KR101555418B1

KR101555418B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101555418B1
Application number: KR1020137027021A
Authority: KR
Inventors: 다츠오 요코이; 히로시 슈토오; 리키 오카모토; 노부히로 후지타; 가즈아키 나카노; 다케시 야마모토
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-04-13
Filing date: 2012-04-13
Publication date: 2015-09-23
Also published as: TW201245466A; US9752217B2; US20140014237A1; EP2698444B1; EP2698444A4; MX336096B; EP2698444A1; JP5459441B2; TWI453286B; MX2013011752A; CA2831551C; CN103459648A; ES2632439T3; JPWO2012141290A1; CN103459648B; CA2831551A1; KR20130133046A; BR112013026115A2; WO2012141290A1; PL2698444T3

Abstract

본 발명은, 등방 가공성이 우수한 석출 강화형의 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 열연 강판은, 적절한 화학 성분 조성을 갖는 동시에, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 4.0 이하이고, 또한 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 4.8 이하이고, 또한 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 2㎛ 이하이고, 결정립 내에 있어서의 TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경이 3㎚ 이하이고 또한, 그 단위 체적당의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상인 것이다.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법 {HOT-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은, 등방 가공성이 우수한 석출 강화형 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2011년 04월 13일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-089520호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차의 연비 향상을 목적으로 하는 각종 부재의 경량화를 위해, 철 합금 등의 강판의 고강도화에 의한 박육화나, Al 합금 등의 경금속의 적용이 진행되고 있다. 그러나, 강 등의 중금속과 비교한 경우, Al 합금 등의 경금속은 비강도가 높다고 하는 이점이 있지만, 현저하게 고가라고 하는 결점이 있다. 그로 인해, 그 적용은 특수한 용도로 제한되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 보다 저렴하고 또한 넓은 범위로 추진하기 위해, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 필요해지고 있다.

강판의 고강도화는, 일반적으로, 성형성(가공성) 등의 재료 특성의 열화를 수반한다. 그로 인해, 재료 특성을 열화시키지 않고, 어떻게 고강도화를 도모할지가 고강도 강판의 개발에 있어서 중요해진다. 특히, 내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재 등의 자동차 부재로서 사용되는 강판은, 그 용도에 따라서, 굽힘성, 신장 플랜지 가공성, 버링 가공성, 연성, 피로 내구성, 내 충격성[인성(靭性)] 및 내식성 등이 요구된다. 따라서, 이들 재료 특성과 고강도성을 높은 수준으로 밸런스 좋게 발휘시키는 것이 중요하다.

특히, 자동차 부품 중에서, 판재를 소재로 하여 가공되고, 회전체로서 기능을 발휘하는 부품, 예를 들어 자동 변속기를 구성하는 드럼이나 캐리어 등은, 엔진 출력을 액슬 샤프트로 전달하는 중개를 하는 중요 부품이다. 이들 부품은, 마찰 등을 저감시키기 위해, 형상으로서의 진원도나 원주 방향의 판 두께의 균질성이 요구되고 있다. 또한, 이러한 부품의 성형에는, 버링 가공, 드로잉, 아이어닝, 벌징 성형과 같은 성형 양식이 사용되므로, 국부 연신으로 대표되는 극한 변형능이 매우 중요시되고 있다.

이러한 부재에 사용되는 강판은, 또한, 성형 후에 부품으로서 자동차에 장착한 후에, 충돌 등에 의한 충격을 받아도 부재가 파괴되기 어려운 특성인 내 충격성(인성)을 향상시키는 것이 바람직하다. 특히, 한랭지에서의 사용을 고려한 경우에는, 저온에서의 내 충격성을 확보하기 위해, 저온에서의 인성(저온 인성)을 향상시키는 것이 바람직하다. 이 인성은, vTrs(샤르피 파면 전이 온도) 등으로 규정되는 것이다. 이로 인해, 상기 강재의 내 충격성을 높이는 것은 중요하다.

