KR20130012081A - 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
강도와 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 또한 고용 B:0.0005 % 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률이 95 % 초과인 페라이트상을 포함하는 매트릭스와, 상기 페라이트상의 결정립 내에 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물이 미세 석출되고, 그 Ti 탄화물의 체적비가 0.0015 이상 0.007 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상이며, 또한 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판이 된다.
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 또한 고용 B:0.0005 % 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률이 95 % 초과인 페라이트상을 포함하는 매트릭스와, 상기 페라이트상의 결정립 내에 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물이 미세 석출되고, 그 Ti 탄화물의 체적비가 0.0015 이상 0.007 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상이며, 또한 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판이 된다.
Description
본 발명은, 자동차를 비롯한 수송 기계류의 부품, 건축용 강재 등의 구조용 강재에 적합한, 인장 강도 (TS):780 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
지구 환경 보전의 관점에서 CO2 배출량을 삭감하기 위하여, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이, 자동차 업계에 있어서는 항상 중요한 과제로 되어 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 차체의 경량화를 도모하는 데에 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해, 강판을 박육화 (薄肉化) 하는 것이 유효하다.
한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 상당수는, 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해 성형되기 때문에, 자동차 부품용 강판에는 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 갖는 것이 요구된다. 그 때문에, 자동차 부품용 강판에는, 강도와 함께 가공성이 중요시되어, 신장 플랜지성 등의 가공성이 우수한 고강도 강판이 요구되고 있다.
그래서, 강도와 가공성을 겸비한 고강도 강판에 관한 것으로, 현재까지 수많은 연구 개발이 이루어지고 있지만, 일반적으로 철강 재료는 고강도화에 수반하여 가공성이 저하되기 때문에, 강도를 저해하지 않고 고강도 강판에 신장 플랜지성 등의 가공성을 부여하는 것은 용이하지 않다. 예를 들어, 강판 조직을, 연질의 페라이트에 마텐자이트 등의 경질의 저온 변태상을 분산시킨 복합 조직으로 함으로써, 연성이 우수한 고강도 강판으로 하는 기술이 알려져 있다. 이러한 기술은, 페라이트에 분산시키는 마텐자이트량을 적정화함으로써, 고강도와 고연성의 양립을 도모하고자 하는 것이다. 그러나, 이와 같은 복합 조직을 갖는 강판에서는, 타발부를 확장시키는, 이른바 신장 플랜지 성형을 실시하면, 연질의 페라이트와 마텐자이트 등의 경질의 저온 변태상의 계면으로부터 균열이 발생하여 깨지기 쉽다는 문제를 볼 수 있다. 즉, 연질의 페라이트와 마텐자이트 등의 경질의 저온 변태상으로 이루어지는 복합 조직 고강도 강판에서는, 충분한 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다.
또, 특허문헌 1 에는, 중량% 로, C:0.03~0.20 %, Si:0.2~2.0 %, Mn:2.5 % 이하, P:0.08 % 이하, S:0.005 % 이하를 함유하고, 강판 조직을, 주로 베이나이틱·페라이트로 이루어지는 조직, 혹은 페라이트와 베이나이틱·페라이트로 이루어지는 조직으로 함으로써, 인장 강도:500 N/㎟ 이상의 고강도 열연 강판의 신장 플랜지성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 이러한 기술에 의하면, 라스상 조직을 갖고, 또한 탄화물이 생성되지 않은 전위 밀도가 높은 베이나이틱·페라이트 조직을 강 중에 생성시킴으로써, 고강도재에 높은 신장 플랜지성을 부여할 수 있다고 되어 있다. 또, 베이나이틱·페라이트 조직과 함께, 전위가 적고 고연성 또한 신장 플랜지성이 양호한 페라이트 조직이 생성되면, 강도 및 신장 플랜지성이 함께 양호해진다고 되어 있다.
한편, 신장 플랜지성에만 주목한 것은 아니지만, 특허문헌 2 에는, wt% 로, C:0.01~0.10 %, Si:1.5 % 이하, Mn:1.0 % 초과~2.5 %, P:0.15 % 이하, S:0.008 % 이하, Al:0.01~0.08 %, B:0.0005~0.0030 %, Ti, Nb 의 1 종 또는 2 종의 합계:0.10~0.60 % 를 함유하는 조성으로 하고, 페라이트량이 면적률로 95 % 이상이고, 또한 페라이트의 평균 결정립 직경이 2.0~10.0 ㎛ 이며, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 함유하지 않는 조직으로 함으로써, 인장 강도 (TS) 가 490 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판의 피로 강도와 신장 플랜지성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다.
