KR20140116914A - 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 질량％로 C가 0.030％ 이상, 0.120％ 이하, Si가 1.20％ 이하, Mn이 1.00％ 이상, 3.00％ 이하, Al이 0.01％ 이상, 0.70％ 이하, Ti가 0.05％ 이상, 0.20％ 이하, Nb가 0.01％ 이상, 0.10％ 이하, P가 0.020％ 이하, S가 0.010％ 이하, N이 0.005％ 이하, 잔량부가 Fe 및 불순물이고, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이하이고, 구(舊)오스테나이트 입자의 애스펙트비(장축/단축)가 5.3 이하이고, 사이즈가 20nm 이하인 (Ti, Nb)C의 석출물 밀도가 109개/mm3 이상이고, 인장 강도와 항복 응력의 비인 항복비 YR이 0.80 이상이고, 인장 강도가 590MPa 이상인 열연 강판을 제공한다.
Description
본 발명은 성형성이 우수하고, 전단 가공 단부면의 피로 특성이 우수한 석출 강화 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본 출원은, 일본 특허 출원 제2012-004554호에 대하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 참조에 의해 본 명세서 중에 원용한다.
최근, 자동차나 각 기계 부품의 경량화가 진행되고 있다. 이 경량화는, 부품 형상의 최적 설계에 의해 강성을 확보함으로써 실현 가능하다. 또한, 프레스 성형 부품 등의 중공 성형 부품에서는, 부품의 판 두께를 감소시키는 것이 직접적인 경량화가 된다. 그러나, 판 두께를 감소시키면서 정파괴 강도 및 항복 강도를 유지하는 것을 목적으로 한 경우, 상기 부품에 고강도 재료를 사용하는 것이 필요해진다. 그로 인해, 저비용이며 강도 특성이 우수한 철강 재료로서, 인장 강도가 590MPa 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다. 한편, 고강도화에는, 높은 강도와 성형 파단 한계, 버링 성형성 등의 성형성의 양립이 필요해진다. 또한, 상기 부품을 섀시 부품으로 한 경우, 아크 용접부의 인성을 확보하여 HAZ 연화를 억제하기 위해, 미소 합금(microalloy) 원소의 첨가에 의한 석출 강화를 주체로 한 강판이 개발되어 있다. 또한, 그 이외에도 다양한 강판이 개발되어 있다(특허문헌 1 내지 5 참조).
상기한 미소 합금 원소는 Ac1 미만의 온도에서, 수nm 내지 수십nm 정도의 정합 석출물의 석출을 촉진시킨다. 열연 강판의 제조 공정에 있어서는 이러한 정합 석출물은 강도를 크게 향상시키지만, 전단 가공 단부면의 미소 깨짐 발생에 의해 성형 특성을 저하시키는 것이 과제이며, 예를 들어 비특허문헌 1에 개시되어 있다. 또한, 상기 전단 가공 단부면의 열화는 전단 단부면 피로 특성을 현저하게 저하시킨다. 그로 인해, 비특허문헌 1에서는 미소 합금 원소를 첨가한 합금 성분을 사용하면서도, 조직 강화를 이용함으로써 상기 과제를 해결하고 있다. 그러나, 조직 강화를 이용한 경우 부품에 요구되는 고항복 강도의 달성이 곤란하며, 석출 강화 열연 강판의 전단 단부면의 열화를 억제하는 것이 과제이다.
철과 강, 구니시게 외 71호, 9 페이지, p1140-1146(1985)
본 발명은 상기한 석출 강화 열연 강판에 있어서의 전단 가공 단부면의 성형성과 피로 특성의 저하를 해결하는 것이며, 전단 가공 단부면의 성형성과 피로 특성이 우수한 인장 강도 590MPa 이상의 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 미소 합금 원소와 탄소 함유량을 각각 적정한 범위로 하고, 나아가 결정 방위를 제어함으로써, 상기한 석출 원소를 함유하는 강판에 있어서의 전단 가공 단부면의 열화를 억제하는 것을 가능하게 하였다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량％로 C가 0.030％ 이상, 0.120％ 이하, Si가 1.20％ 이하, Mn이 1.00％ 이상, 3.00％ 이하, Al이 0.01％ 이상, 0.70％ 이하, Ti가 0.05％ 이상, 0.20％ 이하, Nb가 0.01％ 이상, 0.10％ 이하, P가 0.020％ 이하, S가 0.010％ 이하, N이 0.005％ 이하, 잔량부가 Fe 및 불순물이고, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이하이고, 구(舊)오스테나이트 입자의 애스펙트비(장축/단축)가 5.3 이하이고, 사이즈가 20nm 이하인 (Ti, Nb)C의 석출물 밀도가 109개/mm3 이상이고, 인장 강도와 항복 응력의 비인 항복비 YR이 0.80 이상이고, 인장 강도가 590MPa 이상인 열연 강판.
(2) 상기 (1)에 있어서, 질량％로 B가 0.0005％ 이상, 0.0015％ 이하, Cr이 0.09％ 이하, V가 0.01％ 이상, 0.10％ 이하, Mo가 0.01％ 이상, 0.2％ 이하인 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, V를 함유하는 경우에는 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012인 열연 강판.