즉, 상기 부품을 비롯한 판 두께의 균일성이 요구되는 부품용 박강판에는, 우수한 가공성에 더하여, 소성적인 등방성과 인성을 양립시키는 것이 요구되고 있다.

고강도와, 성형성과 같은 각종 재료 특성을 양립시키기 위한 기술에는 이하와 같은 것이 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에는, 강 조직을, 페라이트가 90％ 이상이고 또한, 잔량부를 베이나이트로 함으로써, 고강도와 연성, 구멍 확장성을 양립시키는 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 1에 개시된 기술을 적용하여 제조되는 강판은, 소성적인 등방성에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않다. 그로 인해, 예를 들어 기어 등의 진원도나 원주 방향의 판 두께의 균질성이 요구되는 부품에 적용하는 것을 전제로 하면, 부품의 편심에 의한 부정한 진동이나 마찰 손실에 의한 출력의 저하가 우려된다.

또한, 특허문헌 2 및 3에는, Mo를 첨가하여 석출물을 미세화함으로써, 고강이고 또한, 우수한 신장 플랜지성을 갖는 고장력 열연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 및 3에 개시된 기술을 적용한 강판은, 고가의 합금 원소인 Mo를 0.07％ 이상 첨가하는 것을 필수로 하고 있으므로, 제조 비용이 높다고 하는 문제점이 있다. 또한, 특허문헌 2 및 3에 개시된 기술에 있어서는, 소성적인 등방성에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않다. 그로 인해, 진원도나 원주 방향의 판 두께의 균질성이 요구되는 부품에 적용하는 것을 전제로 하면, 부품의 편심에 의한 부정한 진동이나 마찰 손실에 의한 출력의 저하가 우려된다.

한편, 예를 들어 특허문헌 4에는, 강판의 소성 등방성의 향상, 즉, 소성 이방성의 저감에 관하여, 엔드리스 압연과 윤활 압연을 조합함으로써, 표층 전단층의 오스테나이트에서의 집합 조직을 적정화하여, r값(랭크포드값)의 면내 이방성을 저감하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이러한 마찰 계수가 작은 윤활 압연을 코일 전체 길이에 걸쳐 실시하기 위해서는, 압연 중의 롤 바이트와 압연재의 슬립에 의한 파고듦 불량을 방지하기 위해 엔드리스 압연이 필요하다. 그로 인해, 이 기술을 적용하기 위해서는, 조바아 접합 장치나 고속 크롭 절단기 등의 설비 투자가 수반되므로 부담이 크다.

또한, 예를 들어 특허문헌 5에는, Zr, Ti, Mo를 복합 첨가하고, 950℃ 이상의 고온에서 마무리 압연을 종료함으로써, 780㎫급 이상의 강도로 r값의 이방성을 저감하여, 신장 플랜지성과 딥 드로잉성을 양립시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 고가의 합금 원소인 Mo를 0.1％ 이상 첨가하는 것을 필수로 하고 있으므로, 제조 비용이 높다고 하는 문제점이 있다.

또한, 강판의 인성을 향상시키는 연구는, 종래부터 진전되고 있지만, 고강도이고, 또한 소성적인 등방성, 구멍 확장성 및 인성이 우수한 열연 강판은, 특허문헌 1∼5에도 개시되어 있지 않다.

일본 특허 출원 공개 평6-293910호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-322540호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-322541호 공보 일본 특허 출원 공개 평10-183255호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-124789호 공보

본 발명은, 상술한 문제점에 비추어 발명된 것이다. 즉, 인장 강도로 540㎫급 이상의 고강도이고 또한, 구멍 확장성 등의 가공성, 가공 후의 엄격한 판 두께 균일성 및 진원도 및 인성이 요구되는 부재에의 적용이 가능하고, 또한 등방 가공성(등방성)이 우수한 석출 강화형 고강도 열연 강판 및 그 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기한 과제를 해결하여 이러한 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 이하의 수단을 채용하였다.

