해도 상관없다. 그러나 Sn은 열간 압연 시에 흠집이 발생할 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 하는 방법, 또한 이들의 강판에 별도로 표면 처리를 하는 방법에 의해 제조된다.

본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 강편을 열간 압연함으로써 열연 강판으로 하는 방법이며, 강편을 압연하여 거친 바아(시트 바아라고도 함)로 하는 조압연 공정과, 거친 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. 예컨대, 용광로, 컨버터나 전기로 등에 의한 용융 제조에 이어서, 각종 2차 정련(精練)으로 원하는 성분 함유량이 되도록 성분 조정을 하고, 이어서 통상의 연속 주조, 잉곳(ingot)법에 의한 주조 외에, 얇은 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 원료에는 스크랩(scrap)을 사용해도 상관없다. 연속 주조에 의해 얻은 슬래브인 경우에는 고온 주조 부재인 상태로 열간 압연기로 직송해도 좋고, 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연해도 된다.

강편의 재가열 온도에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 1400℃ 이상이면, 스케일 오프량이 다량이 되어 수율이 저하되므로, 재가열 온도는 1400℃ 미만이 바람직하다. 또한 1000℃ 미만의 가열에서는 스케줄 상 조업 효율을 현저히 손상시키므로, 강편의 재가열 온도는 1000℃ 이상이 바람직하다. 또한, 1100℃ 미만의 가열에서는 스케일 오프량이 적어 슬래브 표층의 개재물을 스케일과 함께 이후의 디스케일링에 의해 제거할 수 없게 될 가능성이 있으므로, 강편의 재가열 온도는 1100℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연 공정은 조압연의 공정과, 이 조압연의 종료 후의 마무리 압연의 공정을 갖지만, 판 두께 방향의 재질 변동을 억제하기 위해서는 마무리 압연 개시 온도를 (Ar₃ 변태점 온도 + 125℃) 이상으로 한다. 마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1250℃를 넘으면 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃ 변태점 온도 + 1100℃)를 넘을 우려가 있으므로 바람직하게는 1250℃ 이하이다. 마무리 압연 개시 온도를 (Ar₃ 변태점 온도 + 1250℃) 이상으로 하기 위해서는 필요에 따라서 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에 거친 바아 또는 압연재를 가열한다.

특히 본 발명 중에서도 우수한 파탄 연장을 안정적으로 얻기 위해서는 MnS 등의 미세 석출을 억제하는 것이 유효하다. 보통, MnS 등의 석출물은 1250℃ 정도의 강편의 재가열로 재고체 용융이 일어나, 이후의 열간 압연 중에 미세 석출한다. 따라서 강편의 재가열 온도를 1150℃ 정도로 제어하여 MnS 등의 재고체 용융을 억제할 수 있으면 연성을 개선할 수 있다. 단, 압연 종료 온도를 본 발명의 범위로 하기 위해서는 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에서의 거친 바아 또는 압연재의 가열이 유효한 수단이 된다. 이 경우의 가열 장치는 어떠한 방식이라도 상관없지만, 트랜스버스형(transverse)이면 판 두께 방향으로 균열할 수 있으므로 트랜스버스형이 바람직하다.

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

강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P는 이하와 같이 기술된다. (「철과 강」1991 vo1.77 No.9 페이지 1450 참조)

P(MPa) = 5.64 × P₀ × V/H²

단,

P₀(MPa) : 액압력

V(리터/분) : 노즐 유액량

H(㎝) : 강판 표면과 노즐 간의 거리

유량(L)은 이하와 같이 기술된다.

L(리터/㎠) = V/(W × v)

단,

V(리터/분) : 노즐 유액량

W(㎝) : 노즐당 분사액이 강판 표면에 닿고 있는 폭

v(㎝/분) : 통판 속도

충돌압 P × 유량 L의 상한은 본 발명의 효과를 얻기 위해서는 특별히 정할 필요는 없지만, 노즐 유액량을 증가시키면 노즐의 마모가 심해지는 등의 문제점이 생기기 때문에, 0.02 이하로 하는 것이 바람직하다.

디스케일링에 의해 강판 표면의 최대 높이 Ry가 15 ㎛[15 ㎛Ry, 1(기준 길이 : sampling length) 2.5㎜, ln(평가 길이 : travelling length) 12.5㎜] 이하가 되도록, 표면의 스케일을 제거할 수 있다. 또, 그 후 마무리 압연은 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되는 것을 막기 위해 5초 이내에 하는 것이 바람직하다.