(3) 질량％로 C가 0.030％ 이상, 0.120％ 이하, Si가 1.20％ 이하, Mn이 1.00％ 이상, 3.00％ 이하, Al이 0.01％ 이상, 0.70％ 이하, Ti가 0.05％ 이상, 0.20％ 이하, Nb가 0.01％ 이상, 0.10％ 이하, P가 0.020％ 이하, S가 0.010％ 이하, N이 0.005％ 이하, 잔량부가 Fe 및 불순물이고, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012인 강(鋼)을 1250℃ 이상으로 가열하고, Ti 함유량이 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위에 있어서, 마무리 압연시의 최종 압연 온도 960℃ 이상, 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계 30％ 이상, Ti 함유량 0.10％<Ti≤0.20％의 범위에 있어서 마무리 압연시의 최종 압연 온도 980℃ 이상, 또한 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계 40％ 이상에서 열간 압연하고, 450℃ 이상, 650℃ 이하에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법.
(4) 상기 (3)에 있어서, 상기 강은, 질량％로 B가 0.0005％ 이상, 0.0015％ 이하, Cr이 0.09％ 이하, V가 0.01％ 이상, 0.10％ 이하, Mo가 0.01％ 이상, 0.2％ 이하인 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, V를 함유하는 경우에는 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012인 열연 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 인장 강도 590MPa 이상의 석출 강화를 이용한 열연 강판의 전단 가공 단부면의 미소 깨짐 발생을 억제하고, 전단 단부면의 성형성 및 피로 특성이 우수한 열연 강판을 제공하는 것이 가능해진다.
도 1은 과잉 C량과 세퍼레이션의 발생 비율의 관계의 조사 결과를 도시하는 도면이다.
도 2는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비와 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 미치는 세퍼레이션 발생에의 영향을 조사한 도면이다.
도 3은 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 5.3을 초과한 시작강(試作鋼) A의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 4는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 5.3 이하이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이상인 시작강 B의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 5는 본 발명의 금속 조직의 특징인 C, Ti, Nb의 밸런스, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비, (Ti, Nb)C 사이즈와 그 석출 밀도를 모두 만족하는 시작강 C의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 6은 시작강 A, B, C의 펀칭 피로 시험의 결과를 나타내는 그래프이다.
도 7은 시작강 A와 시작강 C의 피로 파면을 비교하는 도면이다.
도 8은 Ti의 함유량이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 {112}(110)극밀도에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 9는 Ti의 함유량이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 10은 Ti의 함유량이 0.10％ 초과, 0.20％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 {112}(110)극밀도에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 11은 Ti의 함유량이 0.10％ 초과, 0.20％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 12는 사이즈가 20nm 이하인 석출물 밀도와 권취 온도의 관계를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
도 13은 사이즈가 20nm 이하인 석출물 밀도와 항복비 YR의 관계를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
도 14는 성분 및 금속 조직의 특징을 모두 만족함으로써 세퍼레이션이 억제된 발명강과, 성분 및 금속 조직의 특징을 모두 만족하지 않음으로써 세퍼레이션이 발생한 비교강에 있어서의 105회 시간 강도 σp와 인장 강도 TS의 관계에 의한 본 발명의 효과를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
도 2는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비와 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 미치는 세퍼레이션 발생에의 영향을 조사한 도면이다.
도 3은 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 5.3을 초과한 시작강(試作鋼) A의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 4는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 5.3 이하이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이상인 시작강 B의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 5는 본 발명의 금속 조직의 특징인 C, Ti, Nb의 밸런스, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비, (Ti, Nb)C 사이즈와 그 석출 밀도를 모두 만족하는 시작강 C의 전단 단부면의 세퍼레이션의 관찰 결과를 도시하는 도면이다.
도 6은 시작강 A, B, C의 펀칭 피로 시험의 결과를 나타내는 그래프이다.
도 7은 시작강 A와 시작강 C의 피로 파면을 비교하는 도면이다.
도 8은 Ti의 함유량이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 {112}(110)극밀도에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 9는 Ti의 함유량이 0.05％ 이상, 0.10％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 10은 Ti의 함유량이 0.10％ 초과, 0.20％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 {112}(110)극밀도에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 11은 Ti의 함유량이 0.10％ 초과, 0.20％ 이하인 경우의 마무리 압연 온도 및 최종 2 스탠드의 압하율 합계가 미치는 구오스테나이트 입자의 애스펙트비에의 영향을 조사한 결과를 도시하는 도면이다.
도 12는 사이즈가 20nm 이하인 석출물 밀도와 권취 온도의 관계를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
도 13은 사이즈가 20nm 이하인 석출물 밀도와 항복비 YR의 관계를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
도 14는 성분 및 금속 조직의 특징을 모두 만족함으로써 세퍼레이션이 억제된 발명강과, 성분 및 금속 조직의 특징을 모두 만족하지 않음으로써 세퍼레이션이 발생한 비교강에 있어서의 105회 시간 강도 σp와 인장 강도 TS의 관계에 의한 본 발명의 효과를 조사한 결과를 도시한 도면이다.
본 발명의 상세에 대하여 이하에 설명한다.
종래에는 미소 합금 원소에 의한 석출 강화를 이용함으로써, 전단 단부면의 미소 깨짐이 발생하고, 성형성 및 피로 특성이 저하되는 것이 과제였으며, 그 개선을 위해 마르텐사이트나 하부 베이나이트에 의한 조직 강화를 이용한 강판으로 할 필요가 있었다. 그러나, 발명자들은 석출 강화 강판의 미소 합금 원소의 함유량과 탄소 함유량의 각각에 대하여 적정한 값을 탐색하고, 금속 조직 형태와 결정 방위의 제어를 함으로써 종래 곤란하였던 석출 강화강에 있어서의 전단 단부면의 열화를 억제하는 것이 가능하다는 것을 발견하여, 열연 강판을 개발하는 것에 성공하였다.