(1) 즉, 본 발명의 일 형태에 관한 열연 강판은, 질량％로, C 함유량 [C]가, 0.02％ 이상 0.07％ 이하인 C와, Si 함유량 [Si]가, 0.001％ 이상 2.5％ 이하인 Si와, Mn 함유량 [Mn]이, 0.01％ 이상 4％ 이하인 Mn과, Al 함유량 [Al]이, 0.001％ 이상 2％ 이하인 Al과, Ti 함유량 [Ti]가, 0.015％ 이상 0.2％ 이하인 Ti를 함유하고, P 함유량 [P]를, 0.15％ 이하, S 함유량 [S]를 0.03％ 이하, N 함유량 [N]을 0.01％ 이하로 제한하고, [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 (a), 식 (b)를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 4.0 이하이고, 또한 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 4.8 이하이고, 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 2㎛ 이하이고, 결정립 내에 있어서의 TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경이 3㎚ 이하이고 또한, 그 단위 면적당의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 상기 평균 극밀도가 2.0 이하이고, 또한 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 상기 극밀도가 3.0 이하여도 된다.

(3) 상기 (1)에 기재된 열연 강판에서는, 상기 평균 결정 입경이 7㎛ 이하여도 된다.

(4) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판에서는, 질량％로, Nb 함유량 [Nb]가, 0.005％ 이상 0.06％ 이하인 Nb를 더 함유하고, [Nb], [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 (c)를 만족시켜도 된다.

(5) 상기 (4)에 기재된 열연 강판에서는, 질량％로, Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와, Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와, Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와, V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와, Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과, Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와, Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와, REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과, B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

(6) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판에서는, 질량％로, Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와, Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와, Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와, V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와, Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과, Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와, Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와, REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과, B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

(7) 본 발명의 일 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법은, 질량％로, C 함유량 [C]가, 0.02％ 이상 0.07％ 이하인 C와, Si 함유량 [Si]가, 0.001％ 이상 2.5％ 이하인 Si와, Mn 함유량 [Mn]이, 0.01％ 이상 4％ 이하인 Mn과, Al 함유량 [Al]이, 0.001％ 이상 2％ 이하인 Al과, Ti 함유량 [Ti]가, 0.015％ 이상 0.2％ 이하인 Ti를 함유하고, P 함유량 [P]를, 0.15％ 이하, S 함유량 [S]를 0.03％ 이하, N 함유량 [N]을 0.01％ 이하로 제한하고, [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 (a), 식 (b)를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강괴 또는 슬래브를, 하기 식 (d)에 의해 정해지는 온도인 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 가열하고, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서 압하율이 40％ 이상인 압하를 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고, 상기 제1 열간 압연 완료 후로부터 150초 이내 또한, 1000℃ 이상의 온도 영역에서 제2 열간 압연을 개시하고, 상기 제2 열간 압연에서는, 하기 식 (e)에 있어서 강판 성분에 의해 결정되는 온도를 T1℃로 한 경우에, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 30％ 이상의 압하율의 압하를 행하고, 또한 압하율의 합계가 50％ 이상으로 되는 압하를 행하고, Ar3 변태점 온도 이상 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서, 압하율의 합계가 30％ 이하인 제3 열간 압연을 행하고, Ar3 변태점 온도 이상에서 열간 압연을 종료하고, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 30％ 이상의 압하율의 패스를 대압하 패스로 한 경우, 상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간 t초가 하기 식 (f)를 만족시키도록, 50℃/초 이상의 냉각 속도로, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하, 또한 냉각 종료 온도가 T1＋100℃ 이하로 되는 1차 냉각을 행하고, 상기 1차 냉각 완료 후로부터 3초 이내에, 15℃/초 이상의 냉각 속도로, 2차 냉각을 행하고, 550℃ 이상 700℃ 미만의 온도 영역에서 권취한다.

여기서, t1은 하기 식 (g)에 의해 나타내어진다.

여기서, Tf는, 30％ 이상의 최종 압하 후의 온도(℃), P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율(％)이다.

