KR20140073572A

KR20140073572A - 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140073572A
Application number: KR1020147012273A
Authority: KR
Inventors: 다마코 아리가; 요시마사 후나카와; 야스노부 우치다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-11-08
Filing date: 2012-11-06
Publication date: 2014-06-16
Also published as: IN2014KN00840A; TW201326422A; TWI486459B; JP2013100572A; EP2759613B1; WO2013069251A1; EP2759613A1; JP5321671B2; CN103917680B; CN103917680A; US20140305550A1; EP2759613A4

Abstract

질량％ 로, C : 0.05 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하, P : 0.025 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.07 ％ 이상 0.18 ％ 이하, V : 0.13 ％ 초과 0.30 ％ 이하를, Ti 및 V 가 0.25 ＜ Ti＋V ≤ 0.45 (Ti, V : 각 원소의 함유량 (질량％)) 를 만족하도록 함유하고, 또한, 고용 V : 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0050 이상이고, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율이 10 ％ 미만인 조직을 갖는 열연 강판 및 그 제조 방법.

Description

고장력 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-TENSILE-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 자동차용 부품 등의 수송 기재, 구조재 등의 소재에 바람직한 우수한 가공성, 특히 우수한 신장 플랜지성 및 굽힘 특성을 갖고, 또한 재질 안정성도 우수한 인장 강도 (TS) : 980 ㎫ 이상의 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

지구 환경 보전의 관점에서 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에 있어서는 매우 중요한 과제가 되고 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모함에 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 따라, 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 그 때문에, 최근, 고장력 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있고, 자동차 업계에서는, 예를 들어, 서스펜션 부품용 소재로서, 인장 강도 (TS) 가 780 ㎫ 급 이상, 나아가서는 980 ㎫ 급 이상인 강판의 적용이 검토되고 있다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 상당수는, 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해 성형되기 때문에, 자동차 부품용 강판에는 우수한 가공성 (신장 플랜지성 (Stretch flange formability), 굽힘 가공성) 을 안정적으로 발현할 것이 요구된다. 또, 부분적으로 강도가 상이한 강판을 프레스 성형하면, 강도에 비례하여 스프링백량이 변화하여, 부품이 비틀어지는 현상이 일어난다. 그 때문에, 원하는 강도와 치수·형상 정밀도를 갖는 부품을 얻기 위해서는, 소재가 되는 강판의 강도와 가공성을 강판의 폭 방향에서 균일하게 하는 것도 매우 중요하다.

우수한 가공성을 확보하면서 강판의 고강도화를 도모하는 기술에 관한 것으로, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량으로, C : 0.08 ∼ 0.20 ％, Si : 0.001 ％ 이상 0.2 ％ 미만, Mn : 1.0 ％ 초과 3.0 ％ 이하, Al : 0.001 ∼ 0.5 ％, V : 0.1 ％ 초과 0.5 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이상 0.2 ％ 미만 및 Nb : 0.005 ∼ 0.5 ％ 를 함유하고, 또한, (식 1) (Ti/48＋Nb/93) × C/12 ≤ 4.5 × 10^-5, (식 2) 0.5 ≤ (V/51＋Ti/48＋Nb/93)/(C/12) ≤ 1.5, (식 3) V ＋ Ti×2 ＋ Nb×1.4 ＋ C×2 ＋ Mn×0.1 ≥ 0.80 의 3 식을 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 평균 입경 (grain size) 5 ㎛ 이하이고 경도가 250 Hv 이상인 페라이트를 70 체적％ 이상 함유하는 강 조직을 갖고, 880 ㎫ 이상의 강도와 항복비 0.80 이상을 갖는 고강도 열연 강판에 관한 기술이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는, mass％ 로, C : 0.02 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P : 0.06 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이상 0.25 ％ 이하, V : 0.05 ％ 이상 0.25 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 실질적으로 페라이트 단상 조직이고, 상기 페라이트 단상 조직 중에는, 크기가 20 ㎚ 미만인 석출물에 함유되는 Ti 가 200 massppm 이상 1750 massppm 이하, V 가 150 massppm 이상 1750 massppm 이하이고, 고용 V 가 200 massppm 이상 1750 massppm 미만인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 가공 후의 연신 플랜지 특성 및 도장 후 내식성이 우수한 고강도 강판에 관한 기술이 제안되어 있다.

특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 강판에 함유되는 석출물을 미세화 (크기 20 ㎚ 미만) 함으로써 강판의 고강도화를 도모하고 있다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 강판에 함유되는 석출물을 미세한 채로 유지할 수 있는 석출물로서, Ti 및 V 를 함유하는 석출물을 사용하고, 또한, 강판에 함유되는 고용 V 량을 원하는 범위로 함으로써, 가공 후의 연신 플랜지 특성의 향상을 도모하고 있다. 그리고, 특허문헌 2 에 기재된 기술에 의하면, 가공 후의 신장 플랜지성 및 도장 후 내식성이 우수하고, 인장 강도가 780 ㎫ 이상인 고강도 열연 강판이 얻어진다고 되어 있다.

