KR20130080038A

KR20130080038A - 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130080038A
Application number: KR1020137009196A
Authority: KR
Inventors: 가츠미 나카지마; 하야토 사이토; 요시마사 후나카와; 노리아키 모리야스; 다카유키 무라타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-09-17
Filing date: 2011-09-15
Publication date: 2013-07-11
Also published as: CN103108973B; EP2617851A1; US20140007993A1; JP2012062562A; EP2617851B1; WO2012036308A1; EP2617851A4; JP5724267B2; KR101528084B1; CN103108973A

Abstract

타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공한다. C : 0.050 ∼ 0.15 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.0030 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하는 조성을 가지며, 면적률로 95 ％ 초과의 베이나이트상을 갖는 조직으로 한다. 그리고 또한, 표면으로부터 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 베이나이트의 평균 입경이, L 방향 단면에서 5 ㎛ 이하, C 방향 단면에서 4 ㎛ 이하로 하고, 또한 판두께 중앙부가, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립이 7 개 이하인 조직으로 한다. 이로 인해, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상인 고강도이며, 또한 타발 단면이 미세하고 균일한 연성 파면이 되어, 타발 단면 성상이 우수하고, 타발 가공성이 우수한 열연 강판이 된다.

Description

타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING SUPERIOR PUNCHABILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 자동차의 서스펜션 부품, 구조 부품, 골격, 혹은 트럭의 프레임 부품 등의 소재로서 바람직한 고강도 열연 강판에 관한 것으로, 특히 타발 가공성의 향상에 관한 것이다. 또한, 여기서 말하는 「고강도」란, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

최근, 지구 환경 보전이라는 관점에서, 배기 가스 규제가 강화되고 있다. 이와 같은 추세로부터, 특히 자동차의 연비 향상이 강하게 요망되고 있다. 이와 같은 요망에 대해, 자동차 차체의 경량화가 지향되어, 소재의 고강도화에 따른 부품의 박육화가 급속히 진행되고 있다. 일반적으로, 고강도화에 수반하여, 연신이나 구멍 확장성과 같은 가공성이 저하되는 경향이 된다. 이 때문에, 이와 같은 소재의 고강도화시에는, 가공성의 향상이 필수 조건이 된다. 이와 같은 것으로부터, 구멍 확대 가공이 필수가 되는 자동차의 서스펜션 부품, 트럭의 프레임 등에서는, 타발 가공시에, 타발 단면 (端面) 에 매크로 크랙이 발생하면 그 후의 구멍 확대 가공이 곤란해지기 때문에, 특히, 타발 가공성의 향상이 강하게 요망되고 있다.

이와 같은 요망에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 1.50 ％ 이하, Mn : 0.5 ∼ 2.5 ％, P : 0.035 ％ 이하, 추가로 Al : 0.020 ∼ 0.15 ％, Ti : 0.05 ∼ 0.2 ％ 를 함유하고, 60 ∼ 95 체적％ 의 베이나이트와, 추가로 고용 강화 혹은 석출 강화된 페라이트 또는 페라이트와 마텐자이트를 함유하는 조직을 가지며, 파면 천이 온도가 0 ℃ 이하가 되는 구멍 확장 가공성이 우수한 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 코일에 권취한 후, 300 ℃ 이하까지 50 ℃/h 이상의 냉각 속도로 냉각시킴으로써, 입계로의 P 의 확산을 방지할 수 있어, 파면 천이 온도가 0 ℃ 이하가 되어 인성이 향상되고, 구멍 확장성이 향상되는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C : 0.01 ∼ 0.07 ％, N : 0.005 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.03 ∼ 0.2 ％, B : 0.0002 ∼ 0.002 ％ 를 함유하고, 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트상을 주상으로 하고, 경질 제 2 상 및 세멘타이트가 면적률로 3 ％ 이하인 조직을 갖는, 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, B 를 함유하고, B 를 고용 상태로 유지함으로써, 타발 단면의 결함을 방지할 수 있다고 되어 있다. 또한, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트상을 최대 면적의 상으로 하고, 구멍 확장성에 악영향을 미치는 경질 제 2 상을 3 ％ 이하로 제한하고 있다.

