KR20140103339A

KR20140103339A - 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140103339A
Application number: KR1020147019784A
Authority: KR
Inventors: 요시마사 후나카와; 데츠오 야마모토; 히로시 우쵸마에; 히로시 나카노; 다로 기즈
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-14
Publication date: 2014-08-26
Also published as: US9657382B2; EP2799578B1; US20140363696A1; US10533236B2; IN2014KN01189A; CN104024460A; JP5838796B2; US20170218474A1; WO2013099136A1; JP2013133497A; CN104024460B; EP2799578A4; EP2799578A1

Abstract

코일 내에서의 기계적 특성의 변동이 작고, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 제공한다. 질량％ 로, C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하, Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성으로 한다. Si, Mn 을 가능한 한 저감시켜 편석 등을 저감시키고, 코일 내의 위치의 차이에 따른 강도 변동을 작게 한다. 또한 강판 조직을, 페라이트상이 면적률로 95 ％ 이상을 차지하고, 페라이트 결정립이 1 ㎛ 이상인 평균 입경을 갖고, 또한 페라이트 결정립 내에 평균 입경：7 ㎚ 이하의 TiC 를 분산시킨 조직으로 한다. 이로써, 항복 강도 530 MPa 이상을 유지한 고강도 열연 강판이 얻어진다.

Description

고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 자동차를 비롯한 수송 기계류의 부품, 건축용 등의 구조용 부재로서 적합한, 항복 강도：530 MPa 이상이고, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 강판 (코일) 내의 기계적 성질의 변동 억제에 관한 것이다. 여기서 말하는 「강판」은, 강대 (steel strip) 도 포함하는 것으로 한다.

최근, 자동차 업계에 있어서는, 지구 환경 보전이라는 관점에서 탄산 가스 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해, 자동차의 연비를 개선하는 것이 항상 중요한 과제로 되어 왔다. 자동차의 연비 향상에는, 자동차 차체의 경량화를 도모하는 것이 유효하지만, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 차체의 경량화를 도모할 필요가 있다. 자동차 부품용 소재가 되는 강판을 고강도화시키고, 소재를 박육화시키면, 자동차 차체로서의 강도를 저하시키지 않고 차체의 경량화를 달성할 수 있다. 이와 같은 점에서, 최근에는 이들의 부품용 소재에 대해 고강도화의 요망이 매우 강해져, 이들 부품용 소재에 대한 고강도 박강판의 적용이 증가되고 있다.

그러나, 고강도 강판의 강도나 가공성의 변동, 즉 강판 (강대) 내의 기계적 성질의 변동이, 이들 부품에 대한 고강도 강판의 적용을 저해시켜 왔다. 다시 말하자면, 강도의 변동은, 스프링 백량의 변동을 유발시키고, 프레스 성형 부품의 형상을 불안정하게 하고, 또한 강도의 변동으로 신장 플랜지성도 변동하기 때문에, 프레스 성형시의 균열의 원인이 되기도 한다.

강판 강도의 변동은, 일반적으로 강판 제조시에 강판의 압연 방향, 폭 방향에 있어서의 온도 이력의 변동이나, 나아가서는 압연 조건의 차이에 따라 발생된 강판 조직의 변동에 의해 야기된다.

이와 같은 문제에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 변형량 20 ％ 이상의 변형 후, 변형 영역에 있어서, 1 방향으로 나열된 전위 셀 구조가 2 방향 이상으로 교차하는 조직을 갖는 페라이트 결정립을 50 ％ 이상 함유하는 페라이트 조직을 60 ％ 이상 함유하는 인장 강도 500 MPa 이상의 고강도 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 부재로 성형한 후에, 스프링 백량을 안정적으로 저감시킬 수 있고, 형상 동결성이 우수한 부재가 되는 것으로 되어 있다. 그러나, 이 기술에서는, 페라이트 이외에, 강판 강도에 영향을 미치는 경질상이 존재하기 때문에, 공업적 규모의 제조에 있어서는, 강판 위치에 의한 제조 조건의 편차에 의해 경질상량이 크게 변동하고, 강판 (코일) 내의 강판 강도에 큰 변동을 초래한다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 2 에는, 형상 동결성이 우수한 이방성이 작은 고가공성 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 페라이트 또는 베이나이트를 체적 분율 최대의 상으로 하고, 혹은 추가로 1 ∼ 25 ％ 의 마텐자이트나 잔류 오스테나이트를 함유하고, 1/2 판두께에 있어서의 판면의 특정한 결정 방위군의 X 선 랜덤 강도비의 평균값이 2.5 이상이고, 또한 특정한 3 개의 결정 방위의 X 선 랜덤 강도비의 평균값이 3.5 이하이고, 압연 방향의 r 값 및 압연 방향과 직각 방향인 r 값 중 적어도 하나가 0.7 이하이며, 균일 연신의 이방성 (ΔuEl) 이 4 ％ 이하이고, 또한 국부 연신의 이방성 (ΔLEl) 이하인 조직을 갖는 고강도 열연 강판을 얻고 있다. 이로써, 스프링 백량이 적고, 형상 동결성이 우수함과 동시에 이방성이 적은 양호한 프레스 성형성을 갖는 박강판이 얻어지는 것으로 되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 강판의 집합 조직이 코일의 길이 방향, 폭 방향으로 안정적으로 얻어지지 않고, 또한 나아가서는 적극적으로 강판 조직으로서 마텐자이트나 잔류 오스테나이트를 함유시키기 때문에, 강도의 안정성이 현저히 저하되어, 안정적인 형상 동결성을 얻기는 상당히 어렵다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 3 에는, 재질 균일성이 우수한 고성형성 고장력 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, C：0.1 ％ 이하이고, Ti：0.02 ∼ 0.2 ％ 를 함유하고, Mo, W 에서 선택된 1 종 또는 2 종을, Ti, Mo, W 함유량의 특정 관계식을 만족시키도록 함유하고, 열간 압연하여 코일로 권취한 후에 열처리함으로써, 실질적으로 페라이트 조직에 Ti 와 Mo 및 W 중 1 종 이상을 함유하는 탄화물이 분산 석출된 조직의 강판이 되고, 강판 폭 방향의 중앙부와 단부의 항복 응력의 차이가 39 MPa 이하인 우수한 재질 균일성을 갖는 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다. 그러나, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 폭 방향의 재질 변동을 어느 정도 저감시킬 수 있지만, Mn 의 편석에 의해 강판 (코일) 길이 방향의 위치의 차이에서 인장 강도가 변동하여 재질 균일성에 문제를 남겼다.