본 발명이 특징으로 하는 열연 강판의 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.
C는, 그 함유량이 0.030％ 미만이면 원하는 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 원하는 강도를 얻기 위한 Ti, Nb의 하한 함유량에 대하여 C가 부족하면, 입계에 석출되는 C도 부족하기 때문에, 결정립계 강도가 저하되어 전단 단부면의 조도가 현저하게 높아지고, 전단 단부면에 세퍼레이션을 발생한다.
0.120％를 초과한 C의 함유량에서는 시멘타이트 밀도의 증가에 의해 연성이나 버링 성형성을 열화시킬 뿐만 아니라, 펄라이트 조직의 현출에 의해 전단 단부면의 세퍼레이션이 발생한다. 그 때문에 C의 함유량은 0.030％ 이상, 0.120％ 이하로 하였다.
Si는 시멘타이트의 조대 성장을 억제하고, 고용 강화를 발현시키는 유효한 원소이다. 한편, Si의 함유량이 1.20％를 초과하면 전단 단부면에 세퍼레이션이 발생한다. 그로 인해, Si의 함유량은 1.20％ 이하로 하였다. 또한, Si는 고용 강화를 발현시키고, 또한 탈산제로서의 효과가 있기 때문에 0.01％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.
Mn의 함유량은 1.00％ 이상, 3.00％ 이하로 하였다. Mn은 고용 강화 원소이며, 590MPa 이상의 강도를 발현시키기 위해서는, 1.00％ 이상 함유하는 것이 필수가 된다. 또한, Mn의 함유량이 3.00％를 초과하면 Mn 편석부에 Ti 황화물이 형성되어, 연성의 현저한 저하를 나타낸다. 그로 인해, Mn의 함유량은 3.00％ 이하로 하였다.
Al은 탈산 원소로서 첨가되며, 강중 산소를 저감할 수 있을 뿐만 아니라, 페라이트의 변태를 촉진시킴으로써 연성을 향상시키는 유효한 원소이다. 그로 인해, Al의 함유량은 0.01％ 이상으로 하였다. 또한, Al의 함유량이 0.70％를 초과하면, 590MPa 이상의 인장 강도를 달성할 수 없을 뿐만 아니라, 0.80 이상의 항복비 YR도 달성할 수 없다. 그로 인해, Al의 함유량은 0.01％ 이상, 0.70％ 이하로 하였다.
Ti는 탄화물을 형성함으로써 석출 강화를 발현한다. 590MPa 이상의 강판 강도를 얻기 위해서는, 0.05％를 초과하여 함유하는 것이 필요하다. 특히, Ac1 미만의 온도에서 석출시킨 경우, 정합 석출에 의한 미세 석출 강화가 발현되지만, C의 함유량이 적은 경우, 고용 C량의 저하에 의해 결정립계 강도가 저하되고, 전단 단부면의 조도가 현저하게 높아져, 전단 단부면에 세퍼레이션을 발생한다.
따라서 본 발명에서는, Ti 함유량과 C 함유량이 하기 수학식 (1)을 만족하고, 또한 후술하는 금속 조직 형태의 특징을 만족함으로써, 전단 가공 단부면의 열화를 억제하고, 상기 세퍼레이션을 억제하는 것을 발견하였다. 또한, 하기 수학식 (1)에 있어서 「*」는 「×(곱셈)」을 나타내고 있다.
0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012… (1)
도 1에는 세퍼레이션의 발생률과 과잉 C의 관계를 나타내었다. 과잉 C가 0.012 미만이 된 경우, 혹은 0.106을 초과한 경우, 세퍼레이션의 발생률은 100％가 되어, 과잉 C의 적정한 범위를 알 수 있었다. 또한, 적정한 과잉 C 범위 내에 있는 것에 대해서는 모두 다른 원소의 함유량이 규정 범위로부터 벗어나도, 세퍼레이션의 발생 빈도는 50％ 이하로 되어 있으며, 수학식 (1)의 과잉 C량을 만족함에 따른 세퍼레이션 억제 효과가 확인되었다. 또한, 본 발명의 성분 범위 내에 있어서도 세퍼레이션 발생률이 0％를 초과하는 것이 확인되어 있어, 이것들은 금속 조직에 기인하여 세퍼레이션이 발생하는 것을 알 수 있었다. 상세에 대해서는 후술하였다.
또한, 과잉 C란 「(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)」로부터 산출되는 과잉의 C 함유량을 나타낸다.
세퍼레이션의 발생률은, 열연 강판을 100mm×100mm×판 두께의 블랭크로 잘라내고, 10mmφ의 원기둥 펀치를 사용하여 클리어런스 10％에서의 펀칭 시험을 10회 실시하고, 펀칭 전단면을 관찰함으로써 측정한 값이다. 또한, 전단 단부면의 세퍼레이션이 발생한 경우, 전단 단부면의 파단면 성상이 선반 형상의 단을 나타낸 것으로 되고, 전단 방향으로 조도계로 측정했을 때의 최대 높이가 50㎛ 이상이 되기 때문에, 본 발명에서는 선반 형상 전단 단부면 성상이며, 또한 최대 높이가 50㎛ 이상인 것을 세퍼레이션의 발생으로 정의하였다. 또한, 세퍼레이션의 발생률은 10회의 펀칭 시험 중에서의 세퍼레이션의 발생 횟수의 비율이다.