또, 특허문헌 3 에는, 중량비로 C:0.05~0.15 %, Si:1.50 % 이하, Mn:0.70~2.50 %, Ni:0.25~1.5 %, Ti:0.12~0.30 %, B:0.0005~0.0030 %, P:0.020 % 이하, S:0.010 % 이하, sol.Al:0.010~0.10 %, N:0.0050 % 이하를 함유하는 조성으로 하고, 페라이트 결정립의 입경을 10 ㎛ 이하로 하고, 또한 10 ㎚ 이하의 크기의 TiC 와 10 ㎛ 이하의 크기의 철 탄화물을 석출시킴으로써, 열연 강판의 굽힘 가공성 및 용접성을 확보함과 함께, 그 인장 강도 (TS) 를 950 N/㎟ (950 ㎫) 이상으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 이러한 기술에 의하면, 페라이트 결정립 및 TiC 를 미세화하는 것, 그리고, Mn 함유량을 0.70 % 이상으로 함으로써, 강판 강도가 향상됨과 함께 굽힘 가공성이 향상된다고 되어 있다.
또, 특허문헌 4 에는, 중량% 로, C:0.02~0.10 %, Si 2.0 %, Mn:0.5~2.0 %, P≤0.08 %, S≤0.006 %, N≤0.005 %, Al:0.01~0.1 % 를 함유하고, Ti:0.06~0.3 % 이고, 또한, 0.50<(Ti-3.43N-1.5S)/4C 가 되는 양의 Ti 를 함유하는 조성으로 하고, 저온 변태 생성물 및 펄라이트의 면적 비율이 15 % 이하이고, 또한 폴리고날페라이트 중에 TiC 가 분산된 조직으로 함으로써, 우수한 신장 플랜지성을 가짐과 함께, 인장 강도 (TS) 가 70 kgf/㎟ (686 ㎫) 이상인 열연 강판으로 하는 기술이 제안되어 있다. 또, 이러한 기술에 의하면, 강판 조직의 대부분을 고용 C 가 적은 폴리고날페라이트로 하고, TiC 의 석출 강화와, Mn (함유량:0.5 % 이상) 과 P 의 고용 강화에 의해, 인장 강도 (TS) 가 향상됨과 함께 우수한 신장 플랜지성이 얻어진다고 되어 있다.
또, 특허문헌 5 에는, 페라이트 단상 조직의 매트릭스와, 그 매트릭스 중에 분산된 입경이 10 ㎚ 미만인 미세 석출물로 실질적으로 이루어지고, 550 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 프레스 성형성이 우수한 박강판이 제안되어 있다. 이러한 기술에서는, 중량% 로, C<0.10 %, Ti:0.03~0.10 %, Mo:0.05~0.6 % 를 함유하고, Fe 를 주성분으로 하는 조성으로 하는 것이 바람직하다고 하여, 이로써, 고강도이면서 구멍 확장률 및 전체 신장 모두가 양호한 박강판이 된다고 되어 있다. 또한 Si:0.04~0.08 %, Mn:1.59~1.67 % 를 함유한 예가 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 페라이트 함유량이 많아지면, 더나은 고강도화를 기대할 수 없다. 또, 고강도화를 위해서 페라이트 대신에 경질의 제 2 상을 추가한 복합 조직으로 하면, 상기 페라이트-마텐자이트 복합 조직 강판과 마찬가지로, 신장 플랜지 성형시에 베이나이틱·페라이트와 경질의 제 2 상의 계면으로부터 균열이 생겨 깨지기 쉬워, 신장 플랜지성이 저하된다는 문제를 볼 수 있다.
또, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에서는, 결정립을 미세화함으로써 강판의 신장 플랜지성을 향상시키고 있지만, 얻어지는 강판의 인장 강도 (TS) 는 겨우 680 ㎫ 정도로 (특허문헌 1 의 실시예 참조), 더나은 고강도화를 기대할 수 없다는 문제가 있다.
또, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 강판의 굽힘 가공성에 대해 검토되고 있지만, 강판의 신장 플랜지성에 대해 검토되고 있지 않다. 굽힘 가공과 구멍 확장 가공 (신장 플랜지 성형) 은 가공 모드가 상이하고, 굽힘 가공성과 신장 플랜지성에서는, 강판에 요구되는 성질이 상이하므로, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판이, 반드시 양호한 신장 플랜지성을 갖는다고는 할 수 없다는 문제가 있다.
또, 특허문헌 4 에서 제안된 기술에서는, 고강도화를 위해서 Mn 나아가서는 Si 를 다량으로 함유시키고 있고, 안정적으로 폴리고날페라이트 주체의 조직을 얻기 어렵고, 또, 주조시에 현저한 편석이 발생하기 때문에, 가공시에 그 편석을 따른 균열이 생기기 쉬워, 신장 플랜지성이 열화되는 경향을 볼 수 있다는 문제가 있다.
또, 특허문헌 5 에서 제안된 기술에 있어서도, Mn 을 1.59~1.67 % 함유한 예가 개시되어 있는 점에서, Mn 의 편석에 의한 가공시의 균열이 생기기 쉽고, 이러한 기술에 의해서도, 우수한 신장 플랜지 가공성을 안정적으로 확보하기 어렵다는 문제가 있다.