또, 특허문헌 4 에는, 강도 안정성이 우수한 고성형성 고장력 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, C：0.03 ∼ 0.15 ％, Mn：0.2 ％ 이상, N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.35 ％ 를 함유하고, 또한 Mo：0.6 ％ 이하, W：1.5 ％ 이하에서 선택된 1 종 이상을 함유하고, 단독으로 함유하는 경우에는 각각 Mo：0.1 ％ 이상, W：0.2 ％ 이상이고, Ex.C (Ti, Mo, W 와 결합되지 않는 C) 가 0.015 ％ 이하, Mn 이 Ex.C 와의 특정 관계를 만족시키는 조성과 실질적으로 페라이트 조직에, Ti 와 Mo 및 W 중 1 종 이상을 함유하는 10 ㎚ 미만의 석출물이 분산 석출된 조직을 갖는 강판으로 하고 있다. 이로써, 인장 강도 550 MPa 이상을 갖는 강도 안정성이 우수한 고장력 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다. 그러나, Mn 을 1 ％ 이상 함유하면, Mn 의 편석에 의해 강도의 안정성이 저하되고, 폭 방향의 강도의 안정성을 유지할 수 없다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 5 에는, 형상 동결성이 우수한 고신장 플랜지성 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 페라이트 또는 베이나이트를 면적률로 최대 상으로 하고, 입계에 있어서의 철탄화물의 점유율이 0.1 이하이고, 또한 이 철탄화물의 최대 입자경이 1 ㎛ 이하이며, 적어도 판두께 중심에 있어서의 판면에 평행하게 특정 방위의 결정을 정렬한 집합 조직을 갖고, r 값이 특정 범위에 있는 강판으로 한다. 이로써, 스프링 백량이 작아지고, 형상 동결성이 향상되는 것으로 되어 있다. 그러나, 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 특정한 집합 조직을 코일의 길이 방향, 폭 방향으로 안정적으로 확보하기가 어려워 안정적인 강도를 갖는 강판을 얻는 것이 어렵다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 6 에는, 질량％ 로, C：0.02 ∼ 0.08 ％, Si：0.01 ∼ 1.5 ％, Mn：0.1 ∼ 1.5 ％, Ti：0.03 ∼ 0.06 ％ 를 함유하고, Ti 와 C 의 비를 Ti/C：0.375 ∼ 1.6 으로 조정하고, TiC 를 0.8 ∼ 3 ㎚, 평균 개수 밀도를 1×10¹⁷ 개/㎤ 이상으로 하는 인장 강도 540 ∼ 650 MPa 로 하는 성 (省) 합금형 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 6 에 기재된 기술에서는, 600 ℃ 이하의 온도에서 권취함으로써 TiC 를 미세 분산시키고, 인장 강도：540 MPa 이상의 고강도를 확보하고 있다. 그러나, 석출물의 크기를 0.8 ∼ 3 ㎚ 의 범위로 한정해도, 인장 강도보다 석출물 사이즈의 변화에 민감한 항복 강도가 크게 변동한다. 또, 특허문헌 6 의 실시예에 나타내는 바와 같이, 인장 강도：590 MPa 급 이상을 확보하기 위해서는, 권취 온도：575 ℃ 이하이고, 또한 1 ％ 이상의 Mn 혹은 0.07 ％ 이상의 C 를 함유할 필요가 있어, 안정적으로 강도가 얻어지지 않는다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 7 에는, 강도 연성 밸런스가 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 7 에 기재된 기술은, 질량％ 로, C：0.01 ∼ 0.2 ％, Mn：0.20 ∼ 3 ％ 를 함유하고, Ti：0.03 ∼ 0.2 ％, Nb：0.01 ∼ 0.2 ％, Mo：0.01 ∼ 0.2 ％, V：0.01 ∼ 0.2 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 페라이트 단상 조직이, 결정립 내에 8 ㎚ 이하의 석출물 또는 클러스터의 개수 밀도가 상이한, 경질 페라이트 결정립 A 와 연질 페라이트 결정립 B 의 2 종의 결정립으로 이루어지고, 강도 연성 밸런스가 우수한 열연 강판이다. 결정립별로 경도를 바꿈으로써, DP 강의 가공 경화 거동을 의사적으로 재현하고자 하는 것이다. 그러나, 특허문헌 7 에 기재된 기술에서는, Si 혹은 Al 을 단독으로 혹은 복합시켜 다량으로 함유할 필요가 있고, Si, Al 을 다량 함유하고 비로소 8 ㎚ 이하의 석출물 또는 클러스터의 분포를 소정의 개수 밀도로 분산시킬 수 있는 것으로 되어 있다. 또한 특허문헌 7 에 기재된 기술에서는, 강도 확보의 관점에서, 실시예에 나타내는 바와 같이 0.87 ％ 이상의 Mn 함유를 필요로 하고 있다. 또한, 특허문헌 7 에 기재된 기술에서는, 결정립별 클러스터의 분포 제어는, 결정립별 강도의 편차를 조장하여, 코일 내에서 안정적인 재질을 얻을 수는 없다는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 2007-308771호 일본 공개특허공보 2004-250743호 일본 공개특허공보 2003-321734호 일본 공개특허공보 2003-321735호 일본 공개특허공보 2002-363693호 일본 공개특허공보 2011-26690호 일본 공개특허공보 2007-247046호