Ti 함유량은 0.20％를 초과한 경우, 용태화 처리에 의해서도 Ti는 완전히 고용할 수 없으며, 0.20％를 초과한 함유에서는 슬래브 단계에서 미고용된 Ti와 C 및 N의 조대한 탄질화물을 형성하여, 제품판에 그 조대한 탄질화물이 남음으로써 인성의 현저한 열화가 일어나고, 상기 전단 단부면의 세퍼레이션을 발생한다. 따라서, Ti의 함유량은 0.05％ 이상, 0.20％ 이하로 하였다. 또한, 열연 슬래브의 인성을 확보하기 위해 Ti의 함유량 0.15％ 이하가 바람직하다.
Nb는 Nb 단체에 의한 탄화물을 형성할 뿐만 아니라, TiC 중에 (Ti, Nb)C로서 고용됨으로써 탄화물의 사이즈를 미세하게 하고, 매우 높은 석출 강화능을 발휘한다. Nb가 0.01％ 미만인 경우, 그 석출 강화의 효과가 인정되지 않는다. 또한, Nb의 함유량이 0.10％를 초과하는 경우, 그 효과가 포화된다. 그로 인해, Nb의 함유량은 0.01％ 이상, 0.10％ 이하로 하였다.
P는 고용 강화 원소이다. 한편, 강중에 0.020％를 초과하여 P가 함유되면 결정립계에 편석됨으로써 입계 강도의 저하를 초래하고, 강판이 상기한 세퍼레이션을 발생할 뿐만 아니라, 인성의 저하 및 내(耐)2차 가공 취성을 조장한다. 따라서, P의 함유량은 0.020％ 이하로 하였다. 또한, P의 함유량의 하한값은 특별히 제한은 없지만, 탈P의 비용 및 생산성의 관점에서 0.001％로 하는 것이 바람직하다.
S는 Mn의 화합물을 형성함으로써 신장 플랜지성을 열화시킨다. 그로 인해, S의 함유량은 최대한 낮은 것이 바람직하다. 또한, S의 함유량이 0.010％를 초과하는 경우, 밴드 형상으로 MnS가 편석됨으로써, 상기한 전단 단부면의 세퍼레이션을 발생한다. 따라서 S의 함유량은 0.010％ 이하로 하였다. 또한, S의 함유량의 하한값은 특별히 제한은 없지만, 탈S의 비용 및 생산성의 관점에서 0.001％로 하는 것이 바람직하다.
N은 열간 압연 전에 있어서 TiN을 형성한다. 결정 구조는 NaCl형이며, 지철과의 계면은 비정합이기 때문에, 전단 가공 중에는 TiN을 기점으로 한 균열이 발생하여 상기 전단 단부면의 세퍼레이션을 조장하고, 0.005％를 초과하여 N이 함유된 경우, 전단 단부면의 세퍼레이션을 억제할 수 없다. 따라서, N의 함유량은 0.005％ 이하로 하였다. 또한, N의 함유량의 하한값은 특별히 제한은 없지만, 탈N의 비용 및 생산성의 관점에서 5ppm％로 하는 것이 바람직하다.
이어서 선택 원소에 대하여 설명한다.
B는 입계에 고용됨으로써 P의 입계에의 편석을 억제하고, 입계 강도를 향상시킴으로써 전단 단부면의 조도를 저감시킨다. B의 함유량을 0.0005％ 이상으로 함으로써 1080MPa 이상의 강도를 달성하고, 또한 상기한 전단 단부면의 세퍼레이션을 억제할 수 있어 바람직하다. 또한, B의 함유량이 0.0015％를 초과하여도, 함유에 수반되는 개선 효과는 인정되지 않는다. 따라서, B의 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0015％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Cr은 V와 마찬가지로 MC 중에 고용될 뿐만 아니라, Cr 단체의 탄화물을 형성함으로써 강도를 발현한다. Cr의 함유량이 0.09％를 초과하면 그 효과가 포화된다. 그로 인해 Cr의 함유량은 0.09％ 이하로 하였다. 또한, Cr의 함유량은, 제품 강도의 확보의 관점에서 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
V는 TiC로 치환하여 (Ti, V)C로서 석출함으로써, 고강도의 강판으로 하는 것이 가능해진다. V의 함유량이 0.01％ 미만이면, 그 효과를 발현하지 않는다. 또한, V의 함유량이 0.10％를 초과하면, 열연 강판의 표면 균열을 조장한다. 그로 인해, V의 함유량은 0.01％ 이상, 0.10％ 이하로 하였다. 또한, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012를 만족하지 않는 경우, 고용 C량의 저하에 의해 결정립계 강도가 저하되어 전단 단부면의 조도가 현저하게 높아지고, 전단 단부면에 세퍼레이션을 발생한다.
Mo에 대해서도 석출 원소이지만, 그 함유량이 0.01％ 미만이면 그 효과를 발현하지 않고, 0.2％를 초과한 함유이면 연성이 저하된다. 그로 인해, Mo의 함유량은 0.01％ 이상, 0.2％ 이하로 하였다.
이어서, 본 발명이 특징으로 하는 마이크로 조직 및 집합 조직에 대하여 설명한다.
본 발명의 강판은 상기한 성분 범위를 만족하고, 또한 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도를 5.7 이하로 함으로써, 상기한 전단 단부면의 세퍼레이션을 억제할 수 있다.
