KR101456772B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

페라이트 결정 입자의 미세화에 의해 750MPa 이상의 정적 강도를 얻음과 더불어, 동적 변형 특성이 뛰어난 고강도 강판을 제조한다. C:0.05∼0.20%, Si:0.02∼3.0%, Mn:0.5∼3.0%, P:0.5% 이하, S:0.05% 이하, Cr:0.05∼1.0%, sol. Al:0.01∼1.0%, Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.002∼0.03% 이하, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성과, 적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 이하이며, 이 영역이 30∼80%의 면적율의 페라이트와 잔부 조직으로 이루어짐과 더불어, 이 영역에 있어서 잔부 조직의 평균 판두께 방향 간격이 3.0㎛ 이하인 금속 조직과, 인장 강도가 750MP 이상인 것, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상인 것, 및, 인장 변형 속도 103/초에서의 동적 인장 강도와 인장 변형 속도 0.01/초에서의 정적 인장 강도의 차가 80MPa 이상인 기계 특성을 가지는 강판이다.

Description

강판 및 그 제조 방법{STEEL SHEET, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 750MPa 이상의 인장 강도, 뛰어난 프레스 성형성 및 동적 변형 특성을 겸비하는 강판과, 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 차체의 구성 부품 중에서 충돌시의 하중을 부담하는 부재(이하 「내충돌 부재」라고 한다)의 소재에 고장력 강판을 이용하는 것이, 자동차의 경량화를 추진함과 더불어 자동차의 충돌 안전성을 향상시키기 위해서 널리 행해진다. 일반적으로, 강판의 강도는 변형 속도의 영향을 받는다. 변형시의 강판의 변형 속도가 높아짐에 따라서 강판의 변형 응력이 높아진다. 고속 변형시의 인장 강도가 현저하게 높은 강판은 내충돌 부재의 소재로서 적합하다.
페라이트와, 체적비로 10∼50%의 마텐자이트와의 2상 조직을 가지는 내충격성이 뛰어난 냉연 강판이, 특허문헌 1에 개시된다. 이 냉연 강판은, 페라이트 중의 고용 원소의 양을 저감함으로써 동적 변형 특성(높은 인장 변형 속도에서의 인장 강도와 낮은 인장 변형 속도에서의 인장 강도의 강도차)이 개선되고, 이에 따라, 고속 인장 변형시에 높은 항복 강도를 가진다. 특허문헌 1에 개시되는 화학 성분 및 특성을 가지는 강판의 인장 강도는, 특허문헌 1에는 기재되어 있지 않지만, 590MPa 정도라고 생각된다.
적층된 복수매의 강판에 압연을 복수회 반복하여 행함으로써, 나노미터의 단위로 표시되는 정도의 크기까지 미세화된 페라이트 결정입자를 가지고, 뛰어난 동적 변형 특성을 가지는 초미세 조직 고강도 강판을 제조하는 방법이, 특허문헌 2에 개시된다. 그러나, 이 방법은, 적층된 복수매의 강판에 압연을 복수회 반복하여 행할 필요가 있기 때문에, 생산성이 매우 낮다.
90% 이상의 마텐자이트 상을 가지는 열연 강판에, 20% 이상 80% 미만의 전 압하율의 냉간 압연과 500∼600℃의 저온 소둔을 행함으로써 초미세 페라이트 조직을 가지는 냉연 소둔판을 제조하는 방법이, 특허문헌 3에 개시된다. 그러나, 이 방법은 마텐자이트상을 가지는 열연 강판을 소재로 하기 때문에, 냉간 압연 시에 피압연재가 고강도화 및 경질화하여 냉간 압연성이 현저하게 저하되어, 생산성이 낮다.
또한, 비특허문헌 1에 개시되는 바와같이, 강판의 균일 신장이 결정 입자의 미세화에 따라 현저하게 저하되는 것은 공지이다.
일본국 특허 제3458416호 명세서 일본국 특허공개 2000-73152호 공보 일본국 특허공개 2002-285278호 공보
Mater. Trans, 45 (2004), No. 7, 2272-2281페이지
종래의 기술은, 750MPa 이상의 인장 강도, 뛰어난 프레스 성형성 및 동적 변형 특성을 겸비하는 강판을 제공할 수 없다.
본 발명에 의하면, 750MPa 이상의 인장 강도, 뛰어난 프레스 성형성 및 동적 변형 특성을 함께 구비하는 강판은, 강판의 금속 조직의 주상을 미세한 페라이트 조직으로 하고, 또한 제2상의 종류 및 분산 형태를 적절하게 제어함으로써 제공된다. 구체적으로는, (a) 강판에 함유되는 강화 원소의 석출을 억제하고, 페라이트 결정 입자를 미세화함과 더불어, 제2상을 균일하고 또한 미세하게 분산함으로써, 강판의 동적 변형 특성이 향상된다. (b) 상기 (a)항에 기재된 효과는, 열간 압연이 행해진 강판에 관해서뿐만 아니라, 열간 압연이 행해진 후에 냉간 압연 및 소둔이 행해진 강판에 관해서도 얻어진다.
본 발명은 하기 화학 조성 및 하기 금속 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 강판이다.
화학 조성;C:0.05∼0.20%(본 명세서에서는 특별히 양해가 없는 한 화학 조성에 관한 「%」는 「질량%」를 의미한다), Si:0.02∼3.0%, Mn:0.5∼3.0%, P:0.5% 이하, S:0.05% 이하, Cr:0.05∼1.0%, sol. Al:0.01∼1.0%, Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.002∼0.03% 이하, 필요에 따라, Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 것.
금속 조직; 적어도 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 이하인 것, 상기 영역은 30∼80%의 면적율의 페라이트와 잔부 조직으로 이루어지는 것, 및, 상기 영역에 있어서 상기 잔부 조직의 판 두께 방향 평균 간격이 3.0㎛ 이하인 것.