또한, 조압연과 마무리 압연 사이에 시트 바아를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연을 해도 된다. 그때에 거친 바아를 일단 코일 형상으로 감아, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 격납하고, 다시 되감고 나서 접합을 해도 좋다.

마무리 압연은, 상기 성분계에서 바람직한 마이크로 조직분률과 주 상과 제2 상의 경도비를 얻기 위해서는 압연 종료 후에 적절하게 페라이트 변태를 진행시켜 줄 필요가 있으므로 최종단과 그 전단에서의 압하율의 합계가 25％ 이상의 압연을 할 필요가 있다. 최종단의 압하율이 1％ 미만에서는 강판의 평탄도가 열화하고, 15％를 넘으면 페라이트 변태가 지나치게 진행되어 바람직한 폴리고날 페라이트와 제2 상의 입경비가 2.5 이상인 마이크로 조직을 얻을 수 없으므로 최종단의 압하율은 1 내지 15％로 한다. 최종단과 그 전단에서의 합계 압하율의 상한은 특별히 마련하지 않지만 압연 반력의 설비적 제약으로부터 50％ 이하이다.

또한, 마무리 압연 종료 온도(FT)를 Ar₃ 변태점 온도 이상 (Ar₃ 변태점 온도 + 100℃) 이하로 한다. 여기서 Ar₃ 변태점 온도라 함은, 예컨대 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계로 쉽게 나타낸다.

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 나타낸다.

마무리 압연 종료 온도(FT)가 Ar₃ 변태점 온도 미만이면, α + γ의 2상 영역 압연이 될 가능성이 있어 압연 후의 페라이트 알맹이에 가공 조직이 잔류하여 연성이 열화될 우려가 있으므로, Ar₃ 변태점 온도 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연 종료 온도(FT)가 (Ar₃ 변태점 온도 + 100℃)를 넘으면 , 압연 종료 후의 페라이트 변태에 필요한 압연에 의한 변형이 오스테나이트의 재결정에 의해 완화되어 최종적으로 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없으므로, 마무리 압연 종료 온도(FT)는 (Ar₃ 변태점 온도 + 100℃) 이하로 한다.

마무리 압연 종료 후, Ar₃ 변태점 온도 미만 Ar₁ 변태점 온도 이상의 α + γ의 이상 온도 영역에서 1 내지 15초 유지하지만, 이 유지 시간이 1초 미만이면 페라이트-오스테나이트의 2상 분리가 충분히 진행되지 않아, 최종적으로 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 여기서 Ar₁ 변태점 온도라 함은, 예컨대 이하의 계산식에 의해 강 성분과의 관계로 쉽게 나타낸다. 즉

Ar₁ = 830 - 270 × ％C - 90 × ％Mneq

한편, 15초를 넘으면, 펄라이트(pearlite)가 생성되어 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없는 우려가 있을 뿐만 아니라, 통판 속도가 저하되어 생산성을 현저히 저하시키므로, 상기 온도 영역에서의 유지 시간은 1 내지 15초로 한다. 이 유지 온도까지의 냉각은 특별히 정하고 있지 않지만, α + γ의 분리를 촉진하기 위해서는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 상기 온도 영역으로 냉각하는 것이 바람직하다. 다음에 유지 종료 후, 350℃까지 100℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여 350℃ 미만으로 권취하지만, 100℃/sec 미만의 냉각 속도에서는 펄라이트가 생성되어 버려 충분히 경질인 제2 상을 얻을 수 없어 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없으므로, BH성을 충분히 확보할 수 없다. 따라서 냉각 속도는 100℃/sec 이상으로 한다. 냉각 속도의 상한은 특별히 정하는 일없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 열 변형에 의한 판 휨이 염려되므로, 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도는 350℃ 이상에서는, 시효 후라도 항복점 신장을 발생시키지 않고 BH량을 저하시키지 않을 만큼의 가동 전위를 얻기 위한 경도비 1.5 내지 6이 달성되지 않으므로, 권취 온도는 350℃ 미만으로 한정한다. 또한 내시효 열화라는 관점에서는 150℃ 이하가 바람직하다. 또한, 권취 온도의 하한치는 특별히 한정할 필요는 없지만, 코일이 장시간 물에 젖은 상태에 있으면 녹에 의한 외관 불량이 염려되므로, 50℃ 이상이 바람직하다.