이상과 같이, 강판 조직을 복합 조직으로 하는 것은, 신장 플랜지성의 관점에서는 바람직하지 않다. 또, 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하면 신장 플랜지성은 개선되지만, 종래의 페라이트 단상 조직 강판에서는, 우수한 신장 플랜지성을 유지한 채 고강도를 확보하는 것이 곤란하였다.
본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 인장 강도 (TS):780 ㎫ 이상이고 또한 우수한 신장 플랜지성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위하여, 본 발명자들은, 페라이트 단상 조직인 열연 강판의 고강도화와 신장 플랜지성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 종래, 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 매우 유효하다고 여겨져, 고강도 열연 강판에 적극적으로 함유시키고 있던 Mn 및 Si 가 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 것을 지견하였다.
그래서, 본 발명자들은, Mn 및 Si 를 많이 함유하는 (열연) 강판에 대해 조직 관찰을 실시한 결과, 그 판 두께 중앙부에 Mn 의 농도의 불안정 (Mn 의 편석에 의한 이질의 조직이나 펄라이트) 이 존재하고 있는 것을 확인하고, 이 이질의 조직이 신장 플랜지성에 악영향을 미치고 있는 것을 지견하였다. 그리고, (열연) 강판의 조성에 관해, Mn 함유량 및 Si 함유량을 소정량 이하로 억제함으로써, 상기 이질의 조직을 억제 가능한 것을 지견하였다. 또, B 를 적극적으로 첨가함으로써, 오스테나이트 (γ)-페라이트 (α) 변태가 저온측에 지체되어, 상기한 이질의 조직이나 펄라이트의 형성을 용이하게 억제하는 것이 가능해지는 것을 아울러 지견하였다.
한편, 고용 강화 원소인 Mn 함유량 및 Si 함유량의 억제에 수반하는 강판 강도의 저감화는 피할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, Mn 및 Si 에 의한 고용 강화를 대신하는 강화 기구로서, Ti 탄화물에 의한 석출 강화의 적용을 시도하였다. 강판에 Ti 탄화물을 미세 석출시킴으로써, 강판 강도의 대폭적인 향상 효과를 기대할 수 있다. 그러나, Ti 탄화물은 조대화 (粗大化) 되기 쉬워, 강판 중에 Ti 탄화물을 미세한 상태로 석출시키고, 미세한 채로 유지하는 것이 곤란하여, 충분한 강도 향상 효과는 얻어지지 않았다.
그래서, 본 발명자들은 더욱 검토를 진행시켜, 강판 중에 Ti 탄화물을 미세한 상태로 석출시키는 수단을 모색하였다. 그 결과, Ti 탄화물의 조대화 억제에는, 고용 B 가 유효하게 작용하는 것을 새롭게 지견하였다. 고용된 B 는, Ti 탄화물의 주위에 편석되어, Ti 탄화물의 조대화를 억제하고, Ti 탄화물을 미세화한다. 즉, 강판 중에 소망량의 고용 B 를 함유시킴으로써 Ti 의 확산이 억제되어, Ti 탄화물의 미세화가 가능해져, Ti 탄화물에 의한 석출 강화가 Mn 및 Si 에 의한 고용 강화를 대신하는 유효한 강화 기구로서 기능하는 것을 알아내었다.
또한, (열연) 강판의 판 두께 중앙부 근방에 존재하는 Mn 편석이 원인인 이질의 조직이, 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 이유는 반드시 명확한 것은 아니지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다. 구멍을 타발하고, 더욱 구멍을 확장시키는 신장 플랜지 성형을 실시한 경우, 중앙부에 이질 조직이 존재하면, 그 주변에서 초기 균열을 형성하기 쉽고, 그 후의 가공 (구멍 확장 가공) 에 의해 판 두께 방향으로 진전되는 균열이 되어, 구멍 확장률이 저하될 것으로 추측된다.
본 발명은 상기의 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
(1) 질량% 로,
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 또한 고용 B:0.0005 % 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률이 95 % 초과인 페라이트상을 포함하는 매트릭스와, 상기 페라이트상의 결정립 내에 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물이 미세 석출되고, 그 Ti 탄화물의 체적비가 0.0015 이상 0.007 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판.
(2) (1) 에 있어서, 강판 표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, REM, Zr, Nb, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn, Cs 중의 1 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
(4) 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 할 때에,
상기 강 소재를, 질량% 로,
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,
상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상으로 하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하고, 상기 권취 온도를 550 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
(5) (4) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, REM, Zr, Nb, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn, Cs 중의 1 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
(6) (4) 또는 (5) 에 있어서, 상기 열연 강판에, 추가로 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
(7) (6) 에 있어서, 상기 열연 강판에, 상기 도금 처리에 이어서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 자동차를 비롯한 수송 기계류의 부품, 건축용 강재 등의 구조용 강재에 적합한, 인장 강도 (TS):780 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 신장 플랜지성을 겸비한 고강도 열연 강판을 얻을 수 있고, 고강도 열연 강판의 추가적인 용도 전개가 가능해져, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.