특허문헌 1 ∼ 7 에 기재된 기술에서는 모두, 대체로 고강도화와 가공성 및 형상 동결성의 향상을 기대할 수 있는 것으로 되어 있다. 그러나, 모든 기술에서, 동일 강판 (코일) 내에서의 강도의 변화가 커 강도가 안정되지 않기 때문에, 동일한 강판 (코일) 으로부터 제작된 부품 (부재) 내에서도 치수 정밀도가 상이하여 치수 정밀도가 안정된 부품을 제조하기 어렵다는 문제가 있다.

본 발명은 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 코일 내에서의 기계적 특성의 변동이 작고, 치수 정밀도가 안정된 부품의 제조가 가능한, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서 말하는 「고강도 열연 강판」이란, 항복 강도 (YS)：530 MPa 이상, 바람직하게는 인장 강도 (TS)：590 MPa 이상의 고강도를 갖는 열연 강판을 말하는 것으로 한다. 또, 「코일 내에서의 기계적 특성의 변동이 작다」는 것은, 후술하는 실시예에 있는 바와 같이, 코일로 된 강대에 있어서, 폭 중앙 위치와 폭 가장자리측 위치의 항복 강도 (YS) 의 차이 (ΔYS) 가 20 MPa 이하인 것을 말하는 것으로 한다.

일반적으로, 프레스 성형 부품의 치수 정밀도는, 스프링 백량으로 평가된다. 안정적인 치수 정밀도를 갖는 부품이란, 동종의 부품 사이에서 스프링 백량이 일정한 것을 말한다. 「스프링 백」량은, 가공을 종료하고, 변형 응력을 제하했을 때의 변형량인데, 소재의 항복 강도에 의존한다. 따라서, 안정적인 치수 정밀도의 부품으로 하기 위해서는, 소재의 항복 강도을 일정하게 조정할 필요가 있게 된다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 항복 강도：530 MPa 이상으로 고강도화된 고강도 열연 강판에 있어서의, 코일 내에서의 강도 변동에 미치는 각종 요인에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 강도 변동의 요인의 하나로서 경질상의 크기나 분포 형태의 변동이 있는 것에 상도하여, 경질상의 생성을 배제하기 위해, 금속 조직을, 페라이트 결정립의 모임으로 이루어지는 실질적으로 페라이트상 단상 조직으로 하는 것으로 하였다. 다시 말하자면, 항복 강도가 530 MPa 이상이 되는 고강도화된 열연 강판에서는, 강판 조직에 다종 다양한 상이 포함되는 경우가 있고, 각 상 분율의 변화, 각 상 경도의 변화에 의해 강판 강도는 크게 변화된다. 그래서, 본 발명자들은, 이 강도 변화는, 금속 조직을 다종 다양한 상을 포함하는 복합 조직으로 한 것으로는 간단하게 억제할 수 없다고 생각하여, 금속 조직을 단상화시킬 필요가 있는 것에 상도하였다.

또한, 결정립 미세화 (grain size is refined) 를 실시한 조직에서는, 약간의 결정 입경의 변동도, 강도 변동의 큰 요인이 된다고 생각하여, 결정립의 미세화를 적극적으로 실시하지 않는 것으로 하였다. 그리고, 본 발명자들은, 페라이트상 단상 조직에서, 극단적인 세립화에 의한 강화를 실시하지 않는 강판에서는, 강도 변동의 큰 요인은, 탄화물의 크기나 그 석출량의 변동에 있는 것에 상도하였다.

추가적인 검토 결과, 탄화물의 크기나 그 석출량의 변동은 탄화물의 석출 타이밍의 편차에 있음을 밝혀냈다. 또, 탄화물의 석출 타이밍의 편차는, Si 및 Mn 량을 저감시킴으로써 해소하는 것을 신규로 알아냈다.

먼저, 본 발명자들은, 강 중의 Mn 량이 많을 때에, 폭 방향의 인장 강도가 변화하는 것을 알아내어, Mn 량을 삭감시키는 것에 상도하였다. 다시 말하자면, 강 중의 Mn 량이 많으면 Mn 이 편석되고, 그 부위에서 탄화물의 석출 타이밍이 느려지고, 또한 Mn 에 의한 고용 강화에 의해 그 부위가 비정상적으로 경질화된다. 그래서, 종래의 고강도 강판에서는, 통상적인 함유량으로 생각되어 온 0.8 ％ 이상의 Mn 함유에 의해 강도가 큰 변동이 발생하는 것을 알아내었다. 또, Si 에 대해서도, 통상적인 함유량으로 생각되어 온 0.3 ％ 이상의 함유량에서도, Mn 과 동일하게 강판 조직의 변화, 즉 강도 변동의 원인이 되는 것을 밝혀냈다.