{112}(110)은 압연시에 발달한 결정 방위이며, 강판의 압연 방향의 단면을 5％ 과염소산에 의해 전해 연마함으로써 측정면의 표면 왜곡을 제거한 시료를, 25kV 이상의 가속 전압으로 발생시킨 전자를 이용한 후방 산란 전자상(EBSP법에 의한 후방 산란 전자상)으로부터 측정하는 결정 방위이다. 또한, 측정은 압연 방향으로 1000㎛ 이상, 판 두께 방향으로 500㎛의 범위로 하고, 측정 간격은 3㎛ 이상, 5㎛ 이하로 측정하는 것이 바람직하다. 그 이외에, TEM에서의 회절(diffraction) 패턴이나 X선 회절에 의한 동정 방법에서는 측정 위치를 특정할 수 없기 때문에, 이들은 측정 방법으로서는 부적절하다.
구오스테나이트 입자의 형태는 그 애스펙트비(장축/단축)가 5.3 이하임으로써, 상기 전단 단부면의 세퍼레이션이 억제되는 것을 발견하였다. 그로 인해 상기 애스펙트비는 5.3 이하로 하였다.
도 2에는 애스펙트비 및 {112}(110)극밀도와 세퍼레이션의 발생 관계에 대하여 나타내었다. 도면 중의 "○"는 상기 세퍼레이션의 판정 방법에 있어서, 세퍼레이션의 발생률이 0％였던 것을 나타내고 있으며, "×"는 0％를 초과한 것이다. 각 성분의 함유량이 적정한 범위에 있어도 애스펙트비가 5.3을 초과한 경우, 세퍼레이션은 어떠한 극밀도에 있어서도 발생한다. 또한, 각 성분의 함유량이 적정한 범위에 있으며, 애스펙트비 5.3 이하, 극밀도 5.7 이하에 있어서는 세퍼레이션이 발생한 것이 확인되지 않았다. 또한, 구오스테나이트 입자의 현출 방법에는, 도데실벤젠술폰산, 피크르산 또는 옥살산을 사용하는 것이 바람직하다.
도 3에는, 구오스테나이트 입자의 애스펙트 5.3을 초과한 시작 강판 A에 대하여, 상기한 구오스테나이트 입자의 현출 방법에 의해 전단 단부면의 세퍼레이션을 관찰한 결과를 나타내었다. 전단 단부면의 세퍼레이션은 전단 방향에 교차하는 방향으로 선반 형상의 균열면을 나타내고 있으며, 상세 관찰의 결과, 구오스테나이트 입계에 따라 균열이 신전되어 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 5.3 이하이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이상인 시작 강판 B에서는, 도 4에 도시한 바와 같이 세퍼레이션의 면적은 애스펙트비에 따라 저감되지만, 억제까지는 이르지 않았다. 그러나, 본 발명의 금속 조직의 특징인 C, Ti, Nb의 밸런스, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비, (Ti, Nb)C 사이즈와 그 석출물 밀도를 모두 만족하는 시작 강판 C에서는, 도 5와 같이 세퍼레이션은 억제되어 있는 것을 알 수 있으며, 또한 특정한 결정립계에서의 균열의 전파는 인정되지 않는다.
도 6에는 시작 강판 A, B, C의 펀칭 피로 시험의 결과를 나타내었다. 피로 시험은 솅크식 피로 시험기를 사용하여, JISZ2275에 기초한 평활 시험편 중앙부에 편측 클리어런스 10％, 10mmφ의 펀칭 전단 가공을 실시한 시험편을 사용하여 평가를 행하였다. 시작 강판 A, B 및 C는 모두 인장 강도 980MPa 정도이고, 세퍼레이션이 억제된 시작 강판 C에 대하여, 시작 강판 A 및 B의 105회 시간 강도는 약 50MPa 정도의 저하가 인정된다. 시작 강판 A의 피로 파면과 시작 강판 C의 피로 파면의 비교를 도 7에 나타내었다. 시작 강판 C에서는 세퍼레이션부로부터 피로 균열이 발생하고 있어, 시간 강도의 저하가 세퍼레이션의 발생에 의한 것을 알 수 있었다. 전단 가공시에는, 펀치와 다이스의 위쪽으로부터 발생한 균열이 펀치의 스트로크와 함께 판 두께 방향으로 전파되어, 합체됨으로써 전단 단부면을 형성한다. Ti를 주체로 한 정합성 석출물에 의해 강화된 강판에 있어서는 인성의 저하 때문에, 세퍼레이션의 발생을 억제할 수 없다고 생각되고 있었지만, 본 발명에서는 세퍼레이션의 상세 관찰과 발생 기구를 명확히 하고, 또한 적정한 성분 조성으로 하여, 결정 방위와 결정립 형태가 적정한 금속 조직으로 함으로써, 전단 단부면의 세퍼레이션을 억제하고, 또한 전단 단부면의 피로 강도를 향상시킬 수 있다는 것을 발견하였다.
금속 조직 중에 있어서의 사이즈가 20nm 이하인 (Ti, Nb)C의 석출물 밀도는 109개/mm3 이상인 것이 필요하다. 석출물의 사이즈가 20nm 이하인 석출물 밀도가 109개/mm3 미만이면 인장 강도와 항복 응력의 항복비 YR 0.80 이상을 달성할 수 없기 때문이다. 한편, 석출물 밀도는 1012개/mm3 이하인 것이 바람직하다. 석출물의 측정에는, 일본 특허 공개 제2004-317203의 방법을 사용하여 제작한 레플리카 시료를 사용하여, 투과 전자 현미경을 사용하여 10000배 이상의 고배율로 5 시야 이상을 관찰하는 것이 바람직하다. 또한, 석출물의 사이즈란 석출물의 원 상당 직경이다. 또한, 석출물 밀도의 측정 대상이 되는 석출물은 사이즈가 1nm 이상 20nm 이상인 석출물로 한다.