도 1 은 Ti 탄화물의 석출 형상을 모식적으로 나타내는 도면이다.
이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.
본 발명의 열연 강판은, 실질적으로 페라이트 단상 조직으로 하고, 또한, 강판 중의 Mn 함유량 및 Si 함유량의 저감화를 통해서 판 두께 중앙부의 Mn 편석, 혹은 추가로 Si 편석을 경감시켜 무해화함으로써, 강판의 신장 플랜지성 향상을 도모하는 것을 특징으로 한다. 또, 본 발명의 열연 강판은, 소망량의 미세 Ti 탄화물을 석출시키고, 추가로 고용 B 를 Ti 탄화물의 주위에 편석시켜 미세 Ti 탄화물의 성장, 조대화를 억제함으로써, 강판의 고강도화를 도모하는 것을 특징으로 한다.
먼저, 본 발명 강판의 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.
본 발명의 열연 강판은, 면적률이 95 % 초과인 페라이트상을 함유하는 매트릭스와, 상기 페라이트상의 결정립 내에 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물이 미세 석출되고, 그 Ti 탄화물의 체적비가 0.0015 이상 0.007 이하인 조직을 갖는다.
페라이트상:면적률로 95 % 초과
본 발명에 있어서는, 열연 강판의 신장 플랜지성을 확보하는 데에 있어서 페라이트상의 형성이 필수가 된다. 열연 강판의 연성 및 신장 플랜지성의 향상에는, 열연 강판의 매트릭스 조직을, 전위 밀도가 낮은 연성이 우수한 페라이트상으로 하는 것이 유효하다. 특히, 신장 플랜지성의 향상에는, 열연 강판의 매트릭스 조직을 페라이트 단상으로 하는 것이 바람직하지만, 완전한 페라이트 단상이 아닌 경우에도, 실질적으로 페라이트 단상, 즉, 매트릭스 조직 전체에 대한 면적률로 95 % 초과가 페라이트상이면, 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 따라서, 페라이트상의 면적률은 95 % 초과로 한다. 바람직하게는 97 % 이상이다.
본 발명의 열연 강판에 있어서, 매트릭스에 함유될 수 있는 페라이트상 이외의 조직으로는, 세멘타이트, 펄라이트, 베이나이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상 등을 들 수 있다. 이들 조직이 매트릭스 중에 존재하면 신장 플랜지성이 저하되지만, 이들 조직은 매트릭스 조직 전체에 대한 합계 면적률이 5 % 미만이면 허용된다. 바람직하게는 3 % 이하이다.
Ti 탄화물
상기와 같이, 본 발명의 열연 강판에서는, 신장 플랜지성에 악영향을 미치는 판 두께 중앙부의 Mn 편석, 또한 Si 편석을 억제할 목적에서, 고용 강화 원소인 Mn, Si 함유량을 저감시키기 위해, 고용 강화에 의한 강판 강도의 향상화는 기대할 수 없다. 그래서, 본 발명의 열연 강판에서는, 강도를 확보하는 데에 있어서 페라이트상의 결정립 내에 Ti 탄화물을 미세 석출시키는 것이 필수가 된다.
Ti 탄화물의 평균 입자경: 10 ㎚ 미만
열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 를 부여하는 데에 있어서는 Ti 탄화물의 평균 입자경은 매우 중요하고, 본 발명에 있어서는 Ti 탄화물의 평균 입자경을 10 ㎚ 미만으로 한다. 상기 페라이트상의 결정립 내에 Ti 탄화물이 미세 석출되면, Ti 탄화물이, 강판에 변형이 가해졌을 때에 발생하는 전위의 이동에 대한 저항으로서 작용함으로써 열연 강판이 강화된다. 그러나, Ti 탄화물의 조대화에 수반하여 Ti 탄화물에 의한 석출 강화능은 저하되어, Ti 탄화물의 평균 입자경이 10 ㎚ 이상이 되면, 고용 강화 원소인 Mn, Si 함유량의 저감화에서 기인하는 강판 강도의 저하량을 보충하기에 충분한 강판 강화능이 얻어지지 않는다. 따라서, Ti 탄화물의 평균 입자경은 10 ㎚ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 6 ㎚ 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서의 Ti 탄화물의 형상은, 도 1 에 모식적으로 나타내는 바와 같은, 대략 디스크상 (원반상) 인 것을 확인하고 있다. 본 발명에 있어서 Ti 탄화물의 평균 입자경 ddef 는, 관찰되는 대략 디스크상 석출물의 최대 직경 d (디스크 상하면에서의 가장 큰 부분의 직경) 와, 디스크 상하면에 직교하는 방향에 있어서의 대략 디스크상 석출물의 직경 (두께) t 의 산술 평균값, ddef=(d+t)/2 로 정의 (측정) 된다.