이와 같은 점에서, 본 발명자들은, Si 및 Mn 량을 저감시키고, 조직을 실질적으로 페라이트상 단상으로 하고, 또한 페라이트상의 페라이트 결정립 내에 균일하게 초미세한 TiC 를 분산시킨 조직으로 하면, 강판 (코일) 각 위치에서, 탄화물의 크기와 석출량을 일정하게 유지할 수 있고, 항복 강도：530 MPa 이상의 고강도를 유지하면서, 강판 (코일) 내에서의 강도 변동이 현저히 작은 고강도 열연 강판이 얻어지는 것을 지견하였다. 여기서, 본 발명에 있어서의 「실질적으로 페라이트상 단상」이란, 광학 현미경 및 주사형 전자 현미경으로 500 ∼ 5000 배로 관찰했을 때에, 페라이트 결정립이 금속 조직의 95 ％ 이상을 차지하고 있는 경우를 말한다.

본 발명은 이러한 지견에 기초하여 더욱 검토를 부가하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하, Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성과, 추가로 페라이트상이 면적률로 95 ％ 이상을 차지하고, 페라이트 결정립이 1 ㎛ 이상인 평균 입경을 갖고, 또한 페라이트 결정립 내에 평균 입경：7 ㎚ 이하의 TiC 를 분산 석출시킨 금속 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 항복 강도 530 MPa 이상의 고강도 열연 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, B：0.0020 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, Cu, Ni, Cr, Co, Mo, Sb, W, As, Pb, Mg, Ca, Sn, Ta, Nb, V, REM, Cs, Zr, Zn 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 청구항 1 또는 2 에 기재된 고강도 열연 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 TiC 가 T 와 C 의 원자수 비, Ti/C 가 1 미만인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(6) (5) 에 있어서, 상기 도금층이, 아연 도금 또는 아연 함유 합금 도금인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

(7) 강 소재에, 조 (粗) 압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료후, 냉각시키고, 권취하여 열연 강판으로 하는 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 강 소재를, 질량％ 로, C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하, Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 강 소재에, 오스테나이트 단상역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도：860 ℃ 이상 1050 ℃ 이하가 되는 마무리 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료후부터 750 ℃ 까지의 온도역에서 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 권취 온도：580 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 코일 형상으로 권취하여 열연판으로 하는 것을 특징으로 하는 항복 강도 530 MPa 이상의 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(8) (7) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, B：0.0020 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(9) (7) 또는 (8) 에 있어서, 상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, Cu, Ni, Cr, Co, Mo, Sb, W, As, Pb, Mg, Ca, Sn, Ta, Nb, V, REM, Cs, Zr, Zn 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 항복 강도：530 MPa 이상의 고강도를 유지하면서, 코일 내에서의 기계적 특성의 변동이 작고, 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판을 용이하게 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또, 본 발명에 따르면, 치수 정밀도가 안정된 부품의 제조가 가능해져, 자동차 차체의 경량화, 제품의 경량화에 기여한다는 효과도 있다.

본 발명의 열연 강판은, C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하, Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하, S：0.02 ％ 이하, Al：0.1 ％ 이하, N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다.

먼저, 본 발명의 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 이하, 특별히 언급되지 않는 이상 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하

C 는, 본 발명에서는, Ti 와 결합되어 탄화물 (TiC) 로서 석출되고, 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.010 ％ 를 초과하는 함유를 필요로 한다. 0.010 ％ 이하에서는, 항복 강도 530 MPa 이상의 고강도를 확보할 수 없다. 한편, 0.06 ％ 를 초과하는 함유는, 펄라이트가 생성되어 강도의 안정성이 저하되는 데다 신장 플랜지성도 저하된다. 그래서, C 는 0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.010 ∼ 0.025 ％ 이다.

Si：0.3 ％ 이하

Si 는, 강판 강도를 증가시키기는 하지만, 연신을 저하시키지 않는 원소로서 종래부터 함유되어 온 원소이다. 그러나, 본 발명에서는, Si 는 퀀칭성을 향상시키고, 마텐자이트, 베이나이트 등의 경질상을 잘 형성시켜 강판 강도의 변동에 큰 영향을 미친다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 단, 0.3 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, 본 발명에서는 Si 는 0.3 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.2 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.1 ％ 이하이다. Si 함유량은 제로여도 문제 없다.

Mn：0.8 ％ 이하

Mn 은, Si 와 마찬가지로 고용되어 강판의 강도를 증가시키는 원소로서, 종래에는 적극적으로 이용되어 왔다. 그러나, Mn 은, Si 와 마찬가지로 퀀칭성을 향상시키고, 마텐자이트, 베이나이트 등의 경질상을 잘 생성시켜 강판 강도의 변동에 큰 영향을 미친다. 또, Mn 은, 편석되기 쉽고, 편석된 지점 (편석부) 에서는, 부분적으로 변태점이 저온화되고, 경질상을 형성하여 부분적으로 강도를 높이기 때문에, 강판 내 (코일 내) 에서 강도가 변동하여 강도의 안정성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Mn 은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.8 ％ 까지는 허용할 수 있다. 그래서, Mn 은 0.8 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.15 ∼ 0.55 ％ 이다.