이어서, 본 발명의 강판 제조 방법 특성에 대하여 설명한다. 본 발명의 열연 강판 제조 방법에서는, 슬래브 가열 온도를 1250℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은 함유한 석출 원소를 충분히 용체화시키기 위함이다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 입계가 조대화되기 때문에, 가열 온도는 1300℃ 이하가 바람직하다. 본 발명에 있어서, 마무리 압연 조건은 Ti량에 따라 적정한 범위가 존재하는 것을 발견하였다. Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위에 있어서는, 마무리 압연시의 최종 압연 온도 960℃ 이상, 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계 30％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 또한, Ti 함유량 0.10％<Ti≤0.20％의 범위에 있어서는, 마무리 압연시의 최종 압연 온도가 980℃ 이상이고, 또한 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계가 40％ 이상인 것이 필요하다. 어느 하나가 조건 범위로부터 벗어남으로써, 오스테나이트의 압연에 의한 재결정이 촉진되지 않고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이하, 또한 구오스테나이트 입자의 애스펙트비(장축/단축)가 5.3 이하라는 요건을 만족하지 않는다. 이 마무리 압연시의 최종 압연 온도(마무리 압연 온도라 칭하는 경우가 있음)란, 마무리 압연기의 최종 스탠드의 출구측 15m 이내에 설치된 온도계에 의해 측정한 온도이다. 또한, 이 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계(최종으로부터 2 스탠드를 최종 2 스탠드라 칭하는 경우, 또한 압하율 합계를 합계 압하율이라 칭하는 경우가 있음)란, 최종 스탠드 단독의 압하율의 값과 최종 스탠드의 하나 앞의 스탠드 단독의 압하율의 값을 가산한 합계값(단순합)이다. Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위에 있어서의 마무리 압연 조건이 미치는 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도의 관계 및 구오스테나이트 입자 애스펙트비의 관계를 각각 도 8 및 9에 나타내었다. Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위에 있어서는, 마무리 압연 온도 혹은 최종으로부터 2 스탠드의 합계 압하율이 본 발명의 조건으로부터 벗어나면 구오스테나이트 입자 애스펙트비가 5.3을 초과하는 것을 알 수 있었다. 이어서 0.10％<Ti≤0.20％에 대하여 행한 마찬가지의 조사 결과를 도 10 및 11에 나타내었다. 0.10％<Ti≤0.20％의 범위에서는 마무리 압연 온도 960℃ 이상에 있어서도 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7을 초과하는 것이 나타나며, 마무리 압연 온도를 980℃ 이상으로 함으로써 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이하가 되었다. 또한, 최종 압연 온도가 980℃ 이상이고, 또한 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계가 40％ 이상에서는 극밀도 및 애스펙트비에 관한 조건을 모두 충족하는 것을 알 수 있었다. 이것은 Ti의 오스테나이트 재결정 억제 효과에 의한 것이며, Ti량에 의해 효과를 발현할 수 있는 최적의 마무리 압연 조건이 존재하는 것을 나타내고 있어, 본 발명의 성분 범위 내에서의 최적의 마무리 압연 조건이 이상의 조사로부터 명확해졌다. 또한, Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위 및 0.10％<Ti≤0.20％의 범위의 어떠한 범위에 있어서도, 마무리 압연시의 최종 압연 온도는 1080℃ 이하, 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계는 70％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 후의 권취 온도는 450℃ 이상인 것이 필수가 된다. 450℃ 미만에서는 석출 강화된 균질 조직의 열연 강판을 제조하는 것이 곤란해지고, 0.80 이상의 항복비 YR을 달성하는 것이 곤란해진다. 열연 강판은 주로 바퀴 부분 부품에 적용되는 경우가 많으며, 이로 인해 부재의 파단 응력을 높이고, 또한 부재의 영구변형도 저감시킬 필요가 있다. 본 발명의 열연 강판은, (Ti, Nb)C의 석출에 의해 항복비 YR을 높이고 있다. 또한, 650℃ 초과에서 권취한 경우, 석출물의 조대화가 진행되어, Ti 함유량에 따른 강판의 강도가 얻어지지 않게 된다. 또한, 650℃ 초과에서의 권취 온도에서는, (Ti, Nb)C의 조대화에 의해 오로완 기구(orowan mechanism)가 약해지고, 항복 응력이 저하됨으로써 원하는 항복비 0.80 이상을 달성할 수 없다.
도 12에는 Ti량이 0.05％ 이상, 0.20％ 이하인 열연 강판의 권취 온도와 20nm 이하인 석출물 밀도의 관계를 나타내었다. 권취 온도가 450℃ 미만 혹은 650℃ 초과가 된 경우, 석출물 밀도는 109개/mm3 미만이 되었다. 그 결과, 도 13에 도시한 바와 같이 상기 항복비 YR 0.80 이상을 달성할 수 없으며, 고항복 응력의 열연 강판을 제조할 수 없는 것을 알 수 있었다.