일본 공개특허공보 2006-161112호 일본 공개특허공보 2009-052139호

그러나, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 신장 플랜지성에 대하여 검토되어 있지 않다. 그 때문에, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에 의하면, 780 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하고자 하는 경우, 강판 조직을 페라이트상과 경질상의 복합 조직으로 하는 것이 필요해지지만, 이와 같은 복합 조직을 갖는 강판에 버링 가공을 실시하면, 페라이트/경질상 계면으로부터 균열이 발생한다. 즉, 특허문헌 1 에서 제안된 기술에서는, 780 ㎫ 이상, 혹은 나아가 980 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보하고자 하는 경우, 반드시 충분한 신장 플랜지성을 얻을 수 있는건 아니라는 문제가 있다. 또, 제 2 상 (경질상) 의 제어가 어려워, 균일한 재질로 하는 것이 매우 곤란하다.

한편, 특허문헌 2 에서 제안된 기술에 의하면, 20 ㎚ 미만의 석출물에 대하여 규정함으로써, 가공성 (연신 및 신장 플랜지성) 이 우수하고 또한 780 ㎫ 급 정도까지의 강도를 갖는 열연 강판을 제조할 수 있다고 되어 있다. 그러나, 석출물에 의한 강판의 강화는, 더욱 미세한 입자 직경 (particle size) 10 ㎚ 미만의 석출물이 강화 기구의 주체가 된다. 그 때문에, 특허문헌 2 에서 제안된 기술과 같이, 20 ㎚ 미만의 석출물에 대하여 규정한 것만으로는 충분한 석출 강화는 얻어지지 않아, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 강도로 하는 것은 곤란하다. 또, 20 ㎚ ∼ 수 nm 의 석출물이 혼재함으로써, 석출물에 의한 강화량이 불안정해져, 강판 폭 방향의 강도가 균일해지지 않는다는 문제가 있다.

이상과 같이, 종래 기술에서는, 안정적인 강도와 우수한 신장 플랜지성을 갖는 고장력 강판을 얻는 것이 매우 곤란하였다.

본 발명은 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 수송 기재나 구조재, 특히 자동차 부품용으로서 바람직한 980 ㎫ 이상의 인장 강도와 양호한 가공성 (특히 신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 을 겸비하고, 게다가 강도와 가공성의 균일성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은, 열연 강판의 고강도화와 신장 플랜지성, 굽힘 가공성 등의 가공성, 및 열연 강판 폭 방향의 재질 안정성에 이르는 각종 요인에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 이하와 같은 지견을 얻었다.

1) 강판 조직을 전위 밀도가 낮은 가공성이 우수한 페라이트 단상 조직으로 하고, 또한, 미세 탄화물을 분산 석출시켜 석출 강화하면, 열연 강판의 강도가 향상되고, 신장 플랜지성도 양호해지는 것.

2) 가공성이 우수함과 함께 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 열연 강판을 얻기 위해서는, 석출 강화에 유효한 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 원하는 체적비로 분산 석출시킬 필요가 있는 것.

3) 석출 강화에 기여하는 미세 탄화물로는, 강도 확보 등의 관점에서 Ti 및 V 를 함유하는 탄화물이 유효한 것.

4) 열연 강판에 안정적인 강도를 부여하는 데에는, 석출 강화에 기여하지 않는 입자 직경 30 ㎚ 이상의 탄화물을 억제하는 것이 유효한 것.

5) 열연 강판 폭 방향의 강도를 균일화하려면, 석출 강화 원소인 Ti, V 의 함유량을 규정함으로써, 강판의 폭 방향 단부에서의 조직 변화를 억제하여 강도 저하를 억제하는 것이 유효한 것.

6) 열연 강판에 소정량의 고용 V 가 존재하면, 강판의 굽힘 가공성이 안정적으로 향상되는 것.

7) 강판 조직의 매트릭스를 실질적으로 페라이트 단상으로 하고, 또한, 상기와 같이 10 ㎚ 미만인 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물을 원하는 체적비로 분산 석출시키기 위해서는, 열연 강판 제조시의 권취 온도를 소정의 온도로 제어하는 것이 중요한 것.

본 발명은 상기의 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

［1］질량％ 로, C : 0.05 ％ 초과 0.13 ％ 이하, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하, P : 0.025 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하, Ti : 0.07 ％ 이상 0.18 ％ 이하, V : 0.13 ％ 초과 0.30 ％ 이하를 함유하고, Ti 및 V 함유량이 하기 (1) 식을 만족하고, 고용 V : 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 성분 조성을 갖고, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스 중에, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경 (particle size) 이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0050 이상이고, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율이 10 ％ 미만인 조직을 갖는, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고장력 열연 강판.