P：0.03 ％ 이하

P 는, 강판 중에서 페라이트 입계 등에 편석되고, 신장 플랜지성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.03 ％ 까지는 허용할 수 있다. 그래서, P 는 0.03 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. P 함유량은 제로여도 문제 없다.

S：0.02 ％ 이하

S 는, TiS 를 형성하고 Ti 를 소비하기 때문에, 강도 변동의 요인이 되기도 한다. 이와 같은 점은, 0.02 ％ 를 초과하여 함유한 경우에 현저해진다. 그래서, S 는 0.02 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001 ％ 이하이다. S 함유량은 제로여도 문제 없다.

Al：0.1 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하여 함유하면 Al 산화물로서 잔존하고, 응집하여 조대한 Al 산화물 (알루미나) 이 되기 쉽다. 조대한 Al 산화물은, 파괴의 기점이 되어 강도가 변동하기 쉬워진다. 그래서, 강도 안정성의 확보라는 관점에서, Al 은 0.1 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.015 ∼ 0.065 ％ 이다.

N：0.01 ％ 이하

N 은, 강 중에서 Ti 와 결합하여 TiN 을 형성하기 때문에, N 이 0.01 ％ 를 초과하여 다량이 되면, 탄화물이 될 수 있는 Ti 량이 N 의 존재에 의해 저하되고, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 조대한 TiN 의 석출은 Ti 를 소비하고, 강도를 담당하는 미세 TiC 의 석출량을 저감시키고, 강도 변화의 원인이 됨과 함께, 가공시의 파괴 기점이 되기 쉬워 신장 플랜지 가공성도 저하된다. 그래서, N 은 본 발명에 있어서는, 유해한 원소로서 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 이와 같은 점에서, N 은 0.01 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.006 ％ 이하이다. N 함유량은 제로여도 문제 없다.

Ti：0.05 ∼ 0.10 ％

Ti 는, 본 발명에서 원하는 고강도를 확보하기 위한 중요한 원소로서, 미세한 TiC 를 형성하여 강판을 고강도화시키는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. Ti 가 0.05 ％ 미만에서는, 원하는 고강도인 항복 강도 530 MPa 이상을 확보할 수 없다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는, 고용 Ti 가 많아져 TiC 의 조대화 (coarsening) 를 억제할 수 없게 되고, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, Ti 는 0.05 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는, 첨가된 Ti 는 거의 모두 Ti 함유 석출물로 되어 있고, 고용 상태에 있는 Ti 량은 0.001 ％ 이하이다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 본 발명에서는, 이들 기본 성분에 부가하여 선택 원소로서 B：0.0020 ％ 이하를, 필요에 따라 함유해도 된다.

B：0.0020 ％ 이하

B 는, 강 중에서 고용 상태로 존재하고, 오스테나이트 (γ)→페라이트 (α) 변태를 지연시켜, TiC 를 미세하게 석출시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0010 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.0020 ％ 를 초과하는 함유는, γ→α 변태가 지나치게 억제되어 베이나이트상 등이 생성되기 쉬워지고, 신장 플랜지 가공성이 열화되고, 또한 강판 폭 방향의 강도 안정성이 저하된다. 그래서, 함유하는 경우에는, B 는 0.0020 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 상기한 성분 이외에, Cu, Ni, Cr, Co, Mo, Sb, W, As, Pb, Mg, Ca, Sn, Ta, Nb, V, REM, Cs, Zr, Zn 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 경우에도, 이들의 합계 함유량이 1 ％ 이하이면, 본 발명의 효과에 대한 영향은 적기 때문에, 합계로 1 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 페라이트상이 면적률로 95 ％ 이상을 차지하는 금속 조직을 갖고, 페라이트상 중의 페라이트 결정립이 1 ㎛ 이상인 평균 결정 입경을 갖고, 또한 페라이트 결정립 내에 평균 입경：7 ㎚ 이하의 TiC 를 분산 석출시킨 금속 조직을 갖는다.

금속 조직：페라이트상이 면적률로 95 ％ 이상

본 발명에서는, 금속 조직을 페라이트 결정립으로 이루어지는 실질적으로 페라이트상 단상으로 하는 것이 중요하다. 페라이트상 이외에, 마텐자이트상이나 베이나이트상 등의 경질상을 다량으로 함유하면, 그 조직 분율에 의존하여 강도가 변동한다. 그래서, 강판 (코일) 내의 강도 변동을 억제하기 위해서, 금속 조직은 실질적으로 페라이트상 단상으로 하였다. 여기서 말하는 「실질적으로 페라이트 단상」이란, 조직 전체에 대한 페라이트상의 면적률로 100 ％ 인 경우 이외에, 해당 상이 조직 전체에 대한 면적률로 95 ％ 이상, 바람직하게는 98 ％ 초과인 경우를 포함하는 의미이다. 여기서 말하는 「금속 조직」이란, 광학 현미경이나 주사형 전자 현미경으로 500 ∼ 5000 배로 관찰할 때에 보이는 금속 조직을 말한다.

페라이트 결정립의 평균 결정 입경：1 ㎛ 이상

본 발명에서는, 코일 (강판) 내의 강도 변동을 줄이기 위해, 강도를 변동시키는 요인을 최대한 배제한다. 그래서, 본 발명에서는, 강도 증가의 유효한 수단인 결정립의 적극적인 미세화는 실시하지 않는다. 페라이트 결정 입경이 1 ㎛ 미만이 되면, 미세화에 의한 강화가 급격하게 증대하는 영역이 되고, 강도가 페라이트 결정 입경에 크게 의존하게 된다. 그래서, 코일 (강판) 내의 약간의 결정 입경의 변화에 따라 강도가 크게 변동하게 된다. 이와 같은 점에서, 페라이트 결정립의 평균 입경을 1 ㎛ 이상으로 한정하였다.