또한, 본 발명의 열연 강판에 있어서,
C의 함유량으로서는 0.36％ 이상 0.100％ 이하의 범위,
Si의 함유량으로서는 0.01％ 이상 1.19％ 이하의 범위,
Mn의 함유량으로서는 1.01％ 이상 2.53％ 이하의 범위,
Al의 함유량으로서는 0.03％ 이상 0.43％ 이하의 범위,
Ti의 함유량으로서는 0.05％ 이상 0.17％ 이하의 범위,
Nb의 함유량으로서는 0.01％ 이상 0.04％ 이하의 범위,
P의 함유량으로서는 0.008％ 이하의 범위,
S의 함유량으로서는 0.003％ 이하의 범위,
N의 함유량으로서는 0.003％ 이하의 범위,
「(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)」으로서는, 0.061 이상 0.014 이하의 범위,
극밀도로서는 1.39 이상 5.64 이하의 범위,
구오스테나이트 입자의 애스펙트비로서는 1.42 이상 5.25 이하의 범위,
석출물 밀도로서는 1.55×109개/mm3 이상 3.10×1011개/mm3 이하의 범위도 들 수 있다.
또한, 본 발명의 열연 강판에 있어서,
Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위의 마무리 압연시의 최종 압연 온도로서는 963℃ 이상 985℃ 이하의 범위,
Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위의 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계로서는 32.5％ 이상 43.2％ 이하의 범위,
Ti 함유량 0.10％<Ti≤0.20％의 범위의 마무리 압연시의 최종 압연 온도로서는 981℃ 이상 1055℃ 이하의 범위,
Ti 함유량 0.10％<Ti≤0.20％의 범위의 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계로서는 40.0％ 이상 45.3％ 이하의 범위,
권취 온도로서는 480℃ 이상 630℃의 범위도 들 수 있다.
실시예
이하에 본 발명의 실시예를 나타낸다.
표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 용제하여, 슬래브를 얻었다. 슬래브를 1250℃ 이상으로 가열하고, 표 2에 나타낸 마무리 압연 온도에서 6 패스에서의 마무리 압연을 행한 후, 냉각대의 평균 냉각 속도 5℃/s로 냉각하고, 권취 재현 로 온도 450℃ 내지 630℃에서 1시간 유지하고, 그 후 공냉함으로써 2.9mmt의 강판을 제조하고, 7％ 염산 수용액으로 표면의 스케일을 제거하여 열연 강판으로 하였다. 또한, 표 2 중의 압하율 합계에는, 상기 열연 강판의 제조 공정에 있어서의 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계값으로서 5 패스, 6 패스의 압하율의 합계를 나타내었다. 각각의 열연 강판은 인장 강도 TS, 연성 El에 대해서는 JIS-Z2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS-Z2241에 기재된 시험 방법에 따라 평가하였다. 또한, 버링 성형성 λ는 JIS-Z2256에 기재된 시험 방법에 따라 평가하였다. 버링 성형성 λ는 JIS-Z2256에 기재된 시험 방법에 따라 평가하였다. 또한, 전단 단부면의 성상 조사는, 10mmφ의 원기둥 펀치와 클리어런스 10％의 다이스를 사용하여 펀칭 전단 가공을 실시한 후, 원주 방향을 육안으로 관찰함으로써 전단 세퍼레이션의 발생 유무를 조사하였다. 전단 세퍼레이션의 발생률의 정의, 측정은 상술한 바와 같다. 전체 시험 번호의 강판에 대하여, 강판 전단 단부면의 피로 특성을 조사하기 위해 평면 시험편으로 가공하고, 상기 펀칭 조건으로 전단 단부면 피로 평가 시험편으로 가공하고, 솅크식 평면 굽힘 피로 시험기를 사용하여, 105회로 파단하는 시간 강도 σp의 평가를 행하였다.
또한, 강판 번호 10의 강판은 수학식 (1)을 만족하지 않기 때문에(표 2 참조), 비교 강판에 해당한다.
표 2에는 전체 시험 번호의 항복 응력, 인장 강도, 전체 신장, 버링 성형성 λ, 전단 단부면의 세퍼레이션 발생의 유무, 전단 단부면의 105회 시간 강도 σp, 105회 시간 강도와 인장 강도의 비 σp/TS를 기재하였다.
시험 번호 1, 4, 6, 9, 12, 16에 대해서는 강판의 성분 조성이 본 발명의 범위로부터 벗어남으로써, 인장 강도가 590MPa 이하가 되었다. 시험 번호 2, 10에 대해서는 수학식 (1)의 Ti, Nb 및 C의 밸런스가 본 발명의 성분 규정으로부터 벗어남으로써, 전단 단부면의 세퍼레이션이 발생하였다. 시험 번호 3에 대해서는 Si를 과도하게 함유함으로써, 강도 및 성형 특성은 열화되지 않았지만, 화성 처리성이 저하되고, 또한 세퍼레이션의 발생이 확인되었다. 또한, 시험 번호 7, 8에서는 P 및 S의 편석 및 개재물을 기점으로 하여 전단 단부면의 세퍼레이션이 발생하고 있는 것을 확인할 수 있었다. 시험 번호 2에서는 C가 과도하게 함유됨으로써 펄라이트 밴드 조직에 기인한 세퍼레이션을 확인할 수 있으며, 또한 버링 성형성 λ의 현저한 저하를 확인할 수 있었다. 또한, B를 함유한 강판은 본 발명의 적정한 제조 조건으로 함으로써, 1080MPa 이상의 강도를 갖는 강판이 제조되어 있으며, 또한 세퍼레이션도 억제할 수 있다. 또한, V, Mo, Cr을 함유한 시험 번호에서는 Ti, Nb에 가한 복합 효과에 의해 신장과 버링 성형성을 손상시키지 않고, 높은 인장 강도를 얻을 수 있었다. 또한, V, Mo, Cr, B를 함유한 경우에도 본 발명의 필수 원소가 규정량으로 함유되어 있지 않으면 시험 번호 15, 16, 17, 18, 19에 있어서 세퍼레이션의 발생이 확인되었다.