일본 특허 제3889766호 일본 공개특허공보 2004-315857호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, P 의 입계 편석을 방지하여, 구멍 확장 가공성을 향상시킨다고 기재되어 있지만, 특허문헌 1 에는 타발 가공성에 대한 언급은 없고, 또, P 의 입계로의 편석 방지가, 곧 타발 단면의 성상을 개선하여, 타발 가공성의 향상에 기여한다고는 반드시 말할 수 없다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, B 를 필수 함유시켜 타발 가공성을 향상시키고 있지만, 특허문헌 2 에는, B 를 함유하지 않고, 타발 가공성을 향상시키는 것에 대한 언급은 없다. 또한, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 타발 가공 후, 육안으로 타발 단면의 균열 발생 유무를 관찰하고 있다. 그러나, 구멍 확장 가공성은, 타발 단면 바로 아래의 재료 손상 정도에 따라 크게 좌우되며, 육안 정도의 관찰로는, 구멍 확장 가공성에 대한 타발 단면 성상의 평가로서는 충분하다고는 할 수 없고, 또, 이 정도의 관찰로부터, 타발 단면 성상 향상을 위한 지침이나 그 지배 인자를 추정할 수 없다는 문제가 있다.

본 발명은 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, B 를 함유하지 않고, 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판에 대하여, 타발 클리어런스를 5 ∼ 25 ％ 의 범위에서 변화시켜, 타발 단면의 성상을 평가하고, 타발 가공성에 미치는 각종 요인에 대한 예의 연구를 실시하였다. 그 결과, 먼저, 타발 가공성을 향상시키기 위해서는, 마이크로 보이드의 발생 기점을 균일하게 분산시킨 강판 조직으로 한 후, 다시 타발 과정을 국부 연성이 지배하는 상황으로 하는 것이 중요한 것에 상도하였다. 그리고, 그러기 위해서는, 항복점이 높고, 균일 연신이 적고, 국부 연신이 높은 조직으로 하는 것이 중요한 것에 상도하여, 강판 전체의 조직을, 베이나이트상 주체의 조직으로 하고, 베이나이트상의 조직 분율을 면적률로 95 ％ 초과로 하는 것이 필요한 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은, 타발 파단면, 버 발생부 근방 등의 타발 단면 성상의 상세한 관찰로부터, 미세한 베이나이트상이 타발 가공시에 마이크로 보이드 발생 사이트를 균일하게 증가시키는 경향이 있는 것을 알아내어, 타발 단면 성상을 양호하게 하고, 타발 가공성을 향상시키는 강판 조직은, 미세한 베이나이트 조직으로 하는 것이 유효한 것에 상도하였다.

그리고, 타발 가공은 동심원의 가공인 것으로부터, 강판의 압연 방향 (L 방향) 단면 (斷面) 및 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 단면의 양방의 조직을 모두 미세한 조직으로 조정하는 것이 중요하여, L 방향 단면 및 C 방향 단면의 베이나이트상의 평균 입경을 각각 5 ㎛ 이하, 4 ㎛ 이하의 적정 범위로 조정할 필요가 있는 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은, 판두께 중앙부 근방은, 파괴 형태가 전단으로부터 연성으로 변화하는 영역이며, 판두께 중앙부에, 신전 (伸展) 립이, 나아가서는 편석부가 존재하면, 그 부분에서 취성 파괴를 일으키거나, 2 차 전단 단면을 발생시키거나 하여, 타발 가공성이 저하되는 것을 지견하였다. 그래서, 본 발명자들은, 판두께 중앙부의 조직을, 신전립이 적은 조직, 즉, 판두께 중앙 위치를 중심으로 하여 판두께 방향의 폭이 판두께의 1/10 인 영역에서, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립이 7 개 이하인 조직으로 할 필요가 있는 것을 지견하였다.