페라이트 결정립 내에 석출된 TiC 의 평균 입경：7 ㎚ 이하

본 발명에서는, 페라이트 결정립 내에 미세한 Ti 탄화물 (TiC) 을 석출시켜, 항복 강도：530 MPa 이상이 되는 고강도화를 도모한다. 미세 탄화물의 석출만을 제어하여 고강도화시키기 때문에, 안정적으로 원하는 강도를 확보할 수 있다. TiC 의 평균 입경이 7 ㎚ 를 초과하여 커지면, 항복 강도：530 MPa 이상의 고강도를 확보하기 어려워진다. 그래서, TiC 의 평균 입경은 7 ㎚ 이하로 한정하였다.

TiC 중의 T 와 C 의 원자수 비, Ti/C：1 미만

Ti 탄화물 (TiC) 중의 Ti 와 C 의 원자수 비 (Ti/C) 는 TiC 를 미세하게 석출시키기 위해서 중요해진다. TiC 가 석출될 때에 탄화물 중의 Ti 가 C 보다 과잉으로 존재하면, Ti 탄화물 (TiC) 이 조대화되기 쉬워진다. 그래서, TiC 중의 Ti 와 C 의 원자수 비, Ti/C 를 1 미만으로 한정하는 것이 바람직하다. 또, 미량의 Nb, V, Mo, W 가 TiC 에 고용되어 있는 경우가 있는데, 본 발명에서는 이와 같은 Nb, V, Mo, W 가 고용된 TiC 를 포함시켜 TiC 로 나타냈다. 또한, Ti 는 비교적 저렴하게 첨가할 수 있는 원소이고, Ti 이외의 미세 탄화물 형성 원소, 즉 상기 선택 원소 중, Mo, W, Nb, V 는 무첨가 (불순물 정도의 함유량) 로 하는 것이 비용 상승을 회피하는 관점에서 바람직하다.

또, 강판에 내식성을 부여하기 위해서, 강판 표면에 도금층을 형성해도 된다. 본 발명의 열연 강판은, 표면에 도금층을 형성해도, 본 발명의 효과를 저해시키는 일은 없다. 표면에 형성되는 도금층의 종류는, 특별히 한정할 필요는 없고, 전기 도금, 용융 도금 등, 어느 것이어도 전혀 문제 없이 적용할 수 있다. 용융 도금으로는, 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금 등을 들 수 있다. 또, 용융 아연 도금 후에, 용융 아연 도금층을 합금화시킨 합금화 용융 아연 도금으로 해도 전혀 문제는 없다. 열연 강판의 강도에 특별히 상한은 설정하지 않지만, 후술하는 실시예에서 알 수 있는 바와 같이 TS：750 MPa 이하, 혹은 725 MPa 이하의 강판으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 제조 방법에서는, 강 소재에, 조압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각시키고, 권취하여 열연 강판으로 한다. 이 때, 오스테나이트 단상역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도：1050 ℃ 이하가 되는 마무리 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료후부터 750 ℃ 까지의 온도역에서 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 권취 온도：580 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 코일 형상으로 권취하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 있어서는, 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없고, 전로, 전기로 등의 상용되는 용제로에서, 상기한 조성을 갖는 용강을 용제하고, 연속 주조법 등의 상용되는 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 상용되는 주조 방법을 적용해도 된다.

얻어진 강 소재에 조압연 및 마무리 압연을 실시하는데, 조압연에 앞서 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열한다. 조압연 전의 강 소재가 오스테나이트 단상역까지 가열되어 있지 않으면, 강 소재 중에 존재하는 TiC 의 재용해가 진행되지 않고, 압연 후에 TiC 의 미세 석출이 달성되지 않는다. 따라서, 조압연에 앞서, 강 소재를 오스테나이트 단상역으로 가열한다. 가열 온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도가 과잉으로 고온이 되면, 표면이 과잉으로 산화되고 TiO₂ 가 형성되어 Ti 가 소비되어, 강판이 된 경우에 표면 근방의 경도가 저하된다. 그래서, 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 주조 후의 강 소재를 가열하지 않고 직송 압연 (direct rolling (process)) 해도 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 한정할 필요는 없다.

마무리 압연 종료 온도：860 ℃ 이상 1050 ℃ 이하

마무리 압연 종료 온도가 1050 ℃ 을 초과하여 고온이 되면, 페라이트 결정립이 조대화하기 쉬워져, 강판 강도가 현저히 저하된다. 그래서, 마무리 압연 종료 온도는 1050 ℃ 이하로 하였다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 860 ℃ 미만에서는, 최종적으로 얻어지는 페라이트 입자가 1 ㎛ 미만으로 되어, 결정립의 미세화 효과가 현저해지기 때문에, 강판 내의 강도 변동이 커지기 쉽다. 그래서, 마무리 압연 종료 온도는 860 ℃ 이상으로 하였다. 또한, 바람직하게는 900 ℃ 이상이다.