다른 관점에서, 본 발명은, 상술한 화학 조성을 가지는 강편을 복수 패스로 열간 압연한 후에 냉각하고, 권취함으로써, 인장 강도가 750MP 이상이며, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상임과 더불어, 인장 변형 속도 103/초에서의 동적 인장 강도와 인장 변형 속도 0.01/초에서의 정적 인장 강도의 차가 80MPa 이상인 기계 특성을 가지는 강판을 제조하는 방법으로서, 열간 압연, 냉각 및 권취를, 하기 조건 1∼조건 4을 만족하는 조건으로 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법이다.
조건 1; 열간 압연의 마무리 압연의 최종 압연 패스의 압연 온도가 Ar3점 이상인 것.
조건 2; 최종 압연 패스를 포함하는 연속하는 3패스의 통판 시간과, 마무리 압연 종료시의 온도부터 720℃까지의 냉각 시간의 합계가 4.0초간 이내인 것.
조건 3; 냉각이, 마무리 압연의 종료시부터 0.5초간 이내에 개시되는 것.
조건 4; 권취가, 630℃ 이하의 온도에서 행해지는 것.
본 발명에 관련된 제조 방법에서는, 권취를 행한 후에, 압연율 40∼80%의 냉간 압연을 행하고 나서 Ac1∼(Ac3＋10℃)의 온도역에 10∼300초간 유지하는 소둔을 행해도 된다.
본 발명에 관련된 강판, 또는, 본 발명에 관련된 방법에 의해 제조된 강판은 이하의 기계 특성을 가진다.
기계 특성; 인장 강도가 750MP 이상인 것, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상인 것, 및, 인장 변형 속도 103/초에서의 동적 인장 강도와 인장 변형 속도 0.01/초에서의 정적 인장 강도의 차가 80MPa 이상인 것.
750MPa 이상의 인장 강도, 뛰어난 프레스 성형성 및 동적 변형 특성을 겸비하는 강판이, 생산성을 손상하지 않으면서 제공된다.
도 1은 고속 인장 시험편의 형상을 나타내는 설명도이다.
1. 화학 조성
[C:0.05∼0.20%]
C는 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 온도를 저하하고, 열간 압연의 마무리 온도를 저하하므로, 페라이트 결정 입자의 미세화를 효과적으로 촉진한다. 또한, C는, 강판의 강도를 확보한다. 이 때문에, C함유량은 0.05% 이상이며, 페라이트 결정 입자의 미세화를 보다 촉진하기 위해서 0.08% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, C함유량이 0.20% 초과하면, 열간 압연후의 페라이트 변태가 지연되어, 페라이트 체적율이 저하됨과 더불어, 용접성이 열화한다. 이 때문에, C함유량은 0.20% 이하이며, 용접부의 가공성을 향상시키기 위해서 0.17% 이하인 것이 바람직하다.
[Si:0.02∼3.0%]
Si는 강판의 강도를 향상시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 0.02% 이상이며, 바람직하게는 0.1% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.3% 이상이다. 한편, Si 함유량이 3.0%을 초과하면, 강판의 연성이 현저하게 열화함과 더불어, 열간 압연 시에 피압연재의 표면 산화가 발생한다. 이 때문에, Si 함유량은 3.0% 이하이며, 바람직하게는 2.0% 이하이며, 보다 바람직하게는 1.8% 이하이다. 또한, 페라이트 조직 중에 잔류 오스테나이트를 생성시킬 경우에는, Si 및 sol. Al의 합계 함유량이 1.0% 이상인 것이 바람직하다.
[Mn:0.5∼3.0%]
Mn은 강판의 강도를 확보한다. 또한, Mn은, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태 온도, 및, 열간 압연의 마무리 온도를 모두 저하하기 때문에, 페라이트 결정 입자의 미세화를 촉진한다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.5% 이상이며, 바람직하게는 1.0% 이상이며, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.0%를 초과하면, 열간 압연 후의 페라이트 변태가 지연되고, 페라이트 체적율이 저하된다. 이 때문에, Mn 함유량은 3.0% 이하이며, 바람직하게는 2.5% 이하이다.
[P:0.5% 이하]
P는 불가피적 불순물로서 함유된다. P함유량이 0.5%을 초과하면, P가 결정 입계에 편석하고, 강판의 신장 플랜지성이 열화한다. 이 때문에, P함유량은 0.5% 이하이며, 바람직하게는 0.2% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다.
[S:0.05% 이하]
S는 불가피적 불순물로서 함유된다. S함유량이 0.05%를 초과하면, 황화물계 개재물이 형성되어, 강판의 가공성이 저하된다. S함유량이 낮을수록 강판의 가공성이 향상된다. 이 때문에, S함유량은 0.05% 이하이며, 바람직하게는 0.008% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.003% 이하이다.
[Cr:0.05∼1.0%]
Cr은 페라이트를 강화함과 더불어, 강판의 담금질성을 증가시켜, 페라이트 중에 마텐자이트 나 베이나이트를 생성한다. 또한, Cr은 조대(粗大)한 펄라이트의 형성을 억제하고, 조직의 미세 분산화에 기여하여, 동적 강도를 향상한다. 이 때문에, Cr 함유량은 0.05% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 한편, Cr 함유량이 1.0%를 초과하면, 강판의 표면 성상 및 연성이 열화한다. 이 때문에, Cr 함유량은 1.0% 이하이며, 바람직하게는 0.8% 이하이다.
[sol. Al:0.01∼1.0%]
Al은 강판의 연성을 향상시킨다. 이 때문에, sol. Al 함유량은 0.01% 이상이다. 한편, sol. Al 함유량이 1.0%를 초과하면, 고온에서의 오스테나이트가 불안정하게 되어, 열간 압연에 있어서의 마무리 온도를 과도하게 높일 필요가 발생함과 더불어, 연속 주조를 안정되게 행할 수 없게 된다. 이 때문에, sol. Al 함유량은 1.0% 이하이며, 바람직하게는 0.5% 이하이다.