본 발명은 상기한 지견에 기초하여, 추가로 검토를 거듭하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는, 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.050 ∼ 0.15 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.0030 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 판두께 방향의 전체 영역에서, 면적률로 95 ％ 초과의 베이나이트상을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 베이나이트상의 평균 입경이, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면에서 5 ㎛ 이하, 압연 방향에 직각 방향인 판두께 단면에서 4 ㎛ 이하이며, 또한 판두께 중앙 위치를 중심으로 하여 판두께 방향의 폭이 판두께의 1/10 인 영역에 있어서, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립이 7 개 이하인 조직을 가지며, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 타발성이 우수한 고강도 열연 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu :

0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(5) 질량％ 로, C : 0.050 ∼ 0.15 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.0030 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열하여, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 마무리 압연의 마무리 압연 종료 온도를 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상, Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 범위의 온도로 하여, 그 마무리 압연을 종료한 후, 즉시 냉각을 개시하여, 제 1 단의 냉각으로서, 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도를 520 ∼ 580 ℃ 로 하여, 마무리 압연 종료 온도로부터 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도까지를 평균 냉각 속도 : 35 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리와, 이어서, 제 2 단의 냉각으로서, 상기 제 1 단의 냉각 종료 후, 그 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 평균 냉각 속도 : 80 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리로 이루어지는 2 단계의 냉각을 실시하여, 권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃ 에서 권취하는 것을 특징으로 하는 타발성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(6) (5) 에 있어서, 상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(7) (5) 또는 (6) 에 있어서, 상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(8) (5) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) : 780 ㎫ 이상을 가지며, 타발 가공성이 현격히 향상된, 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판을 용이하게, 게다가 저렴하게 제조할 수 있어, 산업상 현격한 효과를 나타낸다. 또, 본 발명에 의하면, 자동차 차체의 경량화, 나아가서는, 각종 산업 기계 부품의 박육화, 경량화에 크게 기여한다는 효과도 있다.

먼저 본 발명 강판의 조성 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 특별히 언급하지 않는 한, 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C : 0.050 ∼ 0.15 ％

C 는, 주로 변태 강화를 통하여 강판 강도를 증가시킴과 함께, 베이나이트상의 미세화에도 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 0.050 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하는 함유는, 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, C 는 0.050 ∼ 0.15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.070 ％ 초과 0.11 ％ 이하이다.

Si : 0.1 ∼ 1.5 ％

Si 는, 고용 강화에 의해 강판 강도를 증가시킴과 함께, 강판의 연성 향상에도 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 0.1 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.5 ％ 를 초과하여 함유하면, 강 소재의 가열 단계에서, 표층의 결정 입계에 따른 Si 계 복합 산화물의 생성이 현저해져, 열간 압연시에 디스켈링을 다용해도 제거하는 것이 곤란해져, 강판의 타발 가공시에 타발 단면 성상을 저하시킨다. 이 때문에, Si 는 0.1 ∼ 1.5 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.4 ∼ 1.2 ％ 이다.

Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％

Mn 은, 고용 강화 및 변태 강화를 통하여 강판 강도를 증가시키는 원소이다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 1.0 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하는 함유는, 중심 편석이 현저해져, 각종 특성이 현저히 저하된다. 이 때문에, Mn 은 1.0 ∼ 2.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1.3 ∼ 2.0 ％ 이다.

P : 0.03 ％ 이하

P 는, 고용되어 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이지만, 열연 강판 제조시에 강판 표층에 내부 산화층을 형성하기 쉬워, 타발 단면 성상에 악영향을 미칠 것이 우려되어, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.03 ％ 까지의 함유는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 는 0.03 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

S : 0.0030 ％ 이하

S 는, 황화물을 형성하여, 강판의 연성, 가공성을 저하시키기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.0030 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 는 0.0030 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0015 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0012 ％ 이하이다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은, 탈산제로서 작용함과 함께, 미세한 석출물 (AlN 등) 을 생성시켜, 이 미세한 석출물이 마이크로 보이드의 발생 기점으로서 작용하여, 타발성 향상에도 기여한다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.08 ％ 를 초과하여 함유하면, 산화물이 현저하게 증가되어, 강판의 각종 특성을 저하시키는 요인이 된다. 이 때문에, Al 은 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.025 ∼ 0.06 ％ 이다.

Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％

Ti 는, 탄질화물을 형성하여 결정립의 미세화, 나아가서는 석출 강화를 통하여 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성의 향상에도 기여하여, 베이나이트상의 형성에 큰 역할을 하는 원소이다. 또, Ti 는, 미세한 Ti 석출물을 생성시켜, 타발시에, 마이크로 보이드의 발생 기점을 증가시켜, 타발성 향상에도 기여한다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다.