0.25 ＜ Ti＋V ≤ 0.45 … (1)

(Ti, V : 각 원소의 함유량 (질량％))

［2］상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로 Nb, Mo 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 [1] 에 기재된 고장력 열연 강판.

［3］상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, B, Pb, Ta, Sb 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 [1] 에 기재된 고장력 열연 강판.

［4］상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, B, Pb, Ta, Sb 로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 [2] 에 기재된 고장력 열연 강판.

［5］표면에 도금층을 갖는 [1] ∼ [4] 중 어느 한 항에 기재된 고장력 열연 강판.

［6］구멍 확장률이 40 ％ 이상인 [1] ∼ [4] 중 어느 한 항에 기재된 고장력 열연 강판.

［7］한계 굽힘 반경비가 0.9 이하인 [6] 에 기재된 고장력 열연 강판.

［8］상기 강판의 판 폭 중앙 위치와 1/4 폭 위치에 있어서의 인장 강도의 차가 15 ㎫ 이하, 상기 위치들에 있어서의 구멍 확장률의 차가 10 ％ 이하, 상기 위치들에 있어서의 한계 굽힘 반경비의 차가 0.15 이하인 [7] 에 기재된 고장력 열연 강판.

［9］[1] ∼ [4] 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 준비하여, 상기 강 소재에, 조압연과 압연 온도 880 ℃ 이상의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 상기 열연 강판을 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 550 ℃ 이상 700 ℃ 미만에서 권취하는, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고장력 열연 강판의 제조 방법.

［10］상기 권취 후에, 상기 열연 강판의 표면에 도금 처리하는 [9] 에 기재된 방법.

본 발명에 의하면, 가공성이 양호하고 또한 인장 강도 980 ㎫ 이상의 강도를 가짐과 함께, 재질 안정성도 우수하고, 프레스시의 단면 형상이 복잡한 자동차 부품용 소재로서 바람직한 고장력 열연 강판을 공업적으로 안정적으로 생산할 수 있게 되어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명 강판의 조직의 한정 이유에 대하여 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 페라이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스 중에, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, 그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0050 이상이고, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율이 10 ％ 미만인 조직을 갖는 열연 강판, 혹은 그 열연 강판의 표면에 도금층을 갖는 열연 강판이다.

페라이트상 : 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 가공성 (신장 플랜지성) 을 유지하는 데에 있어서 페라이트상의 형성이 필수가 된다. 열연 강판의 가공성의 향상에는, 열연 강판의 조직을 전위 밀도가 낮은 연성이 우수한 페라이트상으로 하는 것이 유효하다. 특히, 신장 플랜지성의 향상에는, 열연 강판의 조직을 페라이트 단상으로 하는 것이 바람직하지만, 완전한 페라이트 단상이 아닌 경우에도, 실질적으로 페라이트 단상 조직, 즉, 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상이 페라이트상이면, 상기의 효과를 충분히 발휘한다. 따라서, 페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률은 95 ％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 97 ％ 이상이다.

또한, 본 발명의 열연 강판에 있어서, 페라이트상 이외의 조직으로는, 세멘타이트, 펄라이트, 베이나이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상 등을 들 수 있고, 이들 합계는 조직 전체에 대한 면적률로 5 ％ 이하이면 허용된다.

Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물

Ti 및 V 를 함유하는 탄화물은, 그 평균 입자 직경이 매우 작은 미세 탄화물이 되는 경향이 강하다. 그 때문에, 열연 강판 중에 미세 탄화물을 분산 석출시킴으로써 열연 강판의 고강도화를 도모하는 본 발명에 있어서는, 분산 석출시키는 미세 탄화물을, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물인 것이 바람직하다.

강판의 고강도화를 도모하는 경우에 있어서, 종래에는 V 를 함유하지 않는 Ti탄화물을 사용하는 것이 주류였다. 이에 반해, 본 발명에 있어서는, Ti 와 함께 V 를 함유하는 탄화물을 사용하는 것을 특징으로 한다.

Ti 는 탄화물 형성 경향이 강하기 때문에, V 를 함유하지 않는 경우에는 Ti 탄화물이 조대화되기 쉬워, 강판의 고강도화에 대한 기여도가 낮아진다. 그러므로, 강판에 원하는 강도 (인장 강도 : 980 ㎫ 이상) 를 부여하기 위해, 보다 많은 Ti 를 첨가하여 Ti 탄화물을 형성하는 것이 필요해진다. 한편, Ti 를 과잉으로 첨가하면, 가공성 (신장 플랜지성) 의 저하가 염려되고, 단면 형상이 복잡한 서스펜션 부품 등의 소재로서도 적용할 수 있는 우수한 가공성을 얻을 수 없게 된다.