Ti 탄화물의 체적비: 0.0015 이상 0.007 이하
열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 를 부여하는 데에 있어서는 Ti 탄화물의 분산 석출 상태도 매우 중요하고, 본 발명에 있어서는, 상기 페라이트상의 결정립 내에, 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물을, 강판 조직 전체에 대한 체적비로 0.0015 이상 0.007 이하, 즉, 0.15 % 이상 0.7 % 이하, 가 되도록 미세 석출시킨다. 상기 체적비가 0.0015 미만에서는, 비록 Ti 탄화물의 평균 입자경이 10 ㎚ 미만이라도, 석출 물량이 적기 때문에 열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 를 부여할 수 없다. 한편, 상기 체적비가 0.007 을 초과하면, 강판 강도가 지나치게 높아져 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 상기 체적비는 0.0015 이상 0.007 이하로 한다. 바람직하게는 0.002 이상 0.005 이하이고, 보다 바람직하게는 0.003 이상 0.005 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서의 미세 Ti 탄화물의 석출 형태는, 열상 (列狀) 으로 관찰되는 경우가 있다. 그러나, 각 열상 석출물의 열을 포함하는 평면 내에서는, 랜덤하게 석출되고 있고, 실제로 투과형 전자 현미경으로 관찰해도, 석출물이 열상으로 관찰되지 않는 경우가 많다.
다음으로, 본 발명 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 % 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량% 를 의미하는 것으로 한다.
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하,
C 는, 강판 중에서 Ti 탄화물을 형성하고, 열연 강판을 강화하는 데에 있어서 필수의 원소이다. C 함유량이 0.035 % 이하이면 원하는 체적비의 Ti 탄화물을 확보할 수 없어, 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없게 된다. 한편, C 함유량이 0.055 % 를 초과하면, 인장 강도가 지나치게 높아져 연성 (신장) 이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.035 % 초과 0.055 % 이하로 한다. 바람직하게는, 0.04 % 이상 0.05 % 이하이다.
Si:0.2 % 이하
Si 는, 연성 (신장) 저하를 초래하지 않고 강판 강도를 향상시키는 유효한 원소로서, 통상, 고강도 강판에 적극적으로 함유되어 있다. 그러나, Si 는, 본 발명의 열연 강판에 있어서 회피해야 할 판 두께 중앙부의 Mn 편석을 조장함과 함께, Si 자체도 편석되는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 Mn 편석을 억제하고, 또 Si 의 편석을 억제할 목적에서, Si 함유량을 0.2 % 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.1 % 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05 % 이하이다.
Mn:0.35 % 이하
Mn 은, 고용 강화 원소로, Si 와 마찬가지로, 통상적인 고강도 강판에는 적극적으로 함유되어 있다. 그러나, 강판에 Mn 을 적극적으로 함유시키면, 판 두께 중앙부의 Mn 편석은 피할 수 없어, 강판의 신장 플랜지성이 열화되는 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 Mn 편석을 억제할 목적에서, Mn 함유량을 0.35 % 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.3 % 이하이고, 보다 바람직하게는 0.25 % 이하이다.
P:0.03 % 이하
P 는, 입계에 편석되어 신장을 저하시켜, 가공시에 균열을 유발하는 유해한 원소이다. 따라서, P 함유량은 0.03 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.020 % 이하, 더욱 바람직하게는 0.010 % 이하이다.
S:0.03 % 이하
S 는, 강 중에 MnS 나 TiS 로서 존재하여 열연 강판의 타발 가공시에 보이드의 발생을 조장하여, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 그 때문에, 본 발명에서는 S 를 최대한 저감시키는 것이 바람직하여, 0.03 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.01 % 이하, 더욱 바람직하게는 0.003 % 이하이다.
Al:0.1 % 이하
Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하지만, Al 이 0.1 % 를 초과하면, 강판 중에 Al 산화물로서 잔존하고, 그 Al 산화물이 응집 조대화되기 쉬워져, 신장 플랜지성을 열화시키는 요인이 된다. 따라서, Al 함유량은 0.1 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.065 % 이하이다.
N:0.01 % 이하
N 은, 본 발명에 있어서는 유해한 원소로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. N 은 Ti 와 결합하여 TiN 을 형성하지만, N 함유량이 0.01 % 를 초과하면, 형성되는 TiN 량이 많아지는 것에서 기인하여 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.01 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.006 % 이하이다.
Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하
Ti 는, Ti 탄화물을 형성하여 강판의 고강도화를 도모하는 데에 있어서 필요 불가결한 원소이다. 또, N 과 결합하여 TiN 을 형성함으로써 BN 의 석출을 억제하고, 후술하는 고용 B 를 확보하는 데에 중요한 원소이기도 하다. Ti 함유량이 0.08 % 미만에서는, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, Ti 함유량이 0.25 % 를 초과하면, Ti 탄화물이 조대화되는 경향을 볼 수 있어, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Ti 함유량은 0.08 % 이상 0.25 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.15 % 이상 0.20 % 이하이다.