한편, 0.15 ％ 를 초과하는 함유는, 변형 저항이 증가하여, 열간 압연의 압연 하중이 현저하게 증대되어, 압연기에 대한 부하가 지나치게 커져 압연 조업 그 자체가 곤란해진다. 또, 상기한 값을 초과하는 다량의 함유는, 조대한 석출물을 형성하여, 강판의 각종 특성을 저하시킨다는 폐해가 있다. 이 때문에, Ti 는 0.05 ∼ 0.15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.08 ∼ 0.14 ％ 이다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은, 질화물 형성 원소와 결합하여, 질화물로서 석출되어, 결정립의 미세화에 기여한다. 그러나, N 함유량이 많아지면, 조대한 질화물을 형성하여, 가공성 저하의 원인이 된다. 이 때문에, N 은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 은 0.005 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 이들 기본의 조성에 더하여 추가로, 선택 원소로서, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종, 및/또는 Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유할 수 있다.

Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Nb, V 는 모두 Ti 와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하여 결정립의 미세화, 나아가서는 석출 강화를 통하여 강도 증가에 기여함과 함께, 퀀칭성의 향상에도 기여하여, 베이나이트상의 형성에 큰 역할을 함과 함께, 미세한 석출물을 생성시켜, 타발시에, 마이크로 보이드의 발생 기점을 증가시켜, 타발성 향상에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 각각 Nb : 0.005 ％ 이상, V : 0.005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, Nb : 0.1 ％, V : 0.2 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 조대한 석출물을 생성시켜, 타발시에, 조대한 마이크로 보이드의 생성을 유발한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, 각각 Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 Nb : 0.08 ％ 이하, V : 0.15 ％ 이하이다.

Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo :

0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Cr, Mo 는 모두 퀀칭성을 향상시키는 작용을 가지며, 특히 베이나이트 변태 온도를 저하시켜, 베이나이트상의 미세화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, 각각Cu : 0.005 ％ 이상, Ni : 0.005 ％ 이상, Cr : 0.005 ％ 이상, Mo : 0.005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, Cu : 0.3 ％, Ni : 0.3 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 열간 압연중에 표면 결함을 발생시키거나, 강판 표면에 Cu 나 Ni 의 농화층이 잔존하게 되어, 타발 가공시에 균열의 기점이 되기 쉽다. 또, Cr : 0.3 ％ 를 초과하는 함유는 내식성을 저하시킨다. 또, Mo : 0.3 ％ 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없어, 경제적으로 불리해진다. 이와 같은 것으로부터, 함유하는 경우에는 각각 Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ca, REM 은, 모두 황화물의 형태 제어에 유효하게 작용하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는, 각각 Ca : 0.0005 ％ 이상, REM : 0.0005 ％ 이상의 함유에서 발현되지만, Ca : 0.03 ％, REM : 0.03 ％ 를 각각 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없게 된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, 각각 Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 조직 한정 이유에 대하여 설명한다.

본 발명 열연 강판은, 판두께 방향의 전체 영역에서, 면적률로 95 ％ 초과의 베이나이트상을 갖는다. 강판 조직을, 상기한 바와 같은 거의 베이나이트 단상의 조직으로 함으로써, 타발시에 마이크로 보이드가 균일하게 형성되고, 게다가, 항복점이 높고, 타발 가공시에 국부 연성 과정을 지배적인 상황으로 할 수 있어, 타발 가공성이 향상된다. 이와 같은 상황은, 면적률로 95 ％ 이하의 베이나이트상 분율로는 달성할 수 없다. 이와 같이, 양호한 타발 단면 성상을 안정적으로 확보하고, 우수한 타발 가공성을 확보하기 위해서는, 원하는 고항복점과, 원하는 조직 분율의 베이나이트상을 확보하는 것이 가장 중요해진다.

또, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 조직은, 타발 가공성 향상을 위해 중요하며, 더 나은 타발 가공성 향상을 위해, 본 발명에서는, 이 영역의 조직을 미세한 베이나이트상으로 한다.