한편, V 는 탄화물 형성 경향이 Ti 보다 낮기 때문에, 탄화물의 조대화를 억제하는 데에 유효하다. 그래서, 본 발명에 있어서는, 분산 석출시키는 탄화물로서, Ti 와 함께 V 를 함유하는 복합 탄화물을 사용하는 것으로 한다. 본 발명에 있어서 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물이란, 각각 단독의 탄화물이 조직 중에 함유되는 것이 아니라, 하나의 미세 탄화물 중에 Ti 와 V 의 쌍방이 함유되는 복합 탄화물을 가리킨다.

Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경 : 10 ㎚ 미만

열연 강판에 원하는 강도를 부여하는 데에 있어서는 미세 탄화물의 평균 입자 직경이 매우 중요하고, 본 발명에 있어서는 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경을 10 ㎚ 미만으로 하는 것이 하나의 특징이다.

매트릭스 중에 미세 탄화물이 석출되면, 그 미세 탄화물이, 강판에 변형이 가해졌을 때에 발생하는 전위의 이동에 대한 저항으로서 작용함으로써, 열연 강판이 강화된다. 그 효과는 미세 탄화물이 작을수록 현저해지고, 미세 탄화물의 평균 입자 직경을 10 ㎚ 미만으로 하면, 상기의 작용이 한층 더 현저해진다. 따라서, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경은 10 ㎚ 미만인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5 ㎚ 이하이다.

Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비 : 0.0050 이상

열연 강판에 원하는 강도 (인장 강도 : 980 ㎫ 이상) 를 부여하는 데에 있어서는 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 분산 석출 상태도 매우 중요하며, 본 발명에 있어서는, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 조직분율이 체적비로 0.0050 이상이 되도록 분산 석출시킨다. 이 체적비가 0.0050 미만인 경우에는, 가령 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만이어도, 그 미세 탄화물의 양이 적기 때문에, 원하는 열연 강판 강도 (인장 강도 : 980 ㎫ 이상) 를 확실하게 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 상기 체적비는 0.0050 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0070 이상이다.

또한, 본 발명에 있어서, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 석출 형태로서, 주된 석출 형태인 열상 석출 이외에, 랜덤하게 석출되고 있는 미세 탄화물이 혼재되어 있더라도, 전혀 특성에 영향을 미치지 않고, 석출의 형태에 상관없이, 여러 가지 석출 형태를 아울러 분산 석출이라고 칭하는 것으로 한다.

Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율 : 10 ％ 미만

강판 중에, 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 Ti 를 함유하는 탄화물이 존재하면, 강판 강도가 불안정해짐과 함께 가공성 (신장 플랜지성) 도 불안정해진다. 그 때문에, 이와 같은 조대한 탄화물이 많이 존재하면, 상기한 본 발명의 효과가 발현되지 않는다. 따라서, 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 Ti 를 함유하는 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율은 10 ％ 미만인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명 열연 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.05 ％ 초과 0.13 ％ 이하

C 는 미세 탄화물을 형성하고, 강을 강화하는 데에 있어서 필수의 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 이하이면 원하는 조직 분율의 미세 탄화물을 확보할 수 없어, 980 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻을 수 없게 된다. 한편, C 함유량이 0.13 ％ 를 초과하면, 강도가 지나치게 높아져 가공성 (신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 을 저해한다. 따라서, C 함유량은 0.05 ％ 초과 0.13 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.07 ％ 이상 0.11 ％ 이하이다.

Si : 0.3 ％ 이하

Si 는 고용강화 원소이고, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, Si 함유량이 0.3 ％ 를 초과하면, 페라이트상으로부터의 C 석출이 촉진되어, 입계에 조대한 Fe 탄화물이 석출되기 쉬워지고, 신장 플랜지성이 저하된다. 또, Si 함유량이 과잉이 되면, 강판의 도금성에도 악영향을 미친다. 따라서, Si 함유량은 0.3 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하

Mn 은 고용 강화 원소이고, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. 또, 강의 Ar₃ 변태점을 저하시키는 원소이다. Mn 함유량이 0.5 ％ 미만에서는 Ar₃ 변태점이 높아져, Ti 를 함유하는 탄화물이 충분히 미세화되지 않고, 고용 강화량도 충분하지 않기 때문에 980 ㎫ 이상의 인장 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Mn 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면 편석이 현저해지고, 또한, 페라이트상 이외의 상, 즉 경질상이 형성되고, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.0 ％ 이상 1.8 ％ 이하이다.

P : 0.025 ％ 이하

P 는 고용강화 원소이고 강의 고강도화에 유효한 원소이지만, P 함유량이 0.025 ％ 를 초과하면 편석이 현저해지고 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.025 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는 열간 가공성 (열간 압연성) 을 저하시키는 원소이고, 슬래브의 열간 균열 감수성을 높이는 것 이외에, 강 중에 MnS 로서 존재하여 열연 강판의 가공성 (신장 플랜지성) 을 열화시킨다. 또, 강 중에 TiS 를 형성하고, 미세 탄화물로서 석출되는 Ti 를 줄인다. 그 때문에, 본 발명에서는 S 를 최대한 저감시켜, 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.0060 ％ 이하

N 은 본 발명에 있어서는 유해한 원소이고, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히 N 함유량이 0.0060 ％ 를 초과하면, 강 중에 조대한 질화물이 생성되는 것에서 기인하여, 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.0060 ％ 이하인 것이 바람직하다.