또한, 페라이트 조직 중에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 경우에는, Si 및 sol. Al의 합계 함유량이 1.0% 이상인 것이 바람직하다.
[Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.002∼0.03%]
Ti, Nb, Mo, V 및 W는, 모두, 탄질화물을 형성하는 것, 또는 일부 원소에 대해서는 고용 상태로서 강 중에 존재함으로써, 결정 입자의 조대화 억제 및 미세화에 유효하다. 이 때문에, Ti, Nb, Mo, V 및 W의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.002% 이상 함유한다. 한편, Ti, Nb, Mo, V 및 W의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계로 0.03%를 초과하면, 페라이트 중에 가동 전위가 용이하게 발생하여, 강판의 동적 변형 특성이 저하된다. 이 때문에, Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 함유량은 합계로 0.03% 이하이다.
[Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.0050%이하]
Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는, 주조편의 응고 시에 석출하는 산화물이나 질화물을 미세화하여 주조편의 건전성을 유지하기 위해서, 임의 원소로서 필요에 따라 함유해도 된다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 함유량이 합계로 0.0050%를 초과하면, 개재물이 생성하여 강판의 성형성이 열화됨과 더불어, 강판의 제조 비용이 증가한다. 여기서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 함유량은 합계로 0.0050% 이하이다. 또한, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 함유량은 상술한 효과를 확실하게 얻기 위해서, 합계로 0.0005% 이상인 것이 바람직하다.
상기 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 상기 이외의 불순물로서 N이 예시된다. N은 불가피적 불순물로서 존재한다. N함유량이 0.01%를 초과하면, 강판의 가공성이 저하된다. 이 때문에, N함유량은, 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 바람직하다.
2.금속 조직
자동차의 내충돌 부재에 의한 충돌 에너지의 흡수는, 일반적으로, 햇형의 폐단면 또는 이와 유사한 다각형의 폐단면을 가지는 내충돌 부재에, 축방향 혹은 세로 방향으로부터의 외력을 부하하고, 복수의 휨 변형을 부분적으로 발생함으로써 행해지는 경우가 많다. 따라서, 이 내충돌 부재의 소재인 강판의 판두께 방향의 표면 근방에 있어서의 기계 특성은, 내충돌 부재가 뛰어난 충돌 에너지 흡수성을 발휘하기 위해서 중요하다.
일반적으로, 탈탄이나 산화 용이 원소의 농화(濃化)가, 강판의 제조 시에 있어서의 가열로의 분위기나 열연 강판의 권취 온도 등의 영향에 기인하여, 강판의 판두께 방향의 최표층부에서 발생한다. 이에 따라, 강판의 최표층부의 조직이나 기계 특성이, 강판의 판두께 방향의 위치에 따라 변동되기 쉽다. 이에 대하여, 강판의 최표층부로부터 판두께 방향으로 미소한 거리(100∼200㎛) 침입한 위치의 조직이나 기계 특성은 안정된다.
여기서, 본 발명자들은, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서의 다양한 요소가 강판의 기계 특성에 미치는 영향을 예의 검토한 결과, 이하에 설명하는 요소가 중요한 것을 알았다. 여기서, 이들 요소를 설명한다.
[적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 결정 입경:3.0㎛ 이하]
적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서의 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 이하인 것이, 강판(열연 강판뿐만 아니라 냉간 압연 및 소둔을 실시한 냉간 압연 강판도 포함한다)이 충분한 동적 변형 특성을 구비하기 위해서 필요하다. 이 평균 결정 입경은, 바람직하게는 2.5㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이하이며, 가장 바람직하게 1.5㎛ 이하이다.
페라이트의 평균 결정 입경은 작을수록 바람직하다. 그러나, 강판의 기존 설치의 양산 공정에 의해 페라이트의 평균 결정 입경을 0.3㎛ 미만으로 하는 것은 곤란하다. 따라서, 페라이트와의 평균 결정 입경은 0.3㎛ 이상인 것이 바람직하고, 보다 생산성을 고려하면 0.5μm 이상인 것이 더욱 바람직하다.
[적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역의 조직의 면적 분률:페라이트 30∼80% 및 잔부 조직]
상기 영역의 페라이트의 면적 분률이 30% 미만이면, 강판이 충분한 동적 변형 특성을 가지지 않는다. 한편, 이 면적 분률이 80%를 초과하면, 강판의 동적 변형 특성은 더욱 향상되지만, 강판의 정적 인장 강도가 저하된다. 여기서, 이 면적 분률은 30∼80%이다. 이 면적 분률은 40% 이상인 것이 바람직하고, 50% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 이 면적 분률은 75% 이하인 것이 바람직하고, 70% 이하인 것이 보다 바람직하다.
[적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격:3.0㎛ 이하]
상기 영역에 있어서의 페라이트를 제외하는 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격은 3.0㎛ 이하이다. 판두께 방향 평균 간격은 바람직하게는 2.5㎛ 이하이며, 더욱 바람직하게는 2.0㎛ 이하이며, 가장 바람직하게는 1.6㎛ 이하이다.
잔부 조직은 그 종류는 특별히 상관없이, 강판에 요구하는 정적 인장 강도에 따라, 예를 들면, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 나아가 입자상 시멘타이트 등이다. 잔부 조직은, 바람직하게는, 베이나이트, 템퍼링 마텐자이트, 베이나이트 및 마텐자이트, 입자상 시멘타이트이다.