마무리 압연 종료후부터 750 ℃ 까지의 온도역에서의 평균 냉각 속도：30 ℃/s 이상

미세한 TiC 를 얻기 위해서는, 마무리 압연 종료후, 가속 냉각시켜 가능한 한 낮은 온도에서 γ→α 변태가 발생하도록 하는 것이 필요해진다. 냉각 속도가 30 ℃/s 미만으로 느려지면, γ→α 변태가 고온에서 발생하게 되고, 페라이트 중으로 석출된 TiC 가 조대화되기 쉬워 미세한 TiC 를 얻기 어려워진다. 이와 같은 점에서, 마무리 압연 종료후부터 750 ℃ 까지의 온도역에서의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상으로 하였다. 또한 바람직하게는 50 ℃/s 이상이다. 또, 냉각 속도의 상한은, 폭 방향의 냉각의 불균일을 초래하기 쉬워지기 때문에, 450 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도 (coiling temperature)：580 ℃ 이상 700 ℃ 이하

권취 온도가 580 ℃ 미만에서는, 베이나이틱 페라이트나 베이나이트가 발생하게 되고, 실질적으로 페라이트상 단상 조직을 얻기 어려워진다. 그래서, 권취 온도는 580 ℃ 이상으로 하였다. 또한, 바람직하게는 600 ℃ 이상이다. 한편, 700 ℃ 을 초과하는 권취 온도에서는, 펄라이트나 조대한 TiC 가 생성되어, 강도가 저하되기 쉬워진다. 그래서, 권취 온도는 700 ℃ 이하로 하였다. 또한, 바람직하게는 680 ℃ 이하이다.

상기한 공정에서 제조된 열연 강판에는, 추가로 강판 표면에 도금층을 형성하는 도금 처리를 실시해도 된다. 표면에 형성하는 도금층의 종류는, 특별히 한정할 필요는 없고, 전기 도금, 용융 도금 등, 어느 것이어도 전혀 문제 없이 적용할 수 있다. 용융 도금으로는, 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금 등을 들 수 있다. 또, 용융 아연 도금 후에, 용융 아연 도금층을 합금화시킨 합금화 용융 아연 도금으로 해도 전혀 문제는 없다.

이하, 또한 실시예에 따라 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 용강을 상용되는 용제 방법 (전로) 으로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브 (강 소재) (두께：270 ㎜) 로 하였다. 이들 슬래브를, 표 2 에 나타내는 가열 온도로 가열하고, 조압연하고, 이어서, 표 2 에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료후, 750 ℃ 까지의 온도역에서 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로 가속 냉각시키고, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하여 판두께：2.3 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 또한, 일부의 열연 강판 (강판 No.6 ∼ 10) 에는, 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 강판 표면에 도금층을 형성하였다. 또한 일부의 강판에서는, 도금층의 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금층으로 하였다. 도금의 부착량은 45 g/㎡ 로 하였다.

얻어진 열연 강판에 대해, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰

얻어진 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 연마하고, 나이탈 (nital) 액으로 부식시키고, 광학 현미경 (배율：500 배) 및 주사형 전자 현미경 (배율：3000 배) 으로 조직을 관찰하며 촬상하였다. 얻어진 조직 사진으로부터, 화상 해석 장치를 사용하여 조직의 종류 및 그 면적률을 산출하였다. 또, 압연 방향에 평행한 단면을 경면 연마하고, 나이탈 부식액으로 부식시키고, 페라이트 입자를 출현시켜 광학 현미경 (배율：100 배) 으로 조직을 촬상하였다. 얻어진 조직 사진에 대해, 압연 방향, 판두께 방향으로 각각 10 개의 직선을, 100 ㎛ 이상의 간격으로 그어 입계와 직선의 교점 수를 세었다. 전체 선 길이를 교점의 수로 나눈 것을 페라이트 입자 하나의 선분 길이로 하고, 이것에 1.13 을 곱하여 ASTM 페라이트 입경을 구하였다.

또, 얻어진 강판으로부터 투과형 전자 현미경 관찰용 시험편을 채취하고, 기계 연마, 화학 연마에 의해 투과형 전자 현미경 관찰용 박막으로 하였다. 얻어진 박막을 사용하여 투과형 전자 현미경 (배율：340000 배) 으로 조직을 관찰하며, 각 5 시야에서 촬상하였다. 얻어진 조직 사진을 사용하여 합계로 100 개의 TiC 에 대해, 그 최대 직경 (d) (디스크 상하면에서의 가장 큰 부분의 직경) 과 디스크 상하면과 직교하는 방향에 있어서의 디스크 형상 석출물의 직경 (두께) (t) 을 측정하고, 그것들의 산술 평균값 (평균 입경 (ddef)＝(d＋t)/2) 을, 각 강판에서의 TiC 의 평균 입경으로 정의하였다.

또, 얻어진 강판으로부터 전해 추출용 시험편을 채취하고, AA 계 전해액 (AA：아세틸아세톤) 중에서 전해시켜 추출 잔사를 포집하였다. 얻어진 전해 추출 잔사를, 투과형 전자 현미경으로 관찰하며, TiC 에 대해 EDX (에너지 분산 X 선 분광 분석기) 로 Ti 농도를, EELS (전자 에너지 손실 분광 분석기) 로 C 농도를 정량하고, TiC 중의 Ti 와 C 의 원자수 비 (Ti/C) 를 산출하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터 인장 방향이 압연 방향과 평행해지도록 JIS 5 호 시험편 (GW：25 ㎜, GL：50 ㎜) 을 채취하였다. 채취 위치는, 강판 길이 방향에서 선단으로부터 150 m 의 위치에서, 폭 중앙 위치와 폭 방향단으로부터 내측으로 50 ㎜ 의 폭 가장자리측 위치의 2 지점으로 하고, 각 지점 각 1 개 채취하였다. 얻어진 인장 시험편을 사용하여, JIS Z2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 특성 (항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS)) 을 측정하였다. 폭 중앙 위치와 폭 가장자리측 위치의 항복 강도의 차이 (ΔYS) 를 구하여 강도 변동의 지표로 하였다. 또한, ΔYS 가 20 MPa 이하인 경우를, 강도 변동이 적은 것으로 하여 ○, 그 이외의 경우를 × 로 하여 평가하였다.