Al : 0.1 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.1 ％ 를 초과하는 함유는, 신장 플랜지성을 저하시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 Al : 0.1 ％ 이하인 것이 바람직하다.

Ti : 0.07 ％ 이상 0.18 ％ 이하

Ti 는 본 발명에 있어서 중요한 원소 중 하나이다. Ti 는 V 와 복합 탄화물을 형성함으로써, 우수한 가공성 (신장 플랜지성) 을 확보하면서 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. Ti 함유량이 0.07 ％ 미만에서는, 원하는 열연 강판 강도를 확보할 수 없다. 한편, Ti 함유량이 0.18 ％ 를 초과하면, 조대한 TiC (Ti 를 함유하는 탄화물) 가 석출되기 쉬워져, 강판의 강도가 불안정해진다. 따라서, Ti 함유량은 0.07 ％ 이상 0.18 ％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하이다.

V : 0.13 ％ 초과 0.30 ％ 이하

V 는 본 발명에 있어서 중요한 원소 중 하나이다. 상기한 바와 같이, V 는 Ti 와 복합 탄화물을 형성함으로써, 우수한 연신 및 신장 플랜지성을 확보하면서 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. 또, V 는, Ti 와 복합 탄화물을 형성하여 본 발명 강판의 우수한 기계적 특성 (강도) 을 안정적으로 발현시켜, 강판의 재질 균일성에 기여하는 매우 중요한 원소이다. V 함유량이 0.13 ％ 이하에서는, 강판의 강도, 신장 플랜지성이나 재질 균일성에 악영향을 미치는 조대한 TiC 가 발생하기 쉬워진다. 한편, V 함유량이 0.30 ％ 초과가 되면, 강도가 과잉으로 높아져, 가공성 (신장 플랜지성) 의 저하를 초래한다. 따라서, V 함유량은 0.13 ％ 초과 0.30 ％ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 열연 강판은, Ti 및 V 를 상기한 범위에서 또한 (1) 식을 만족하도록 함유한다.

0.25 ＜ Ti＋V ≤ 0.45 … (1)

(Ti, V : 각 원소의 함유량 (질량％))

상기 (1) 식은, 강판에 안정적인 강도 및 가공성 (신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 을 부여하기 위해 만족해야 하는 요건이다. Ti 와 V 의 합계 함유량이 0.25 ％ 이하가 되면, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비를 0.0050 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, Ti 와 V 의 합계 함유량이 0.45 ％ 를 초과하면, 강판 강도가 지나치게 높아져 가공성 (신장 플랜지성) 의 저하를 초래한다. 그 때문에, Ti 와 V 의 합계 함유량 (％) 은 0.25 ％ 초과 0.45 ％ 이하인 것이 바람직하다. 이로써, 강판 중에 조대한 TiC 가 생성되기 어려워지고, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물이 원하는 체적비로 생성됨으로써, 강판 강도가 안정되고, 가공성 (신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 도 안정화된다.

고용 V : 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만

고용 V 는 주로 페라이트립계에 고용되고, 그 입계를 강화함으로써, 강판의 가공성, 특히 굽힘 가공성의 향상에 매우 유효하게 작용한다. 열연 강판에 함유되는 V 중, 고용 V 의 함유량이 0.05 ％ 미만인 경우에는 상기 효과가 충분히 발현되지 않는다. 한편, 고용 V 의 함유량이 0.15 ％ 이상이 되면, 원하는 강판강도 (인장 강도 : 980 ㎫ 이상) 를 확보하기 위해 필요한 Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물이 충분히 얻어지지 않게 된다. 따라서, 열연 강판에 함유되는 V 중, 고용 V 량은 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만인 것이 바람직하다.

이상이 본 발명에 있어서의 기본 조성이지만, 상기한 기본 조성에 더하여 추가로 Nb, Mo 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유할 수 있다. Nb 및 Mo 는, Ti 및 V 와 함께 복합 석출되어 복합 탄화물을 형성하고, 원하는 강도를 얻는 것에 기여하기 때문에, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻는 데에는, Nb 및 Mo 를 합계로 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉으로 함유하면 연신이 열화되는 경향이 있기 때문에, Nb, Mo 중 1 종 또는 2 종을 합계량으로 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.

또, 상기한 기본 조성에 더하여 추가로 Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, B, Pb, Ta, Sb 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유해도 된다. 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다. 상기 이외의 성분에는, Fe 및 불가피적 불순물이 함유된다.