또한, 「판두께 방향 평균 간격」은, 강판의 압연 길이 방향 단면을 경면 연마한 후에 나이탈 부식하고, 주사 전자 현미경에 의해, 표층으로부터 100∼200㎛의 영역의 1000∼2000배의 디지털 화상을 촬영하고, 이 디지털 화상의 판두께 방향으로 길이 40∼80㎛의 선을 그리고, 판두께 방향으로 상대하는 잔부 조직의 간격을 측정하는 것을 임의 위치에서 5회 반복하여, 이들 평균치로서 구해진다.
상기 영역에 있어서의 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 이하임과 더불어, 상기 영역의 페라이트의 면적율이 30∼80%일 경우, 페라이트를 제외하는 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격이 3.0㎛을 초과하면, 잔부 조직이 밴드형상 또한 부분적으로 존재하게 되고, 제2상인 잔부 조직이 균일하고 또한 미세하게 분산되지 않게 된다. 이 때문에, 강판의 프레스 성형성 및 동적 강도가 저하된다.
또한, 강판의 잔부 조직이 상술과 같이 밴드형상 또한 부분적으로 존재하면, 이 강판에 냉간 압연 및 소둔을 행하여 제조되는 냉연 소둔 강판의 잔부 조직이 밴드형상으로 되기 때문에, 이 냉연 소둔 강판의 동적 강도가 불충분해진다.
이상의 이유에 의해, 페라이트를 제외하는 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격은, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 3.0㎛ 이하이며, 바람직하게는 2.5㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 2.0㎛ 이하이며, 가장 바람직하게는 1.6㎛ 이하이다.
판두께 방향 평균 간격의 하한값은, 동적 변형 특성에 유효한 평균 페라이트 입경을 감안하여, 0.3㎛ 이상인 것이 바람직하고, 0.5㎛ 이상인 것이 더욱 바람직하다.
또한, 잔부 조직의 압연 방향 평균 간격은, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 3.0㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이에 따라, 모상의 페라이트 조직의 편평도가 저하되어, 보다 등축의 페라이트 입자가 미세하게 분산되어 존재한다. 따라서, 보다 균일한 변형이, 정적 변형시뿐만 아니라 동적 변형시의 페라이트에 대하여 부여되어, 결과적으로, 정적 신장이나 동적 강도가 더욱 향상된다. 압연 방향 평균 간격은 이 영역에 있어서 2.5㎛ 이하인 것이 바람직하고, 2.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.6㎛ 이하인 것이 가장 바람직하다.
또한, 잔부 조직이 잔류 오스테나이트를 포함할 경우, 잔류 오스테나이트의 면적율이 5∼30%이면, 열간 압연을 종료한 강판의 프레스 성형성이 현저하게 향상된다. 잔류 오스테나이트의 면적율이 5% 미만이면 프레스 성형성이 충분히 향상하지 않고, 한편, 잔류 오스테나이트의 면적율이 30%를 초과하면 오스테나이트가 불안정하기 때문에 프레스 성형성의 향상의 효과가 감쇄된다. 여기서, 잔부 조직의 잔류 오스테나이트의 면적율은, 강판의 프레스 성형성을 향상시키기 위해서, 바람직하게는 5∼30%이다.
3. 기계 특성
[인장 강도:750MPa 이상]
인장 강도는 750MPa 이상이다. 인장 강도는, JIS5호 인장 시험편을 채취하여 인장 시험을 행함으로써 측정된다.
[인장 강도와 파단 신장의 곱:13000MPa·% 이상]
인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상이다. 이에 따라, 뛰어난 프레스 성형성을 얻을 수 있다. 내충돌 부재가 보다 복잡한 형상일 경우, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 14000MPa·% 이상인 것이 바람직하다. 내충돌 부재가 다른 구조 부재와 일체적으로 성형되기 때문 등의 이유에 의해, 보다 높은 성형성이 요구될 경우, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 16000MPa·% 이상인 것이 바람직하고, 17000MPa·% 이상인 것이 보다 바람직하다.
[인장 변형 속도 103/초에서의 동적 인장 강도와 인장 변형 속도 0.01/초에서의 정적 인장 강도의 강도차 :80MPa 이상]
도 1은 고속 인장 시험편의 형상을 나타내는 설명도이다. 이 강도차는, 도 1에 나타내는 형상을 가지는 미소 시험편을 채취하고, 검력 블록식 고속 인장 시험기를 이용하여, 인장 변형 속도 103/초에서의 동적 인장 강도와, 인장 변형 속도 0.01/초에서의 정적 인장 강도의 차 ΔTS로서 규정된다. 뛰어난 동적 변형 특성이란, 이 강도차 ΔTS가 80MPa 이상인 것, 바람직하게는 100MPa 이상인 것, 가장 바람직하게는 120MPa 이상인 것을 의미한다.
4.제조 방법
[열간 압연 공정]
상술한 화학 조성을 가지는 강편을 복수 패스로 열간 압연한다. 그리고, 열간 압연의 마무리 압연의 최종 압연 패스의 압연 온도는 Ar3점 이상이다.
열간 압연은, 바람직하게는 1000℃를 넘는 온도에서, 리버스 밀 또는 텐덤 밀을 이용하여, 오스테나이트 온도역에서 행해진다. 적어도 최종 수단의 압연은, 공업적 생산성의 관점에서, 텐덤 밀을 이용하여 행하는 것이 바람직하다.
연속 주조나 주조·분괴에 의해 얻은 슬래브, 스트립 캐스팅에 의해 얻은 강판, 필요에 따라서는 이들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 1번 행한 것 등이, 강편으로서 이용된다. 강편의 온도가 낮은 경우, 열간 압연은, 강편을 1000℃ 초과의 온도로 재가열한 후에 개시된다.
열간 압연의 개시 온도가 1000℃ 이하이면, 압연 하중이 과대해져 충분한 압연율을 얻는 것이 곤란해질뿐만 아니라, 충분한 압연율의 열간 압연을 Ar3점 이상의 온도에서 종료할 수 없게 되고, 이에 따라, 원하는 기계 특성이나 열적 안정성을 얻을 수 없게 된다.