이상으로부터, 본 발명의 규정 성분 범위를 초과함으로써 금속 조직의 특징에 의한 전단 단부면 세퍼레이션 억제 효과가 발현되지 않은 것을 알 수 있었으며, 본 발명의 성분 범위는 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도와, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비에 의한 세퍼레이션 억제 효과를 발현할 수 있는 적정한 범위라 할 수 있다는 것을 알 수 있었다. 이어서, 적정한 성분 범위의 다양한 강판 번호에 대하여, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법의 범위 내 및 범위 외의 조건으로 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도와, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비를 변경한 열연 강판의 시험을 행한 결과를 표 2의 시험 번호 15부터 56에 나타내었다. 마무리 압연 온도 및 최종으로부터 2 스탠드의 합계 압하율이 적정한 범위가 아닌 경우, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도 5.7 이하, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비 5.3 이하 중 어느 하나가 벗어남으로써 전단 단부면에 세퍼레이션이 확인되었다. 또한, 권취 온도 조건이 본 발명의 범위로부터 벗어나는 경우, 항복비 세퍼레이션은 발생하지 않았다. 그러나, 석출물 밀도가 109개/mm3 이하이고, YR이 0.80을 하회하고 있어, 본 발명의 열연 강판으로서는 부적절하다. 이상으로부터, 본 발명의 성분 범위의 강판을 사용하여, 적정한 제조 조건으로 함으로써 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도와, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비가 적정한 범위가 되고, 전단 단부면의 세퍼레이션이 억제되었다. 전단 단부면의 105회 시간 강도 σp와 인장 강도의 관계를 도 14에 도시하였다. 본 발명강은 모두 전단 단부면의 105회 시간 강도 σp가 인장 강도 TS에 대하여 0.35배 이상인 것에 비해, 세퍼레이션이 발생한 비교강에서는 0.35배 미만이 된다.
종래, Ti를 함유한 석출 강화 강판에 있어서는 석출의 촉진에 따라 인성이 저하되어 세퍼레이션이 발생한다고 설명되고 있었지만, 본 발명에 있어서는 C와 Ti 및 Nb의 함유량을 각각 적정으로 하고, 또한 금속 조직을 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012로 하고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도를 5.7 이하로 하고, 구오스테나이트 입자의 애스펙트비를 5.3 이하로 함으로써, 지금까지 해결 불가능하였던 전단 단부면의 세퍼레이션을 억제할 수 있으며, 그 결과 전단 단부면의 105회 시간 강도 σp가 우수한 열연 강판이 개발 가능해지는 것을 알 수 있었다.
Claims (4)
- 질량％로
C: 0.030％ 이상, 0.120％ 이하,
Si: 1.20％ 이하,
Mn: 1.00％ 이상, 3.00％ 이하,
Al: 0.01％ 이상, 0.70％ 이하,
Ti: 0.05％ 이상, 0.20％ 이하,
Nb: 0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
P: 0.020％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
N: 0.005％ 이하,
잔량부: Fe 및 불순물
이고, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012이고, 판 두께 1/4의 위치의 {112}(110)극밀도가 5.7 이하이고, 구(舊)오스테나이트 입자의 애스펙트비(장축/단축)가 5.3 이하이고, 사이즈가 20nm 이하인 (Ti, Nb)C의 석출물 밀도가 109개/mm3 이상이고, 인장 강도와 항복 응력의 비인 항복비 YR이 0.80 이상이고, 인장 강도가 590MPa 이상인, 열연 강판. - 제1항에 있어서, 질량％로
B: 0.0005％ 이상, 0.0015％ 이하,
Cr: 0.09％ 이하,
V: 0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상, 0.2％ 이하
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, V를 함유하는 경우에는 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012인, 열연 강판. - 질량％로
C: 0.030％ 이상, 0.120％ 이하,
Si: 1.20％ 이하,
Mn: 1.00％ 이상, 3.00％ 이하,
Al: 0.01％ 이상, 0.70％ 이하,
Ti: 0.05％ 이상, 0.20％ 이하,
Nb: 0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
P: 0.020％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
N: 0.005％ 이하,
잔량부: Fe 및 불순물
이고, 0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012인 강(鋼)을 1250℃ 이상으로 가열하고, Ti 함유량 0.05％≤Ti≤0.10％의 범위에 있어서 마무리 압연시의 최종 압연 온도 960℃ 이상, 또한 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계 30％ 이상, Ti 함유량 0.10％<Ti≤0.20％의 범위에 있어서 마무리 압연시의 최종 압연 온도 980℃ 이상, 또한 최종으로부터 2 스탠드의 압하율 합계 40％ 이상에서 열간 압연하고, 450℃ 이상, 650℃ 이하에서 권취하는, 열연 강판의 제조 방법. - 제3항에 있어서, 상기 강은,
질량％로
B: 0.0005％ 이상, 0.0015％ 이하,
Cr: 0.09％ 이하,
V: 0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상, 0.2％ 이하,
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, V를 함유하는 경우에는 (C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012인, 열연 강판의 제조 방법.
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