또, 본 발명에 있어서는, 상기와 같이 조직·조성을 갖는 열연 강판의 표면에 도금층을 가져도 된다. 도금층의 종류는 특별히 한정되지 않고, 전기 도금층, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 등, 종전 공지된 것을 모두 적용할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

강 소재에, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고, 권취하여, 열연 강판으로 한다. 이때, 마무리 압연의 마무리 압연 온도를 880 ℃ 이상으로 하고, 냉각의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하고, 권취의 권취 온도를 550 ℃ 이상 700 ℃ 미만으로 하는 것을 특징으로 한다. 또, 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판에 도금 처리를 실시해도 된다.

본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연주법 등, 공지된 주조 방법에 의해 슬래브로 해도 된다. 또한, 주조 후에 슬래브를 열간 압연함에 있어서, 가열로로 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.

상기와 같이 얻어진 강 소재에, 조압연 및 마무리 압연을 실시하지만, 본 발명에 있어서는, 조압연 전에 강 소재 중의 탄화물을 용해시키는 것이 바람직하다. 탄화물 형성 원소인 Ti 및 V 를 함유하는 본 발명에 있어서는, 강 소재의 가열 온도를 1150 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 서술한 바와 같이, 조압연 전의 강 소재가 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있고, 강 소재 중의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 조압연 전의 강 소재를 가열하는 공정은 생략할 수 있다. 또한, 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없다.

마무리 압연 온도 : 880 ℃ 이상

마무리 압연 온도의 적정화는, 열연 강판의 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성의 유지, 그리고, 마무리 압연의 압연 하중의 저감화를 도모하는 데에 있어서 중요해진다. 마무리 압연 온도가 880 ℃ 미만이면, 열연 강판 표층의 결정립이 조대립이 되어, 강판의 가공성 (신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 이 저해된다. 따라서, 마무리 압연 온도는 880 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 900 ℃ 이상이다. 또한, 마무리 압연 온도가 과잉으로 높아지면, 강판 표면의 2 차 스케일에 의한 스크래치가 발생하기 쉬워지기 때문에, 마무리 압연 온도는 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

마무리 압연 종료 후, 마무리 압연 온도부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, Ar₃ 변태점이 높아져, Ti 및 V 를 함유하는 탄화물이 충분히 미세화되지 않는다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 10 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30 ℃/s 이상이다.

권취 온도 : 550 ℃ 이상 700 ℃ 미만

권취 온도의 적정화는, 열연 강판의 조직을 강판 폭 방향 전역에 걸쳐 원하는 조직, 즉, 페라이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상인 매트릭스와, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물을 억제한 조직으로 하는데에 있어서 매우 중요하다.

권취 온도가 550 ℃ 미만이면, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물이 충분히 석출되지 않기 때문에, 원하는 강판 강도로 할 수 없다. 한편, 권취 온도가 700 ℃ 이상이 되면, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경이 커져, 역시 원하는 강판 강도로 할 수 없다. 따라서, 권취 온도는 550 ℃ 이상 700 ℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 600 ℃ 이상 650 ℃ 이하이다.

또, 본 발명에 있어서는, 이상과 같이 하여 얻어진 열연 강판에 대해 도금 처리를 실시하여, 열연 강판의 표면에 도금층을 형성해도 된다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 용융 아연 도금 처리, 합금화 용융 아연 도금 처리 등의 도금 처리를 종전 공지된 방법에 따라 실시할 수 있다.

이상과 같이, 인장 강도가 980 ㎫ 이상이고, 단면 형상이 복잡한 자동차 부품용 등의 소재로서 바람직한 우수한 가공성 (신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 을 갖고, 게다가 균일하고 또한 안정적인 재질을 갖는 고장력 열연 강판을 제조하는 데에는, Ti 및 V 를 함유하고, 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 강판의 폭 방향 전역에 걸쳐 분산 석출시키는 것이 중요하다. 또, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 석출을 강판의 폭 방향 전역에 걸쳐 억제하는 것이 중요하다.

본 발명에 있어서는, 열연 강판의 소재가 되는 강 중의 Ti, V 각각의 함유량을 규정함과 함께, 이들의 합계 함유량 (Ti＋V) 을 0.25 ％ 초과 0.45 ％ 이하로 규정하고 있고, Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 석출이 억제되어, 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 충분히 분산 석출되는 조성으로 제어되고 있다. 그 때문에, 본 발명에 의하면, 열연 강판을 제조할 때, 마무리 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서 재질이 불안정해지기 쉬운 강판 폭 방향 단부에도, 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 충분히 분산 석출시킬 수 있게 된다. 즉, 본 발명에 의하면, 열연 강판의 폭 방향 전역에 걸쳐 평균 입자 직경이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물을 분산 석출시킬 수 있게 되어, 열연 강판의 폭 방향 전역에 걸쳐 균일하고 또한 양호한 특성 (인장 강도, 신장 플랜지성, 굽힘 가공성) 이 부여된다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 통상의 공지된 수법에 의해 용제, 연속 주조하여 두께 250 ㎜ 의 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를 1250 ℃ 로 가열 후, 조압연 및 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시켜 권취하여, 판 두께 2.3 ㎜, 판 폭 1400 ㎜ 의 열연 강판 (표 2 의 열연 번호 : 1 ∼ 24) 으로 하였다. 상기 마무리 압연의 마무리 압연 온도, 냉각의 평균 냉각 속도 (마무리 압연 온도부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도) 및 권취 온도는 표 2 와 같다.