본 발명에서는, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 베이나이트상의 평균 입경을, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 방향 단면) 에서 5 ㎛ 이하, 압연 방향에 직각 방향인 판두께 단면 (C 방향 단면) 에서 4 ㎛ 이하로 한다. 이 영역에 있어서의 조직을, 상기한 바와 같은 미세한 베이나이트상으로 함으로써, 타발 파단면이, 미세한 딤플로 구성되는 연성 파면이 되어, 타발 가공성이 향상된다. 이 영역에 있어서의 베이나이트상의 평균 입경이, L 방향 단면에서 5 ㎛, C 방향 단면에서 4 ㎛ 를 초과하여 조대해지면, 마이크로 보이드 발생 기점이 성기게 분산되는 경향이 되어, 타발 단면의 거칠기나 불균일성이 증가한다. 이 때문에, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 베이나이트상의 평균 입경을, L 방향 단면에서 5 ㎛ 이하, C 방향 단면에서 4 ㎛ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 L 방향 단면에서 4 ㎛ 이하, C 방향 단면에서 3 ㎛ 이하이다.

또, 본 발명에서는, 원하는 타발 가공성을 확보하기 위해, 판두께 중앙 근방에서 압연 방향으로 길게 늘어난 결정립 (신전립) 이 적은 조직으로 조정한다. 판두께 중앙부 근방은, 파괴 형태가 전단으로부터 연성으로 변화되는 영역이며, 특히 고강도 강판에서는, 판두께 중앙부에, 신전립이, 나아가서는 편석부가 존재하면, 그 부분에서 취성 파괴를 일으키거나, 2 차 전단 단면을 발생시키거나 하여, 타발 가공성이 저하된다. 이 때문에, 본 발명에서는, 판두께 중앙 위치를 중심으로 하여 판두께 방향의 폭이 판두께의 1/10 인 영역에서, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립이 7 개 이하가 되는 조직으로 조정한다. 여기서 「어스펙트비」는, 각 결정립에 대해 측정한, 압연 방향 (L 방향) 길이와 압연 방향에 직각 방향 (C 방향) 길이의 비이다. 이 영역에, 어스펙트비가 5 이상인 신전립이 7 개를 초과하여 존재하면, 타발 가공시에, 취성 파면, 2 차 전단 파면이 형성되어, 원하는 타발 단면 성상을 얻을 수 없어, 타발 가공성이 저하된다. 이 때문에, 판두께 중앙 위치를 중심으로 하여 판두께 방향의 폭이 판두께의 1/10 인 영역에서, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립을 7 개 이하로 한정하였다. 또한, 신전립은, 바람직하게는 6 개 이하이다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

상기한 조성의 강 소재를, 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다. 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성을 갖는 용강을, 전로 (轉爐) 등으로 용제하고, 연속 주조법 등의 주조 방법에 의해 슬래브 등의 강 소재로 하는, 상용의 방법을 모두 적용할 수 있다. 또한, 조괴-분괴 방법을 이용해도 전혀 문제는 없다.

가열 온도 : 1200 ∼ 1350 ℃

판두께 중앙부 근방에서 신장된 결정립의 생성을 가능한 한 회피함과 함께, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 결정립의 이방성, 즉, 결정 입경의 L, C 방향차를 저감시키기 위해서는, 가열 온도를 1200 ℃ 이상으로 높게 하여, 가능한 한 고온에서 가공하는 것이 필요하여, 강 소재의 가열 온도를 1200 ℃ 이상으로 한정하였다. 또한, 강 소재 단계에서 석출되는 조대한 석출물을 고용시키기 위해서도, 1200 ℃ 이상의 가열을 필요로 한다. 조대하고 불균일한 석출물의 존재는, 타발시에 타발 단면 성상을 저하시킨다. 한편, 1350 ℃ 를 초과하는 온도로 가열하면, 특히 강 소재 표층의 결정립이 조대화되어, 최종적으로 강판에 있어서의 베이나이트립을 조대화시킨다. 이 때문에, 가열 온도는 1200 ∼ 1350 ℃ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 1220 ∼ 1300 ℃ 이다.