열간 압연 공정 종료 후는 필요에 따라서 산 세척하고, 그 후 인라인 또는 오프라인으로 압하율 10％ 이하의 스킨패스(skin-pass) 또는 압하율 40％ 정도까지의 냉간 압연을 해도 상관없다.

또, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의한 연성의 향상을 위해서는0.1％ 이상 2％ 이하의 스킨패스 압연을 하는 것이 바람직하다.

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

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 다시 설명한다.

표2에 나타내는 화학 성분을 갖는 A 내지 K의 강은, 컨버터에서 용융 조제하여, 연속 주조한 후, 직송 또는 재가열하여, 조압연에 이어지는 마무리 압연으로 1.2 내지 5.5 ㎜의 판 두께로 한 후에 권취하였다. 여기에서, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량 ％이다.

제조 조건의 상세를 표3에 나타낸다. 여기서, "거친 바아 가열"은 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 사이 또는/및 마무리 압연 중에서의 거친 바아 또는 압연재의 가열을 나타내고 있고, 이 가열을 행하였는지의 여부를 유무로 표하고 있다. "FT"는 마무리 압연 온도를, "유지 시간"은 Ar₃ 변태점 온도 미만 Ar₁ 변태 온도 이상의 온도 영역에서의 공냉 시간을, "유지 온도 영역 내지 350℃에서의 냉각 속도"는 냉각 시에 유지 온도 영역 내지 350℃의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를, "CT"는 권취 온도를 나타내고 있다. 또, "MT"는 런아웃 테이블 중간 온도계에서의 측정 온도이지만, 본 실시예에서는 "유지 온도 영역 내지 350℃에서의 냉각"에서의 냉각 개시 온도에 상당한다.

표3에 나타낸 바와 같이, 제3 실시예에서는 조압연 후에 충돌압 2.7 MPa, 유량 0.001 리터/㎠의 조건으로 디스케일링을 하였다. 또한 제8 실시예에서는, 아연 도금을 하였다.

이와 같이 하여 얻게 된 얇은 강판을, 발명을 실시하기 위한 최선의 형태에서 서술한 평가 방법과 마찬가지로 하여, 인장 시험과 인공 시효 후 BH 시험에서 평가를 하였다. 또한 마찬가지로 하여 마이크로 조직의 조사, 폴리고날 페라이트 및 제2 상의 평균 입경의 측정 및 경질 제2 상과 주 상인 폴리고날 페라이트와의 경도비의 측정을 행하여, 그 결과를 표3에 나타낸다.

제1 실시예 내지 제12 실시예에서는, 소정량의 강 성분을 함유하여, 그 마이크로 조직이 주 상인 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상을 갖고, 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％이고 경도비가 1.5 내지 6이고 입경비가 1.5 이상이다. 이 제1 실시예 내지 제12 실시예에서는, 인공 시효 후 BH량이 60 MPa를 상회하고 있어, 시효 후 BH성이 우수한 가공용 열연 강판을 얻을 수 있다.

상기 이외의 제1 비교예 내지 제8 비교예에서는, 이하의 이유에 의해 본 발명의 범위 밖이다.

제1 비교예에서는, 최종단의 압하율 및 최종단과 그 전단의 합계 압하율이 본 발명의 청구항 5의 범위 밖이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제2 비교예에서는, 마무리 압연 종료 온도(FT)가 본 발명의 청구항 5의 범위 밖이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제3 비교예에서는, 유지 시간이 본 발명의 청구항 5의 범위 밖이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제4 비교예에서는, 유지 온도 내지 350℃의 온도 영역에서의 냉각 속도와 권취 온도(CT)가 본 발명의 청구항 5의 범위 밖이다. 특히 유지 온도 내지 350℃의 온도 영역에서의 냉각 속도가 100℃/sec 미만이므로 펄라이트가 생성되어 있다. 이와 같이 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제5 비교예에서는, 최종단의 압하율이 본 발명의 청구항 5의 범위 밖이기 때문에, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제6 비교예에서는, 사용한 강편 Y1의 Si의 함유량이 본 발명의 청구항 1의 범위 밖이기 때문에 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없어 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제7 비교예에서는, 사용한 강편 Y2의 N의 함유량이 본 발명의 청구항 1의 범위 밖이기 때문에 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 있지만 시효 열화가 심해 충분한 인공 시효 후 BH량을 얻을 수 없다.