계속해서, 상기와 같이 하여 얻어진 열연 강판의 일부 (표 2 의 열연 번호 : 3, 5, 15) 를 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 어닐링하여 (어닐링 온도 : 680 ℃, 어닐링 온도에 있어서의 유지 시간 : 120 s), 용융 아연 도금욕에 침지하고 (도금 조성 : 0.1 ％ Al-Zn, 도금욕 온도 : 480 ℃), 편면당 부착량 45 g/㎡ 의 용융 아연 도금 피막을 열연 강판의 양면에 형성하여 용융 아연 도금 강판으로 하였다. 또한, 얻어진 용융 아연 도금 강판의 일부 (표 2 의 열연 번호 : 5) 에 대해서는, 합금화 처리를 실시하여 (합금화 온도 : 520 ℃), 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

상기에 의해 얻어진 열연 강판 (열연 강판, 또는 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판) 으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 석출물 관찰, 화학 분석, 인장 시험, 구멍 확장 시험, 굽힘 시험을 실시하여, 페라이트상의 면적률, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경 및 체적비, Ti 를 함유하고 입자 직경 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율, 고용 V 함유량, 인장 강도, 구멍 확장률 (신장 플랜지성), 한계 굽힙 반경비 (limit ratio of bend radius) (굽힘 가공성) 를 구하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(ⅰ) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 시험편의 압연 방향 단면을 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 배율 : 3000 배로 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 을 이용하여, 화상 해석 장치에 의해 페라이트상, 페라이트상 이외의 조직의 종류, 및 그들의 면적률을 구하였다.

(ⅱ) 석출물 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 제작한 박막을 투과형 전자 현미경 (TEM) 에 의해 배율 260000 배로 관찰하여, Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 평균 입자 직경과 체적비를 구하였다.

Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 입자 직경은, 260000 배에서의 30 시야의 관찰 결과를 기초로, 화상 처리에 의해 각각의 입자의 면적을 구하고, 원근사에 의해 입자 직경을 구하였다. 구한 각 입자의 입자 직경을 산술 평균하여, 평균 입자 직경으로 하였다.

Ti 및 V 를 함유하는 미세 탄화물의 체적비는, 10 ％ 아세틸아세톤-1 ％ 염화테트라메틸암모늄-메탄올 용액 (AA 용액) 을 사용하여 지철을 전해하고, 여과 포집한 잔류물의 추출 잔류물 분석에 의해 Ti 및 V 를 함유하는 탄화물의 중량을 구하고, 이것을 Ti 및 V 를 함유하는 탄화물의 밀도로 나눔으로써 체적을 구하고, 이 체적을 용해시킨 지철의 체적으로 나눔으로써 구하였다.

Ti 및 V 를 함유하는 탄화물의 밀도는 TiC 의 밀도 (4.25 g/㎤) 를 TiC 결정의 Ti 원자의 일부가 V 원자로 치환되어 있는 것으로서 보정하여 구하였다. 즉, 추출 잔류물 분석에 의해 Ti 및 V 를 함유하는 탄화물 중의 Ti 및 V 를 측정하여, Ti 로 치환되어 있는 V 의 비율을 구하고, Ti 와 V 의 원자량을 고려하여 보정하였다.

Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율 (％) 은, 260000 배에서의 30 시야의 TEM 관찰 결과를 기초로, 탄화물의 총수 N (total) 을 구함과 함께 화상 처리에 의해 각각의 탄화물 입자의 면적을 측정하여 원근사에 의해 입자 직경을 산출하고, 또한 입자 직경 30 ㎚ 이상인 탄화물의 개수 N (30) 을 구하여, N(30)/N(total) × 100 (％) 에 의해 산출하였다.

(ⅲ) 화학 분석

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 전해액 중에서 용해시켜, 전해액을 분석 용액으로 하여 유도 결합 플라즈마 (ICP) 발광 분석법, ICP 질량 분석, 혹은 원자 흡수 분석법에 의해 고용 V 량을 분석하였다.

(ⅳ) 인장 시험

얻어진 열연 강판의 판 폭 중앙 위치와 1/4 폭 위치로부터, 압연 방향에 대해 직각 방향을 인장 방향으로 하는 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 을 채취하여, JIS Z 2241 의 규정에 준한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.