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
B 는, 고용 상태에서 강판 중에 존재함으로써, Ti 탄화물의 조대화를 억제하는 원소이다. B 함유량이 0.0005 % 미만에서는, 후술하는 원하는 고용 B 량을 확보할 수 없다. 한편, B 함유량이 0.0035 % 를 초과하면, 강이 퀀칭되기 쉬워져, 강판의 매트릭스를 실질적으로 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, B 함유량은 0.0005 % 이상 0.0035 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010 % 이상 0.0025 % 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0010 % 이상 0.0020 % 이하이다.
고용 B :0.0005 % 이상
고용 B 는, Ti 탄화물의 조대화를 억제하여 열연 강판의 고강도화하는 데에 있어서 매우 중요하다. 또한, 고용 B 가 Ti 탄화물의 조대화를 억제하는 이유는 반드시 명확한 것은 아니지만, 고용 B 는 Ti 탄화물과 매트릭스의 비정합 계면에 편석되기 쉬워, 고용 B 가 Ti 탄화물의 주위에 편석됨으로써, Ti 탄화물의 조대화가 억제되는 것으로 추측된다. 고용 B 가 0.0005 % 미만에서는, Ti 탄화물의 조대화를 억제하는 효과가 충분히 얻어지지 않아, 강판 중의 Ti 탄화물을 원하는 평균 입자경 (10 ㎚ 미만) 으로 미세 석출시켜 원하는 강도 (인장 강도:780 ㎫ 이상) 로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 고용 B 는 0.0005 % 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.0010 % 이상이다. 또한, 매트릭스를 실질적으로 페라이트 단상으로 하여, 더욱 페라이트의 연성을 열화시키지 않는다는 관점에서는, 고용 B 를 0.0025 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0020 % 이하이다.
본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 불가피적 불순물로는, Sb, Cu, Ni, 나아가서는, As, Sn, PB 를 들 수 있지만, 이들의 합계 함유량이 0.2 % 이하이면, 상기한 본 발명의 효과에 영향을 미칠 경우는 없다. 또, Nb, V 및 Mo 나아가서는 W, Zr, Ta, Cr, Co, Se, Zn 혹은 Ca, REM, Mg, Cs 가 함유되는 경우도 생각할 수 있지만, 상기한 원소 중 1 종 이상의 합계 함유량이 1.0 % 이하이면, 상기한 본 발명의 효과에 영향을 미치는 경우는 없다.
또, 강판에 내식성을 부여할 목적에서 본 발명 강판의 표면에 도금층을 형성해도, 상기한 본 발명의 효과를 저해하는 경우는 없다. 또한, 본 발명에 있어서 강판 표면에 형성하는 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 전기 도금, 용융 도금 등 어느 것이어도 상관없다. 또, 용융 도금으로는, 예를 들어 용융 아연 도금을 들 수 있다. 또한, 도금 후에 합금화 처리를 실시한 합금화 용융 아연 도금으로 해도 된다.
다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 발명은, 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 한다. 이 때, 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상으로 하고, 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하며, 권취 온도를 550 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 하는 것을 특징으로 한다. 또한, 마무리 압연 후의 냉각에서는, 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 생산성 등의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다. 본 발명의 효과는, 연속 주조법으로 슬래브 (강 소재) 로 함으로써 현저해진다.
상기와 같이 얻어진 강 소재에, 조압연 및 마무리 압연을 실시하는데, 본 발명에 있어서는, 조압연에 앞서, 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열한다. 조압연 전의 강 소재가 오스테나이트 단상역까지 가열되어 있지 않으면 강 소재 중에 존재하는 Ti 탄화물의 재용해가 진행되지 않아, 압연 후에 Ti 탄화물의 미세 석출이 달성되지 않는다. 따라서, 조압연에 앞서, 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열한다. 바람직하게는, 1100 ℃ 이상으로 가열한다. 단, 강 소재의 가열 온도가 과잉으로 높아지면, 표면이 과잉으로 산화되어 TiO2 가 생겨 Ti 가 소비되고, 강판으로 한 경우에 표면 근방의 경도의 저하가 잘 발생하게 되기 때문에, 상기 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강 소재에 열간 압연을 실시할 때에, 주조 후의 강 소재 (슬래브) 가 오스테나이트 단상역의 온도로 되어 있는 경우에는, 강 소재를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.