상기한 온도로 가열된 강 소재는, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 실시된다. 조압연은, 원하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은, 특별히 한정할 필요는 없다. 조압연에 이어서 마무리 압연을 실시한다.

마무리 압연 종료 온도 : Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상, Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하

마무리 압연 종료 온도가 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 미만에서는, 압연 방향으로 신장된 결정립이 많이 나타나, 원하는 L, C 방향 모두 미세한 결정립을 갖는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 원하는 미세한 베이나이트상을 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상, Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 Ar₃ 변태점 ＋ 120 ℃ 이하이다. 여기서는, 마무리 압연 종료 온도는, 표면 온도로 나타내는 것으로 한다.

또한, Ar₃ 변태점은, 다음 식으로 계산한 값을 사용하는 것으로 한다.

Ar₃ 변태점=910－203×√C－15.2×Ni＋44.7×Si＋104×V＋31.5×Mo－30×Mn－11×Cr－20×Cu＋700×P＋400×Ti－0.35×CR

여기서, 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％), CR 은 냉각 속도 (℃/s) 를 나타낸다. 또한, 상기한 식에 기재된 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 하여 계산한다.

상기한 마무리 압연을 종료한 후, 즉시, 바람직하게는 2 s 이내에 냉각을 개시하여, 제 1 단의 냉각과 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 2 단계의 냉각을 실시한다.

제 1 단의 냉각은, 냉각 정지 온도를 520 ∼ 580 ℃ 로 하여, 마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지를 평균 냉각 속도 : 35 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리로 한다. 또한, 냉각 정지 온도, 냉각 속도는, 표면 온도로 나타내는 것으로 한다.

마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도가 35 ℃/s 미만에서는, 초석 페라이트가 석출되어, 판두께 방향 전체 영역에서, 면적률로 95 ％ 초과의 베이나이트상을 갖는 원하는 조직을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 제 1 단의 냉각에서는, 마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 35 ℃/s 이상으로 한정하였다. 또한, 제 1 단의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 규정할 필요는 없지만, 300 ℃/s 를 초과하여 크게 하고자 하면, 제조 비용이 매우 커지기 때문에 300 ℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

또, 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도는 520 ∼ 580 ℃ 로 한다. 냉각 정지 온도가 520 ℃ 미만 혹은 580 ℃ 초과가 되면, 메커니즘은 반드시 명확하지 않지만, 가공성의 편차가 서서히 커진다. 이 때문에, 제 1 단의 냉각 정지 온도는 520 ∼ 580 ℃ 로 한정하였다.

또, 제 2 단의 냉각은, 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 평균 냉각 속도 : 80 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리로 한다.

제 2 단의 냉각은, 미세한 베이나이트 조직을 확보하기 위해 중요하며, 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 이상으로 하여, 냉각중에 베이나이트 변태를 야기시켜, 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에서, 미세한 베이나이트 조직을 얻는다. 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 미만에서는, 조직이 조대화되어, 원하는 미세한 베이나이트 조직을 얻을 수 없어, 우수한 타발 가공성을 확보할 수 없게 된다.

또한, 제 2 단의 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 규정할 필요는 없지만, 350 ℃/s 를 초과하여 크게 하고자 하면, 제조 비용이 매우 커지기 때문에 350 ℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다. 냉각 종료 후, 코일상으로 권취한다.

권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃

권취 온도가 300 ℃ 미만에서는, 경질인 마텐자이트상이나, 잔류 오스테나이트상이 형성되어, 원하는 조직을 확보할 수 없게 되고, 따라서, 원하는 타발 가공성을 확보할 수 없게 된다. 또, 권취 온도가 500 ℃ 를 초과하는 고온에서는, 펄라이트상이 형성되는 경우가 있어, 원하는 타발 가공성을 확보할 수 없게 된다. 이와 같은 것으로부터, 권취 온도는 300 ∼ 500 ℃ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 450 ℃ 미만이다.