(8) 상기 (7)에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 1차 냉각은, 압연 스탠드 사이에 있어서 냉각을 행하고, 상기 2차 냉각은, 최종 압연 스탠드 통과 후에 있어서 냉각을 행해도 된다.

(9) 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (h)를 만족시켜도 된다.

(10) 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 (i)를 만족시켜도 된다.

(11) 상기 (7)∼(10) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 열간 압연에 있어서의 각 패스간의 온도 상승을 18℃ 이하로 해도 된다.

(12) 상기 (7)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로, Nb 함유량 [Nb]가, 0.005％ 이상 0.06％ 이하인 Nb를 더 함유하고, [Nb], [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 (c)를 만족시켜도 된다.

(13) 상기 (12)에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로, Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와, Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와, Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와, V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와, Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과, Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와, Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와, REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과, B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

(14) 상기 (7)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 열연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로, Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와, Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와, Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와, V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와, Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과, Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와, Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와, REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과, B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고 있어도 된다.

본 발명의 상기 형태에 따르면, 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 가공성, 가공 후의 엄격한 판 두께 균일성 및 진원도 및 인성이 요구되는 부재(내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재, 트랜스미션 등의 자동차 부재나, 조선, 건축, 교량, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프, 기계 부품용 부재 등)에 적용할 수 있는 강판에 있어서, 인성이 우수하고 또한, 인장 강도로 540㎫급 이상의 고강도 강판을, 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있다.

도 1은 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와 등방성(1/|Δr|)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도와 등방성(1/|Δr|)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.

본 발명을 실시하기 위한 형태에 대해 상세하게 설명한다. 또한, 이하, 성분 조성에 관한 질량％에 대해, 단순히 ％라 기재한다.

본 발명자들은, 구멍 확장성 등의 가공성, 가공 후의 엄격한 판 두께 균일성 및 진원도 및 저온에서의 인성이 요구되는 부재에의 적용에 적합한 석출 강화형 고강도 열연 강판에 대해, 가공성에 더하여, 등방성과 저온 인성을 양립시키기 위해 예의 연구하였다. 그 결과, 이하의 새로운 지식을 얻었다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 고강도라 함은, 인장 강도로 540㎫ 이상을 나타내고 있다.

등방성을 향상시키기(이방성을 저감시키기) 위해서는, 이방성의 원인인 미재결정 오스테나이트로부터의 변태 집합 조직의 형성을 회피하는 것이 유효하다. 이것을 위해서는, 마무리 압연 후의 오스테나이트의 재결정을 촉진시키는 것이 필요하다. 그리고, 그 수단으로서는, 마무리 압연에서의 최적의 압연 패스 스케줄과 압연 온도의 고온화가 유효하다.

한편, 인성을 향상시키기 위해서는, 취성 파면의 파면 단위의 미세화, 즉, 마이크로 조직 단위의 세립화가 효과적이다. 그것을 위해서는, γ(오스테나이트)→α(페라이트) 변태시의 α의 핵 생성 사이트를 증가시키는 것이 유효하다. 따라서, 그 핵 생성 사이트로 될 수 있는 오스테나이트의 결정 입계나 전위 밀도를 증가시키는 것이 바람직하다.

결정 입계나 전위 밀도를 증가시키기 위해서는, γ→α 변태점 온도 이상에서, 가능한 한 저온에서 압연하는 것이 바람직하다. 바꾸어 말하면, 오스테나이트를 미재결정으로 하고, 미재결정률이 높은 상태에서 γ→α 변태를 시키는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 재결정 후의 오스테나이트립은, 재결정 온도에서 입성장이 빠르기 때문에, 매우 단시간에 조대화되고, 조대화된 오스테나이트립은, γ→α 변태 후의 α상에서도 조대립으로 되기 때문이다.

상기한 바와 같이, 통상의 열간 압연 수단에서는 바람직한 조건이 상반되는 조건으로 된다. 그로 인해, 등방성과 인성의 양립은 어렵다고 여겨지고 있었다. 이에 대해, 본 발명자들은, 등방성과 인성을 높은 수준으로 밸런스를 맞출 수 있는, 완전히 새로운 열간 압연 방법을 발명하는 것에 이르렀다.