마무리 압연 온도:850 ℃ 이상
마무리 압연 온도의 적정화는, 열연 강판의 신장 플랜지성을 확보하는 데에 중요해진다. 마무리 압연 온도가 850 ℃ 미만이면, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 판 두께 중앙부의, Mn 이 편석된 위치에 밴드상의 조직이 형성되기 쉬워져, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 880 ℃ 이상이다. 또한, 표면의 2 차 스케일에 의한 흠집이나 거칠어짐을 방지한다는 관점에서는, 마무리 압연 온도를 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
평균 냉각 속도:10 ℃/s 이상
상기 서술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는, Ti 탄화물의 주위에 고용 B 를 편석시켜 Ti 탄화물의 조대화를 억제하여, 원하는 평균 입자경 (10 ㎚ 미만) 으로 한다. 여기서, Ti 탄화물은, 상기 마무리 압연 종료 후, 강 조직이 오스테나이트로부터 페라이트로 변태된 후에 석출되지만, 이 오스테나이트-페라이트 변태점 (Ar3 변태점) 이 680 ℃ 를 초과하면, Ti 탄화물이 크게 성장하기 쉬워, Ti 탄화물이 미세한 사이에, Ti 탄화물의 주위에 고용 B 를 편석시키는 것이 곤란해진다. 그래서, 본 발명에서는, 오스테나이트-페라이트 변태점 (Ar3 변태점) 을 680 ℃ 이하로 할 목적에서, 마무리 압연 종료 후, 850 ℃ 이상의 온도로부터 680 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 30 ℃/s 이상이다.
또한, 오스테나이트-페라이트 변태점 (Ar3 변태점) 이 680 ℃ 를 초과하면 Ti 탄화물의 주위에 고용 B 를 편석시키는 것이 곤란해지는 이유는, 조대한 Ti 탄화물의 주위에 변형이 생겨, B 가 Ti 탄화물에 근접하지 않게 되기 (확산될 수 없게 되기) 때문인 것으로 추측된다.
한편, 오스테나이트-페라이트 변태점 (Ar3 변태점) 을 680 ℃ 이하로 함으로써, Ti 탄화물의 상하면이 매트릭스와 정합하여, Ti 탄화물의 주위에 B 가 확산되어, Ti 탄화물의 주위에 고용 B 가 편석되는 것으로 추측된다.
권취 온도 : 550 ℃ 이상 680 ℃ 이하
권취 온도 적정화는, 상기의 오스테나이트-페라이트 변태점 (Ar3 변태점) 을 680 ℃ 이하로 하고, 또한, 열연 강판을 원하는 매트릭스 조직 (페라이트상의 면적률:95 % 초과) 으로 하는 데에 있어서 중요하다. 권취 온도 550 ℃ 미만이면, 베이나이트·페라이트나 베이나이트가 생기기 쉬워져, 매트릭스를 실질적으로 페라이트 단상 조직으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, 권취 온도 680 ℃ 를 초과하면, 상기와 같이 Ti 탄화물의 주위에 고용 B 를 편석시키는 것이 곤란해져 조대한 Ti 탄화물이 생기기 쉬워지고, 또, 펄라이트도 생기기 쉬워져, 강판 강도가 저하된다. 따라서, 권취 온도 550 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는, 580 ℃ 이상 650 ℃ 이하이다.
이상과 같이, 본 발명에서는, 마무리 압연에 계속되는 냉각 후, 680 ℃ 이하의 온도역에서 오스테나이트-페라이트 변태가 발생하도록 한다. 그 때문에, 권취 온도 근방에서 오스테나이트-페라이트 변태가 발생하기 쉬워, 권취 온도 오스테나이트-페라이트 변태 온도는 거의 일치하는 경향이 있다.
또한, 마무리 압연 종료 후, 680~550 ℃ 의 온도 범위에 60 s 이상 유지하면, 상기 고용 B 의 편석이 보다 더 촉진되므로 바람직하다.
또, 본 발명에 있어서는, 이상과 같이 하여 제조된 열연 강판에 대해, 도금 처리, 예를 들어 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써, 강판 표면에 도금층을 형성해도 된다. 또, 용융 아연 도금 처리 후, 합금화 처리를 실시함으로써, 강판 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 형성해도 된다.
실시예
표 1 에 나타내는 조성의 용강을 통상 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 두께 300 ㎜ 의 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를, 표 2 에 나타내는 온도로 가열하여 조압연하고, 표 2 에 나타내는 마무리 압연 온도로 하는 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 850 ℃ 의 온도로부터 680 ℃ 까지의 온도역을, 표 2 의 평균 냉각 속도로 냉각시켜, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 판 두께:2.3 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 또한, 강 No.22 를 제외하고, 권취까지의 냉각 중에 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태는 발생하지 않은 것을 별도 확인하고 있다.
계속해서, 상기에 의해 얻어진 열연 강판을 산세하여 표층 스케일을 제거한 후, 일부의 열연 강판 (강 No.6, 7) 에 대해서는 480 ℃ 의 아연 도금욕 (0.1 % Al-Zn) 중에 침지시키고, 부착량 45 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 형성하여 용융 아연 도금 강판으로 하였다. 또, 추가로 일부의 열연 강판 (강 No.8, 9, 10) 에 대해서는, 상기와 마찬가지로 용융 아연 도금층을 형성한 후, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.