(ⅴ) 구멍 확장 시험

얻어진 열연 강판의 판 폭 중앙 위치와 1/4 폭 위치로부터, 시험편 (크기 :

130 ㎜ × 130 ㎜) 을 채취하여, 그 시험편에 펀치에 의해 초기 직경 d₀ : 10 ㎜φ 의 구멍을 타발 가공에 의해 형성하였다. 이들 시험편을 사용하여, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 그 구멍에 정각 (頂角) : 60 °의 원추 펀치를 삽입하고, 그 구멍을 확대하여, 균열이 강판 (시험편) 을 관통했을 때의 구멍의 직경 (d) 을 측정하고, 다음 식에 의해 구멍 확장률 λ (％) 을 산출하였다.

구멍 확장률 λ(％) = {(d-d₀)/d₀} × 100

(ⅵ) 굽힘 시험

얻어진 열연 강판의 판 폭 중앙부와 1/4 폭 위치로부터, 시험편의 길이 방향이 압연 방향에 대해 직각이 되도록 폭 50 ㎜ 길이 100 ㎜의 굽힘 시험편을 채취하여, JIS Z 2248 의 규정에 준거한 V 블록법 (굽힘각 : 90 °) 에 의해 굽힘 시험을 실시하였다. 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경 R (mm) 을 판 두께 t (mm) 로 나눈 값, R/t 를 강판의 한계 굽힘 반경비로서 산출하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예의 열연 강판은 모두, 인장 강도 980 ㎫ 이상의 고강도와, 구멍 확장률 λ : 40 ％ 이상, 한계 굽힘 반경비 : 0.9 이하의 우수한 가공성을 겸비하여, 우수한 기계적 특성을 나타내었다. 게다가, 본 발명예의 열연 강판은 모두, 강판의 판 폭 중심부 (중앙부) 와 1/4 폭 위치의 강도의 차가 15 ㎫ 이내, 강판의 판 폭 중심부 (중앙부) 와 1/4 폭 위치의 구멍 확장률의 차가 10 ％ 이내, 한계 굽힘 반경비의 차가 0.15 이하가 되어, 기계적 특성의 안정성 및 강도와 가공성의 균일성을 나타내었다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예의 열연 강판은, 원하는 인장 강도, 혹은 구멍 확장률, 한계 굽힘 반경비가 얻어지지 않았거나, 강판 폭 방향에서의 강도와 가공성의 차가 커졌다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.05 ％ 초과 0.13 ％ 이하,
Si : 0.3 ％ 이하,
Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
P : 0.025 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하,
N : 0.0060 ％ 이하,
Al : 0.1 ％ 이하,
Ti : 0.07 ％ 이상 0.18 ％ 이하,
V : 0.13 ％ 초과 0.30 ％ 이하를 함유하고,
Ti 및 V 함유량이 하기 (1) 식을 만족하고,
고용 V : 0.05 ％ 이상 0.15 ％ 미만이고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 함유하는 성분 조성을 갖고,
페라이트상의 조직 전체에 대한 면적률이 95 ％ 이상인 매트릭스 중에, Ti 및 V 를 함유하고 평균 입자 직경 (particle size) 이 10 ㎚ 미만인 미세 탄화물이 분산 석출되고,
그 미세 탄화물의 조직 전체에 대한 체적비가 0.0050 이상이고,
Ti 를 함유하고 입자 직경이 30 ㎚ 이상인 탄화물의 전체 탄화물 총수에서 차지하는 개수의 비율이 10 ％ 미만인 조직을 갖는,
인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고장력 열연 강판.
0.25 ＜ Ti＋V ≤ 0.45 … (1)
(Ti, V : 각 원소의 함유량 (질량％))
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로 Nb, Mo 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 고장력 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, B, Pb, Ta, Sb 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 고장력 열연 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성이 추가로, 질량％ 로, Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, W, B, Pb, Ta, Sb 로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1 종을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 고장력 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는 고장력 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
구멍 확장률이 40 ％ 이상인 고장력 열연 강판.
제 6 항에 있어서,
한계 굽힘 반경비가 0.9 이하인 고장력 열연 강판.
제 7 항에 있어서,
강판의 판 폭 중앙 위치와 1/4 폭 위치에 있어서의 인장 강도의 차가 15 ㎫ 이하, 상기 위치들에 있어서의 구멍 확장률의 차가 10 ％ 이하, 상기 위치들에 있어서의 한계 굽힘 반경비의 차가 0.15 이하인 고장력 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 준비하여,
상기 강 소재에, 조압연과 압연 온도 880 ℃ 이상의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
상기 마무리 압연 종료 후, 상기 열연 강판을 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이상으로 냉각시켜,
550 ℃ 이상 700 ℃ 미만에서 권취하는,
인장 강도가 980 ㎫ 이상인 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 권취 후에, 상기 열연 강판의 표면에 도금 처리하는 방법.