또, 권취 후에, 통상적인 방법에 따라, 산세를 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 된다. 또 산세 처리 후에, 열 연판에는 조질 압연이나, 용융 아연 도금, 전기 도금 등의 도금 처리, 화성 처리 등을 실시해도 되는 것은 말할 필요도 없다. 또, 본 발명은 판두께 4 ㎜ 초과의 열연 강판에 적용함으로써, 더욱 효과를 기대할 수 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 전로로 용제하여, 연속 주조법으로 강 슬래브 (강 소재) 를 제작하였다. 이들 강 슬래브에, 표 2 에 나타내는 조건에서 가열하고, 조압연과, 표 2 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하였다. 그리고, 마무리 압연 종료 후, 표 2 에 나타내는 조건에서 냉각시키고, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 열연 강판을 얻었다. 또한 마무리 압연 종료 후에는, 2 초 이내에 냉각을 개시하였다. 여기서, 제 1 단의 냉각에서는, 마무리 압연 종료 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도로 나타낸다. 또, 제 2 단의 냉각에서는, 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도로 나타낸다.

얻어진 열연 강판으로부터, 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 타발 가공 시험을 실시하여, 강도 및 타발 가공성을 평가하였다. 시험 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면 (L 방향 단면), 나아가서는 압연 방향에 직각 방향인 판두께 단면 (C 방향 단면) 을 연마하고, 3 ％ 나이탈액으로 부식시켜 조직을 나타내었다. 그리고, L 방향 단면에 대하여, 주사형 전자현미경 (배율 : 3000 배) 으로 조직을 관찰하고, 판두께 방향으로 5 시야에서 촬상하여, 화상 처리에 의해 각 상의 조직 분율을 산출하였다.

또, 표면으로부터 판두께의 1/4 위치까지의 영역에서, L 방향 단면 및 C 방향 단면에 대하여, 주사형 전자현미경 (배율 : 3000 배) 으로 조직을 관찰하였다. 최표면으로부터 50 ㎛ 깊이의 범위를 제외한 위치에서 첫 번째 장을 촬상하고, 그 위치로부터 50 ㎛ 간격으로 촬상하여, 베이나이트상의 평균 입경을 측정하였다. 또한, 평균 입경은, 촬상한 조직 사진에, 판두께 방향으로 45 °기울어진, 길이 80 ㎜ 의 직선을 직각으로 교차하도록 2 개 긋고, 각 입자에 대해 그 절편 길이를 측정하고, 그것들 절편 길이의 산술 평균을 산출하여, 얻어진 평균값을 그 강판의 베이나이트상의 평균 입경으로 하였다.

또, L 방향 단면에서, 판두께 중앙 위치와, 판두께 중앙 위치를 사이에 두고 판두께 방향으로 각각 판두께의 1/20 만큼 떨어진 각 위치, 및 그들의 중간 위치 (판두께 중앙부와 1/20 t 위치의 중간 위치) 에서, 각각 주사형 전자현미경 (배율 : 3000 배) 으로 조직을 관찰하고, 각각 각 3 시야 촬상하였다. 얻어진 조직 사진을 이용하여, 결정립의 어스펙트비를 측정하고, 압연 방향으로 신장된 결정립 (신전립) 의 수를 측정하였다. 또한, 어스펙트비는, 각 결정립의 L 방향 길이와 C 방향 길의 비이다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록, JIS 5 호 시험편 (GL : 50 ㎜) 을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 특성 (항복 강도 (항복점) (YP), 인장 강도 (TS), 신장 (El)) 을 구하였다.

(3) 타발 가공 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 흑피가 부착된 시험편 (크기 : 50×50 ㎜) 을 채취하여, 시험편 중앙에 타발로 구멍 (10 ㎜φ) 을 가공하였다. 또한, 일부에서는, 산세에 의해 스케일 (흑피) 을 제거하고, 산세 표면의 시험편을 사용하였다.

타발 가공 시험은, 타발 클리어런스를 2.5 ％ 피치로, 5 ∼ 25 ％ 의 범위에서 변화시켜 시험하였다. 또한, 여기서 클리어런스는 판두께에 대한 비율 (％) 이다. 타발 가공 후의 시험편은, 타발 구멍의 L 방향 단면 및 C 방향 단면을 각각 관찰할 수 있도록, 대각선을 따라 4 등분하였다. 그리고, 그것들 4 등분된 시험편의 타발 구멍 단면에 대하여, 두께 방향 전체 영역에 걸쳐, 10 배의 실체 현미경으로 관찰하여, 취성적 파면, 2 차 전단면, 편석에서 기인되는 균열 등의 유무를 조사하였다. 이들 파면이 존재하는 경우에는, 타발 가공성은 × 로 평가하였다.