제8 비교예에서는, 사용한 강편 Y3의 C의 함유량 및 Si가 본 발명의 청구항 1의 범위 밖이며, 또한 권취 온도가 본 발명의 청구항 6의 범위 밖이기 때문에 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 마이크로 조직을 얻을 수 없다.

도1은 강판 시료의 경도비를 경질 제2 상의 체적분률로 플롯한 도면이다.

Claims

가공용 열연 강판이며,

질량 ％로,

C = 0.01 내지 0.2％,

Si = 0.01 내지 0.3％,

Mn = 0.1% 이상, (1.5 - Si)% 이하,

P ≤ 0.1％,

S ≤ 0.03％,

Al = 0.001 내지 0.1％,

N ≤ 0.0041％,

잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 함유하고,

그 마이크로 조직이, 주 상인 폴리고날 페라이트와 경질 제2 상인 마르텐사이트 또는 베이나이트로 이루어지고, 경질 제2 상의 체적분률이 3 내지 20％이며, 경도비(경질 제2 상 경도/폴리고날 페라이트 경도)가 1.5 내지 6이며, 입경비(폴리고날 페라이트 입경/경질 제2 상 입경)가 1.5 이상이고, 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 8 ㎛보다도 크고 25 ㎛ 이하이며, 인장 강도가 370 내지 490 MPa이며, 100℃ × 60분의 인공 시효 처리 후에 2％의 인장 예비 변형의 부여와 170℃ × 20분의 열처리를 행한 후의 시효 후 BH량이 60 MPa 이상이고,

질량 ％로, C = 0.01 내지 0.2％, Si = 0.01 내지 0.3％, Mn = 0.1% 이상, (1.5 - Si)% 이하, P ≤ 0.1％, S ≤ 0.03％, Al = 0.001 내지 0.1％, N ≤ 0.0041％, 잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 강편을 조압연함으로써 거친 바아로 하고, 최종단과 그 전단에서의 압하율의 합계가 25％ 이상이며, 또한 최종단의 압하율이 1 내지 15％이며, 또한 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상이고 (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역인 조건으로, 상기 거친 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하고, 압연재를 Ar₃ 변태점 온도 미만 Ar₁ 변태 온도 이상의 온도 영역에서 1 내지 15초 유지하고, 그 후 350℃까지 100℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여 열연 강판으로 하여, 350℃ 미만으로 권취함으로서 제조하고, 마이크로 조직으로 가동 전위가 도입된 것인 가공용 열연 강판.
제1항에 있어서, 또한 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 한 종류 또는 두 종류 이상을 함유하는 가공용 열연 강판.
제1항에 있어서, 또한 질량 ％로,

Ca = 0.0005 내지 0.005％,

REM = 0.0005 내지 0.02％,

중 한 종류 또는 두 종류를 함유하는 가공용 열연 강판.
가공용 열연 강판의 제조 방법이며,

질량 ％로,

C = 0.01 내지 0.2％,

Si = 0.01 내지 0.3％,

Mn = 0.1％이상, (1.5 - Si)％ 이하,

P ≤ 0.1％,

S ≤ 0.03％,

Al = 0.001 내지 0.1％,

N ≤ 0.0041％,

잔량부로서, Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 강편을 조압연함으로써 거친 바아로 하는 공정과,

최종단과 그 전단에서의 압하율의 합계가 25％ 이상이며, 또한 최종단의 압하율이 1 내지 15％이며, 또한 종료 온도가 Ar₃ 변태점 온도 이상이고 (Ar₃ 변태점 온도 + 100 ℃) 이하의 온도 영역인 조건으로, 상기 거친 바아를 마무리 압연하여 압연재로 하는 공정과,

압연재를 Ar₃ 변태점 온도 미만 Ar₁ 변태 온도 이상의 온도 영역에서 1 내지 15초 유지하고, 그 후 350℃까지 100℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하여 열연 강판으로 하여, 350℃ 미만으로 권취하는 공정을 갖는 가공용 열연 강판의 제조 방법.