열간 압연의 개시 온도는, 보다 바람직하게는 1025℃ 이상이며, 더욱 바람직하게는 1050℃ 이상이다. 열간 압연의 개시 온도는, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함과 더불어 설비비나 가열 연료비를 억제하기 위해서, 1350℃ 이하인 것이 바람직하고, 1280℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
열간 압연의 개시 온도는, TiC 나 NbC 등의 석출물을 오스테나이트 중에 충분히 용해시킬 필요가 없는 강종의 경우에는, 온도 범위 중에서도 비교적 낮은 온도(예를 들면 1050∼1250℃)인 것이 바람직하다. 이에 따라, 초기의 오스테나이트 결정 입자가 미세화되어, 얻어지는 강판의 페라이트 결정 입자가 미세화되기 쉬워진다.
열간 압연의 마무리 온도는, 열간 압연 후에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시키기 위해서 Ar3점 이상이며, 압연 하중의 증대를 회피하는 관점에서 780℃ 이상의 온도 조건을 만족하는 것이 더욱 바람직하다.
열간 압연을 종료하는 온도, 즉 열간 압연의 마무리 압연에 있어서의 최종 압연 패스 출측의 압연 온도는, Ar3점 이상이지만, 가능한한 낮은 온도인 것이 바람직하다. 열간 압연을 종료하는 온도가 낮을수록, 열간 압연에 의해 오스테나이트에 도입된 가공 변형의 축적 효과가 증가하여, 페라이트 결정 입자의 미세화가 촉진되기 때문이다. 또한, 본 발명에서 이용하는 강종의 Ar3점은, 대략 730℃부터 950℃이다.
열간 압연은, 연속된 복수 패스의 압연이다. 1패스당 압하량은, 바람직하게는 15∼60%이다. 1패스당의 압하량이 큰 쪽이, 오스테나이트에 대한 변형이 축적하여, 변태에 의해 생성되는 페라이트의 결정 입자가 미세화한다. 이 때문에, 특히 열간 압연의 마무리 압연의 최종 압연 패스를 포함하는 연속된 3패스에서는, 1패스당의 압하량이 20% 이상인 것이 바람직하다.
상기 3패스는 압연 하중의 증대에 의한 압연 설비의 대형화를 회피함과 더불어 강판의 형상의 제어성을 확보하기 위해서, 1패스당의 압하량이 50% 미만인 것이 바람직하다. 특히, 강판의 형상의 제어를 용이하게 하기 위해서, 상기 3패스 각각의 압하율이 40%/패스 이하인 것이 바람직하다.
[냉각 공정]
열간 압연을 종료한 강판은 냉각된다. 이 냉각에 의해, 오스테나이트에 도입된 변형띠(가공 변형)를 해방하지 않고, 이 변형띠를 페라이트의 핵 생성 사이트로서 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시킨다. 강판은, 미세한 페라이트와 잔부 조직이 균일하게 분산된 금속 조직을 가진다.
열간 압연은, 이 금속 조직을 얻기 위해서, 상기 3패스의 통판 시간과, 마무리 압연 종료 시의 온도로부터 720℃까지의 냉각 시간의 합계 시간이 4.0초간 이내가 되도록 행해지고, 그 후, 냉각은, 마무리 압연의 종료 시부터 0.5초간 이내에 개시된다.
또한, 통판 시간과 720℃까지의 냉각 시간의 합계 시간은, 강판의 선단이 3패스의 최초의 롤에 도달한 타이밍을 센서에 의해 측정함과 더불어, 냉각 존에 설치된 온도 센서에 의해 강판 온도를 측정하고, 이들 측정값과 통판 속도의 관계로부터 산출할 수 있다. 또한, 마무리 압연의 종료 시부터의 냉각 개시 시간은, 통판 속도와, 최종 롤 및 냉각 존간의 거리로부터 산출할 수 있다.
상기 3패스의 통판 시간은, 열간 압연에 의해 도입된 변형띠, 즉 핵 생성 사이트가 소실되는 비율에 영향을 받는다. 또한, 상기 냉각 시간은 변형띠가 냉각 중에 소실되는 비율에 영향을 받는다. 여기서, 열간 압연 및 그 후의 냉각은 열간 압연에 의해 도입된 변형대를 충분히 보존하기 위해서, 상기 합계 시간을 4.0초간 이내로 하여 행해진다.
또한, 상기 3패스의 통판 시간을 제어하는 이유는, 이들 패스는 재결정 온도의 하한 근방에서의 압연 패스이기 때문에 오스테나이트가 재결정하지도 않고, 또한 열간 압연이 가공열에 의해 대략 800∼950℃의 대략 등온에서 열간 압연이 행해지므로, 압연 시간이 변형띠를 보존하기 위한 주된 요인이 되기 때문이다.
또한, 상기 냉각 시간은 변형띠가 소실되는 비율, 즉 미세한 페라이트 결정 입자의 생성에 영향을 받는다. 이 때문에, 냉각은, 마무리 압연후 가능한 신속하게, 구체적으로는 마무리 압연의 종료시부터 0.5초간 이내에 개시된다. 냉각은, 0.3초간 이내에 개시되는 것이 바람직하고, 0.1초간 이내에 개시되는 것이 더욱 바람직하고, 0.05초간 이내에 개시되는 것이 가장 바람직하다.
720℃ 이하의 온도역은, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 활발화하는 변태 온도역이다. 또한, 목적으로 하는 미세한 페라이트 조직을 얻을 수 있는 페라이트 변태 온도 영역은 720∼600℃의 온도역이다. 이 때문에, 강판의 온도가 720℃ 이하에 도달한 후에, 냉각을 일차 정지하거나, 혹은 냉각 속도를 저하함으로써, 강판을 720∼600℃의 온도역에 1∼10초간 체류시켜도 된다.