이어서, 이들 파면이 존재하지 않는 시험편의 단면에 대해서는, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4 위치까지의 영역에서, Ra 를 측정하였다. 여기서, Ra 란, JIS B 0601 (2001) 로 규정되는 산술 평균 조도이다.

측정 위치는, 버 발생측의 최표면으로부터 판두께 방향으로 50 ㎛ 위치와, 그 위치로부터 판두께의 1/4 위치까지의 사이를 등간격으로 합계 4 위치에서, 원호 방향 (원주 방향) 으로 1 ㎜ 길이 조도 곡선을 측정하였다. 얻어진 4 개의 조도 곡선으로부터, 각각 표면 조도 (Ra) 를 산출하여, 그것들 Ra 의 산술 평균값을 그 시험편의 평균 Ra 로 하였다. 이와 같은 표면 조도의 측정을 4 등분된 시험편 (L 방향 단면 및 C 방향 단면 각 2 개, 합계 4 개) 전부에 대하여 실시하여, 얻어진 평균의 Ra 를 그 강판의 타발 파단 단면의 Ra 로 하였다.

얻어진 이 타발 파단 단면의 Ra 가, 타발 클리어런스 : 10 ∼ 20 ％ 이고, 18 ㎛ 미만이 되는 경우를 우수한 타발 가공성을 갖는 강판이라고 하여, ○ 로 평가하였다. Ra 가 18 ㎛ 이상이 되는 경우에는, 타발 가공성이 불량하다고 하여, × 로 평가하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 인장 강도 (TS) : 780 ㎫ 이상의 고강도와, 타발 가공성이○ 로 평가되어, 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명 범위를 벗어나는 비교예는, 강도가 부족하거나, 타발 가공성이 × 로 평가되어, 타발 가공성이 저하되었다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.050 ∼ 0.15 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％,
Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하,
S : 0.0030 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％,
Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, N : 0.005 ％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
판두께 방향의 전체 영역에서, 면적률로 95 ％ 초과의 베이나이트상을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 판두께의 1/4 위치까지의 영역에 있어서의 베이나이트상의 평균 입경이, 압연 방향으로 평행한 판두께 단면에서 5 ㎛ 이하, 압연 방향에 직각 방향인 판두께 단면에서 4 ㎛ 이하이며, 또한 판두께 중앙 위치를 중심으로 하여 판두께 방향의 폭이 판두께의 1/10 인 영역에 있어서, 어스펙트비가 5 이상인 압연 방향으로 신장된 결정립이 7 개 이하인 조직을 가지며, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 타발성이 우수한 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
질량％ 로,
C : 0.050 ∼ 0.15 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％,
Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, P : 0.03 ％ 이하,
S : 0.0030 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％,
Ti : 0.05 ∼ 0.15 ％, N : 0.005 ％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재를, 1200 ∼ 1350 ℃ 로 가열하여, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 마무리 압연의 마무리 압연 종료 온도를 Ar₃ 변태점 ＋ 30 ℃ 이상, Ar₃ 변태점 ＋ 150 ℃ 이하의 범위의 온도로 하여, 그 마무리 압연을 종료한 후, 즉시 냉각을 개시하여, 제 1 단의 냉각으로서, 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도를 520 ∼ 580 ℃ 로 하여, 마무리 압연 종료 온도로부터 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도까지를 평균 냉각 속도 : 35 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리와, 이어서, 제 2 단의 냉각으로서, 상기 제 1 단의 냉각 종료 후, 그 제 1 단의 냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 평균 냉각 속도 : 80 ℃/s 이상으로 냉각시키는 처리로 이루어지는 2 단계의 냉각을 실시하여, 권취 온도 : 300 ∼ 500 ℃ 에서 권취하는 것을 특징으로 하는 타발성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 강 소재 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 5 항 또는 제 6 항에 있어서,
상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.005 ∼ 0.3 ％, Ni : 0.005 ∼ 0.3 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.3 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.3 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 5 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강 소재가 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.03 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.03 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.