[표 1]
[표 1 이어서]
[표 2]
[표 2 이어서]
상기에 의해 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확장 시험을 실시하여, 페라이트상의 면적률, 페라이트상 이외의 조직의 종류 및 면적률, Ti 탄화물의 평균 입자경 및 체적비, 고용 B 량, 인장 강도, 신장, 구멍 확장률 (신장 플랜지성) 을 구하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.
(i) 조직 관찰
얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 시험편의 압연 방향과 평행한 단면 (L 단면) 을 연마하여, 나이탈로 부식시킨 후, 광학 현미경 (배율:400 배) 및 주사형 전자 현미경 (배율:5000 배) 으로 촬영한 조직 사진을 이용하여 화상 해석 장치에 의해 페라이트상, 페라이트상 이외의 조직의 종류, 및 그 면적률을 구하였다.
또, 열연 강판으로부터 제조한 박막을 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하여, Ti 탄화물의 평균 입자경과 체적비를 구하였다.
Ti 탄화물의 평균 입자경은, 투과형 전자 현미경 (배율:340000 배) 으로 촬영한 사진을 이용하여, 5 시야 합계로 100 개의 Ti 탄화물에 대해, 그 최대 직경 d (디스크 상하면에서의 가장 큰 부분의 직경) 와, 디스크 상하면에 직교하는 방향에 있어서의 디스크상 석출물의 직경 (두께) t 를 측정하여, 상기한 산술 평균값 (평균 입경 ddef) 으로서 구하였다.
Ti 탄화물의 체적비는, AA 계 전해액 (아세틸아세톤테트라메틸암모늄클로라이드의 에탄올 용액) 을 전해액으로서 이용하여, 추출 잔류물 분석에 의해 Ti 탄화물의 중량을 구하고, 이것을 Ti 탄화물의 밀도로 나눔으로써 Ti 탄화물의 체적을 구하였다. 또한, Ti 탄화물의 밀도로는, TiC 의 밀도를 사용하였다. 계속해서, 구해진 Ti 탄화물의 체적을, 상기 추출 잔류물 분석에서 용해시킨 매트릭스의 체적으로 나눔으로써 산출하였다.
또, 고용 B 량은, 브롬메탄올 용액에 시험편을 용해시키고, 산화물과 질화물을 여과하여 추출하고, 정량 분석하여 그 값을 전체 B 량으로부터 뺌으로써 구하였다.
(ii) 인장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 대해 직각 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS), 신장 (EL) 을 측정하였다.
(iii) 구멍 확장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 (크기:130 ㎜×130 ㎜) 을 채취하고, 그 시험편에 초기 직경 d0:10 ㎜φ 의 구멍을 타발 가공 (클리어런스:시험편 판 두께의 12.5 %) 에 의해 형성하였다. 이들 시험편을 이용하여, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 즉, 그 구멍에 펀치측으로부터 꼭지각:60°의 원추 펀치를 삽입하여, 그 구멍을 확대하여, 균열이 강판 (시험편) 을 관통했을 때의 구멍의 직경 d 를 측정하고, 다음 식에 의해 구멍 확장률 λ (%) 을 산출하였다.
구멍 확장률 λ(%)={(d-d0)/d0}×100
얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.
본 발명예는 모두, 인장 강도 TS:780 ㎫ 이상의 고강도와, 신장 EL:20 % 이상이고 또한, 구멍 확장률 λ:100 % 이상인 우수한 가공성을 겸비한 열연 강판이 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 소정의 고강도가 확보되어 있지 않거나, 충분한 구멍 확장률 λ 가 확보되어 있지 않다.
[표 3]
[표 3 이어서]
Claims (7)
- 질량% 로,
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 또한 고용 B:0.0005 % 이상이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률이 95 % 초과인 페라이트상을 포함하는 매트릭스와, 상기 페라이트상의 결정립 내에 평균 입자경이 10 ㎚ 미만인 Ti 탄화물이 미세 석출되고, 그 Ti 탄화물의 체적비가 0.0015 이상 0.007 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판. - 제 1 항에 있어서,
강판 표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, REM, Zr, Nb, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn, Cs 중의 1 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판. - 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열하고, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고 권취하여 열연 강판으로 할 때에,
상기 강 소재를, 질량% 로,
C:0.035 % 초과 0.055 % 이하, Si:0.2 % 이하,
Mn:0.35 % 이하, P:0.03 % 이하,
S:0.03 % 이하, Al:0.1 % 이하,
N:0.01 % 이하, Ti:0.08 % 이상 0.25 % 이하,
B:0.0005 % 이상 0.0035 % 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고,
상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상으로 하고, 상기 냉각의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하고, 상기 권취 온도를 550 ℃ 이상 680 ℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법. - 제 4 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량% 로, REM, Zr, Nb, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, Mg, Ca, Co, Se, Zn, Cs 중의 1 종 이상을 합계로 1.0 % 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법. - 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
상기 열연 강판에, 추가로 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 열연 강판에, 상기 도금 처리에 이어서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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