[권취 공정]
열간 압연 공정 및 냉각 공정을 거친 강판은, 권취 공정에 의해 630℃ 이하에서 권취된다. 이에 따라, 강판의 페라이트 이외의 잔부 조직이 제어된다.
권취 온도가 630℃ 초과이면, 펄라이트가 다량으로 생성하여 강판의 신장이 저하됨과 더불어, 750MPa 이상의 정적 인장 강도가 확보되지 않는다.
잔부 조직을 마텐자이트로 할 경우에는, 600℃ 이하의 온도역을 40℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 실온으로부터 200℃ 이하의 온도역에서 권취하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 200℃ 초과이면, 마텐자이트의 템퍼링에 의해, 원하는 강판 강도를 얻을 수 없는 경우가 있어, 강도 및 연성의 밸런스가 저하된다. 강판의 녹의 발생이, 잔존하는 냉각수에 의해 염려될 경우에는, 권취 온도를 100℃∼150℃로 하는 것이 보다 바람직하다.
잔부 조직을 베이나이트로 할 경우에는, 400℃ 이상 600℃ 미만의 온도로 권취하는 것이 바람직하다. 잔부 조직에 베이나이트와 함께 잔류 오스테나이트를 포함할 경우는, 400∼450℃의 온도로 권취하는 것이 보다 바람직하다.
잔부 조직을 입자상 시멘타이트로 할 경우에는, 600℃ 이상 630℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 잔부 조직을 더욱 미세하게 하기 위해서는 권취 온도를 620℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
[냉간 압연 공정]
상기 권취 공정을 거친 강판에, 그 후 다시 냉간 압연 및 소둔을 행해도 된다. 이 때 냉간 압연을 실시하기 전에, 강판의 표층 스케일을 산 세정 처리에 의해 제거해도 된다.
냉간 압연은 40∼80%의 압연율로 행해진다. 압연율은, {(냉간 압연전의 강판 두께-냉간 압연 후의 강판 두께)/냉간 압연 전의 강판 두께)}×100%로서 규정된다.
40% 미만의 낮은 압연율이면, 충분한 변형이 페라이트에 부여되지 않아, 소둔 후의 강판의 정적 신장이 저하된다. 이 때 압연율은 50% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 80%를 초과하는 높은 압연율에서는, 많은 부하가 압연기에 주어지고, 또한 강판의 생산성이 저하된다.
상기 열간 압연 및 상기 냉각을 거쳐 냉간 압연에 제공되는 강판의 페라이트를 제외하는 잔부 조직이, 마텐자이트 또는 베이나이트를 포함하는 조직인 것이, 페라이트에 대한 변형 부여를 보다 효율적으로 행할 수 있으므로 바람직하다. 예를 들면, 600℃ 이하를 40℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 실온에서 200℃ 이하의 온도역에서 권취하거나, 또는 400℃ 이상 600℃ 미만의 온도역에서 권취함으로써, 이 강판의 잔부 조직을 마텐자이트 또는 베이나이트를 포함하는 조직으로 할 수 있다.
[소둔 공정]
냉간 압연 공정에 의해 변형 에너지를 비축한 조직을 가지는 강판을, 소둔하는 것, 즉 가열후 일정한 온도로 유지하고나서 냉각함으로써, 높은 동적 인장 강도를 가지는 고강도 강판을 얻을 수 있다.
유지 온도는 강판에 있어서의 Ac1∼(Ac3＋10℃)로 한다. 유지 온도가 Ac1 미만의 온도이면, 정적 인장 강도에 본래 기여하는 제2상이 시멘타이트만으로 되어, 충분한 정적 인장 강도를 얻을 수 없다. 또한, 정적 인장 강도가 얻어져도, 경우에 따라 정상 조직으로의 회복·재결정이 충분히 진행되지 않아, 정적 인장 신장이 저하되고, 페라이트 중에 잔존하는 가공 변형의 존재에 의해 동적 인장 강도가 저하된다. 유지 온도의 하한값은, 생산성의 관점에서 750℃인 것이 바람직하다.
한편, 유지 온도가 (Ac3＋10℃)를 초과하면, 오스테나이트가 조대화하고, 그 후의 냉각 과정에서 석출하는 페라이트도 조대하게 되므로, 정적 인장 강도 및 동적 인장 강도 모두가 저하된다. 유지 온도의 상한치는 Ac3 온도인 것이 바람직하다.
유지 시간은 10∼300초간이다. 유지 시간이 10초간 미만이면, 기존의 제조 공정에서의 실시가 곤란함과 더불어, 금속 조직이 치환형 원소의 편석에 의해 밴드형상으로 되기 쉽고, 또한, 유지 온도가 상기 범위 내에서 비교적 저온일 경우, 냉간 압연에 의한 가공 변형의 제거가 불충분해져, 강판의 신장이 저하된다. 한편, 유지 시간이 300초간 초과이면, 유지 중에 오스테나이트가 조대화하고, 그 후의 냉각 과정에서 석출하는 페라이트 입자가 조대해져, 정적 인장 강도 및 동적 인장 강도 모두 저하된다.
유지 후의 냉각은 강판의 금속 조직에 영향을 받는다. 페라이트를 제외하는 잔부 조직은 CCT 곡선에 있어서의 베이나이트 노우즈를 가로 질러서 통과하지 않고 Ms점 이하까지 냉각함으로써, 마텐자이트로 된다. 베이나이트 노우즈를 가로 질러서 통과하거나, 혹은 베이나이트역에서 냉각을 정지하면, 잔부 조직이 베이나이트로 된다. 냉각 속도가 낮으면 펄라이트의 석출에 의해 강판의 신장이 저하되기 때문에, 700℃ 이하의 냉각 속도는 20℃/초 이상인 것이 바람직하다.