(3) 구멍 확장 시험

얻어진 열연 강판으로부터 구멍 확장 시험편 (130×130 ㎜) 을 잘라내어, 시험편의 중앙 위치에, 펀치로 10 ㎜φ 의 구멍을 클리어런스 12.5 ％ 로 타발하고, 펀치의 타발 방향으로 꼭지각 60 도의 원뿔 펀치를 삽입하여 구멍을 확장하였다. 판두께를 관통하는 명료한 균열이 발생한 단계에서 원뿔 펀치의 삽입을 중지시키고 시험편을 꺼내어 그 구멍의 직경을 측정하였다. 구멍 확장 후의 구멍 직경과 구멍 확장 전의 구멍 직경의 차이를 구멍 확장 전의 값으로 나누고, 거기에 100 을 곱한 숫자를 구멍 확장률 (％) 로 하여 산출하고, 신장 플랜지성의 지표로 하였다. 또한, 구멍 확장률 100 ％ 이상인 경우를 신장 플랜지성이 우수한 것으로 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 항복 강도 (YS)：530 MPa 이상의 고강도를 유지하면서, ΔYS 가 20 MPa 이하로 폭 방향에서의 강도 변동이 적고, 코일 내에서의 기계적 특성의 변동이 작아져 있고, 또한, 구멍 확장률이 100 ％ 이상으로 신장 플랜지성도 우수한 고강도 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 항복 강도 (YS)：530 MPa 미만으로 강도가 저하되어 있거나, ΔYS 가 20 MPa 초과하며 폭 방향에서의 강도 변동이 커져 있거나, 구멍 확장률이 100 ％ 미만으로 신장 플랜지성이 저하되어 있거나, 혹은 그것들이 모두 저하되어 있다.

(실시예 2)

표 1 에 나타내는 강 No.H, No.M 의 조성을 갖는 용강을 전로에서 용제하고, 실시예 1 과 동일하게 연속 주조법으로 슬래브 (두께：270 ㎜) 로 하였다. 이들 슬래브를, 표 2 에 나타내는 강판 No.8, No.12 과 동일한 조건에서 가열하고, 조압연, 마무리 압연을 실시하고, 또한 가속 냉각시키고, 코일 형상으로 권취하여 판두께 2.6 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다. 얻어진 코일에 대해 표 4 에 나타내는 길이 방향의 각 위치에서, 판 폭 방향 중앙부로부터 JIS 5 호 인장 시험편, 구멍 확장 시험편을 채취하여, 실시예 1 과 동일한 조건에서 인장 시험, 구멍 확장 시험을 실시하였다. 얻어진 결과를 표 4 에 나타낸다. 또한, 길이 방향의 40 m 위치를 기준으로 하여 길이 방향 각 위치에서의 항복 강도의 차이 (ΔYS) 도 함께 나타낸다.

모든 코일에서 길이 방향의 기계적 특성의 변화는 작다.

Claims

질량％ 로,
C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하,
Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하,
S：0.02 ％, Al：0.1 ％ 이하,
N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성과, 추가로 페라이트상이 면적률로 95 ％ 이상을 차지하고, 페라이트 결정립이 1 ㎛ 이상인 평균 입경을 갖고, 또한 그 페라이트 결정립 내에 평균 입경：7 ㎚ 이하의 TiC 를 분산 석출시킨 금속 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 항복 강도 530 MPa 이상의 고강도 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, B：0.0020 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, Cu, Ni, Cr, Co, Mo, Sb, W, As, Pb, Mg, Ca, Sn, Ta, Nb, V, REM, Cs, Zr, Zn 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 TiC 가 T 와 C 의 원자수 비, Ti/C 가 1 미만인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
제 5 항에 있어서,
상기 도금층이, 아연 도금 또는 아연 함유 합금 도금인 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.
강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 강 소재를, 질량％ 로,
C：0.010 ％ 초과 0.06 ％ 이하, Si：0.3 ％ 이하,
Mn：0.8 ％ 이하, P：0.03 ％ 이하,
S：0.02 ％, Al：0.1 ％ 이하,
N：0.01 ％ 이하, Ti：0.05 ∼ 0.10 ％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고,
상기 강 소재에, 오스테나이트 단상역으로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도：860 ℃ 이상 1050 ℃ 이하가 되는 마무리 압연을 실시하고, 그 마무리 압연 종료후부터 750 ℃ 까지의 온도역에서 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 권취 온도：580 ℃ 이상 700 ℃ 이하에서 코일 형상으로 권취하여 열연판으로 하는 것을 특징으로 하는 항복 강도 530 MPa 이상의 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, B：0.0020 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 조성에 부가하여 추가로 질량％ 로, Cu, Ni, Cr, Co, Mo, Sb, W, As, Pb, Mg, Ca, Sn, Ta, Nb, V, REM, Cs, Zr, Zn 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판의 제조 방법.