이와같이 하여, 인장 강도가 750MPa 이상이며, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상임과 더불어, 동적 인장 강도와 정적 인장 강도의 차가 80MPa 이상인 기계 특성을 가지는 강판이 제조된다.
실시예 1
표 1에 표시하는 화학 조성 A∼L을 가지는 강편으로부터, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연 강판을 제조했다. 표 1중의 화학 조성 F∼I는, 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 만족하지 않는 것이며, 표 2중의 시료번호 13, 14는, 본 발명에서 규정하는 제조 조건을 만족하지 않는 것이다. 표 2에 있어서의 F1∼F3은 각 스탠드에 있어서의 압하율을 나타내고, Δt는 마무리 압연의 종료 시부터 냉각 개시시까지의 경과 시간을 나타내고, (F1∼720℃간 시간)은 최종 압연 패스를 포함하는 연속하는 3패스 F1∼F3의 통판 시간과, 마무리 압연 종료 시의 온도부터 720℃까지의 냉각 시간의 합계 시간을 나타낸다.
[표 1]
Figure 112012107070103-pct00001
[표 2]
Figure 112012107070103-pct00002
시료번호 1∼15의 열간 압연 강판의 금속 조직 및 기계 특성을, 이하에 설명하는 순서로 측정했다.
[금속 조직]
압연 길이 방향 단면을 경면 연마한 후, 표층으로부터 100∼200㎛의 영역에 관해서, 나이탈 부식한 금속 조직을, 주사 전자 현미경에 의해 1000∼2000배로 촬영한 디지털 화상에 의거하여 측정했다.
페라이트 평균 결정 입경은, 절단법에 의해 페라이트 결정 입경의 평균치로서 구했다.
잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격은, 판두께 방향으로 길이 80㎛의 선을 그리고, 판두께 방향으로 상대하는 제2상의 간격을 측정하는 것을 임의의 위치에서 5회 반복하고, 이들 평균치로서 산출했다.
페라이트 분률은, SEM상에 있어서 마텐자이트 나 베이나이트와 같은 상이 페라이트와 비교하여 암색으로 표시되는 것을 이용하여, 화상 처리에 의해 2치화하고, 페라이트의 면적 비율을 산출함으로써 구했다.
[기계 특성]
성형성은, JIS5호 인장 시험편을 채취하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도와 파단 신장의 곱이 13000MPa·% 이상의 양호한 강도 및 성형성 밸런스가 얻어지는 것을 합격으로 했다.
또한, 동적 변형 특성(정동차(靜動差))은, 도 1에 나타내는 미소 TP를 채취하고, 검력 블록식 고속 인장 시험기를 이용하여, 인장 변형 속도 103/초에서의 인장 강도와 인장 변형 속도 0.01/초에서의 인장 강도의 강도차 ΔTS가, 780∼980MPa급인 종래 강에 있어서의 강도차 ΔTS가 대략 60MPa 정도인 것을 고려하여, 80MPa 이상의 높은 정동차를 구비하는 강을 합격으로 했다.
표 3에 측정 결과를 정리하여 나타낸다.
[표 3]
Figure 112012107070103-pct00003
표 3에 있어서, 시료번호 1∼5, 10∼12 및 15는 본 발명의 화학 조성을 만족하는 화학 조성 A∼E, J∼L을 가지는 슬래브를 이용하고, 또한 본 발명의 제조 조건을 만족하기 위해서, 750MPa의 고강도, TS×EL≥13000(MPa·%)의 뛰어난 성형성, 및 80MPa 이상의 높은 동적 변형 특성(정동차)을 겸비하는 것을 알 수 있다.
이에 대하여, 시료번호 6은, 본 발명의 화학 조성을 만족하지 않는 화학 조성 F를 가지는 슬래브를 이용하므로, 비교적 높은 정적 TS 및 정적 EL을 나타내지만, 석출 강화 원소인 Ti를 다량으로 함유하므로, 정동차는 종래재와 동일하게 낮다.
시료번호 7∼9는, 본 발명의 화학 조성을 만족하지 않는 화학 조성 G∼I를 가지는 슬래브를 이용하기 때문에, 높은 정적 강도 및 연성과 높은 정동차가 양립하지 않는다.
시료번호 13은 본 발명의 조성을 만족하는 화학 조성 A를 가지는 슬래브를 이용하지만 압연 조건이 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않으므로, 미세한 페라이트의 석출이 충분하지 않아, 정적 신장이 낮고, 또한 정동차도 낮다.
시료번호 14는, 본 발명의 조성을 만족하는 화학 조성 E의 슬라브를 이용하지만 권취 조건이 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않으므로, 비교적 높은 신장과 정동차를 얻을 수 있지만, 정적 강도가 615MPa로 낮다.
실시예 2
실시예 1에 있어서의 열간 압연 및 냉각을 종료한 시료번호 1∼4, 6, 7, 13 및 15의 강판에, 표 4에 나타내는 조건으로 냉간 압연 및 소둔을 행하고, 그 후에 표 2에 표시하는 권취 온도로 권취함으로써, 표 4의 시료번호 18∼31의 냉간 압연 강판을 제조했다.
표 5에는, 시료번호 18∼31의 냉간 압연 강판의 금속 조직 및 기계 특성의 측정 결과를 나타낸다. 또한, 금속 조직 및 기계 특성의 측정 방법은 실시예 1의 측정 방법과 동일하다.
[표 4]
Figure 112012107070103-pct00004
[표 5]
Figure 112012107070103-pct00005
표 5에 나타내는 바와 같이, 시료번호 18, 19, 24, 25, 27, 28, 30의 냉간 압연 강판은, 본 발명의 범위에 있어서의 조건으로 제조한 열간 압연 강판에, 본 발명의 범위 내의 조건으로 냉간 압연 및 소둔을 실시함으로써 제조되었다. 시료번호 18, 19, 24, 25, 27, 28, 30의 냉간 압연 강판은, 750MPa의 고강도, TS×EL≥13000(MPa·%)의 뛰어난 성형성, 및 80MPa 이상의 높은 동적 변형 특성(정동차)을 겸비하는 것을 알 수 있다.
이에 대하여, 시료번호 20은 본 발명의 화학 조성을 만족하지 않는 조성 F의 슬래브를 이용하기 때문에, 비교적 높은 정적 TS 및 정적 EL을 나타내지만, 표 3에 있어서의 시료번호 6과 마찬가지로, 석출 강화 원소인 Ti를 다량으로 함유하므로, 정동차는 종래재와 동일하게 낮다.
시료번호 21은, 모재로서 페라이트 입경이 3.0㎛ 초과의 조입(粗粒) 열연 강판(열연판 번호 13)을 이용하므로, 냉간 압연 및 소둔후의 페라이트도 조입으로 되고, 정동차는 종래재와 동일하게 낮다.
시료번호 22는 모재로서 본 발명을 만족하는 시료번호 15에 대하여 낮은 소둔 온도로 소둔했기 때문에 냉간 압연에 의한 가공 조직이 잔존하여, 페라이트 평균 결정 입경 및 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격을 측정할 수 없었다. 또한, 시료번호 22는 신장이 현저하게 낮고, 또한 정동차도 낮다.
시료번호 23은, 모재로서 본 발명을 만족하는 시료번호 1에 대하여 높은 소둔 온도로 소둔했기 때문에, 페라이트도 조대하게 되므로, 동적 인장 강도가 낮다.
시료번호 26은, 본 발명의 조성을 만족하지 않는 조성 G의 슬래브를 이용하므로, 냉간 압연후도 페라이트 분률이 높고, 정적 강도가 낮다.
시료번호 29는, 모재로서 본 발명을 만족하는 시료번호 1에 대하여 300초간을 초과하는 긴 소둔 시간(유지 시간)으로 소둔했기 때문에, 페라이트가 조대화했다. 또한, 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격이 넓다. 이 때문에, 정동차가 낮다.
또한, 시료번호 31은, 모재로서 본 발명을 만족하는 시료번호 3을 25%로 낮은 압연율로 냉간 압연했기 때문에, 회복 조직으로 보여지는 조대한 페라이트가 관찰되고, 또한, 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격이 넓다. 이 때문에, 성형성 및 정동차가 모두 낮다.
<산업상의 이용 가능성>
본 발명의 강판은 초미세한 페라이트 결정 입자를 가짐과 더불어, 잔부 조직(제2상)의 분산 형태가 균일하고, 열연 강판으로서 뿐만 아니라, 냉간 압연 및 소둔에 의해 성형성과 동적 변형 특성을 양립하는 냉연 강판의 모재로서도 적합하다.
750MPa 이상의 인장 강도, 뛰어난 프레스 성형성 및 동적 변형 특성을 겸비하는 강판은, 본 발명의 제조 방법에 의해, 용이하게 또한 생산성을 손상하지 않고 제조된다.

Claims (5)

  1. 하기 화학 조성 및 하기 금속 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 강판:
    화학 조성; 질량%로, C:0.05∼0.20%, Si:0.02∼3.0%, Mn:0.5∼3.0%, P:0.5%이하, S:0.05% 이하, Cr:0.05∼1.0%, sol. Al:0.01∼1.0%, Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.002∼0.03% 이하, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 것, 및
    금속 조직; 적어도 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 100∼200㎛의 영역에 있어서 페라이트의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 이하인 것, 상기 영역은 30∼80%의 면적율의 페라이트와, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트, 템퍼링 마텐자이트, 또는 베이나이트인 잔부 조직으로 이루어지는 것, 상기 영역에 있어서 상기 잔부 조직의 판두께 방향 평균 간격 및 압연 방향 평균 간격이 3.0㎛ 이하인 것, 및, 잔부 조직의 잔류 오스테나이트의 면적율이 30% 이하인 것.
  2. 청구항 1에 있어서,
    Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0050% 이하 더 함유하는 강판.
  3. 질량%로, C:0.05∼0.20%, Si:0.02∼3.0%, Mn:0.5∼3.0%, P:0.5%이하, S:0.05% 이하, Cr:0.05∼1.0%, sol. Al:0.01∼1.0%, Ti, Nb, Mo, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.002∼0.03% 이하, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 가지는 강편에 복수 패스로 열간 압연을 행한 후에 냉각을 행하고, 권취를 행함으로써 강판을 제조하는 방법으로서, 상기 열간 압연, 상기 냉각 및 권취를, 하기 조건 1∼조건 4를 만족하는 조건으로 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법:
    조건 1; 상기 열간 압연의 마무리 압연의 최종 압연 패스 출측의 압연 온도가 Ar3점 이상인 것,
    조건 2; 상기 최종 압연 패스를 포함하는 연속하는 3패스의 통판 시간과, 상기 마무리 압연 종료 시의 온도부터 720℃까지의 냉각 시간의 합계가 4.0초간 이내인 것,
    조건 3; 상기 냉각이, 상기 마무리 압연의 종료시부터 0.5초간 이내에 개시되는 것, 및
    조건 4; 상기 권취가, 630℃ 이하의 온도에서 행해지는 것.
  4. 청구항 3에 있어서,
    Ca, Mg 및 REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0050질량% 이하 더 함유하는, 강판의 제조 방법.
  5. 청구항 3 또는 청구항 4에 있어서,
    상기 권취가 종료된 후, 압연율 40∼80%의 냉간 압연을 행하고 나서 Ac1∼(Ac3＋10℃)의 온도역에 10∼300초간 유지하는 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
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