본 발명자들은, 등방성과 집합 조직의 관계에 대해, 이하의 지식을 얻었다.

강판을 진원도나 원주 방향의 판 두께의 균질성이 요구되는 부품으로 가공할 때, 트리밍이나 절삭의 공정을 생략하고, 가공 상태 그대로 부품 특성을 만족시키는 판 두께 균일성 및 진원도를 얻기 위해서는, 등방성의 지표인 등방성 지표 1/|Δr|이 3.5 이상인 것이 요구된다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 등방성 지표를 3.5 이상으로 하기 위해, 강판의 집합 조직에서, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도를 1.0 이상 4.0 이하로 한다. 이 평균 극밀도가 4.0 초과로 되면 이방성이 극히 강해진다. 한편, 이 평균 극밀도가 1.0 미만으로 되면 국부 변형능의 열화에 의한 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 더욱 우수한 등방성 지표가 6.0 이상을 얻기 위해서는, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도를, 2.0 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군이라 함은, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 상가 평균으로 나타내어지는 방위군이다. 그로 인해, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도를 상가 평균함으로써, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도를 얻을 수 있다. 등방성 지표가 6.0 이상인 경우, 코일 내에서의 편차를 고려한 경우라도, 가공 상태 그대로 부품 특성을 충분히 만족시키는 판 두께 균일성과 진원도를 얻을 수 있다.

상기한 등방성 지표는, 강판을, JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라서 행하여 구하였다. 등방성 지표인 1/|Δr|에 있어서의 Δr은, 압연 방향, 압연 방향에 대해 45°의 방향 및 압연 방향에 대해 90°의 방향(판폭 방향)의 소성 변형비(r값)를, 각각, r0, r45 및 r90으로 정의한 경우에, Δr＝(r0－2×r45＋r90)/2로 정의된다. 또한, |Δr|은, Δr의 절대값을 나타낸다.

이들 각 방위의 극밀도는, EBSP(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)법 등의 방법을 사용하여 측정한다. 구체적으로는, {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직이나, {110}, {100}, {211} 및 {310}의 극점도 중, 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구한다.

마찬가지로, 도 2에 나타내는 바와 같이, 등방성 지표를 3.5 이상으로 하기 위해, 강판의 집합 조직에서, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 1.0 이상 4.8 이하로 한다. 이 극밀도가 4.8 초과로 되면 이방성이 극히 강해진다. 한편, 이 극밀도가 1.0 미만으로 되면 국부 변형능의 열화에 의한 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 보다 우수한 등방성 지표 6.0 이상을 만족시키기 위해서는, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 3.0 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 등방성 지표가 6.0 이상인 경우, 코일 내에서의 편차를 고려해도, 가공 상태 그대로 부품 특성을 충분히 만족시키는 판 두께 균일성과 진원도가 얻어지므로, 더욱 바람직하다.

또한, 상기한 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도 및 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도는, 의도적으로 어느 결정 방위를 향한 결정립의 비율을 다른 방위보다도 높이도록 한 경우에는, 값이 높아진다.

또한, 상기한 극밀도는 작은 쪽이, 구멍 확장성이 향상된다.

상술한 극밀도라 함은, X선 랜덤 강도비와 동일한 의미이다. X선 랜덤 강도비라 함은, 특정한 방위에의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건으로 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다. 이 극밀도는, X선 회절, EBSP법, 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법 중 어느 것으로도 측정이 가능하다. 예를 들어, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 극밀도는, 이들 방법에 의해 측정된 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의 극점도를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직(ODF)으로부터 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도를 구하고, 이들 극밀도를 상가 평균함으로써 구해진다. X선 회절, EBSP법, ECP법에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 두께 감소시키고, 이어서 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하는 동시에, 판 두께의 3/8∼5/8의 범위에서 적당한 면이 측정면으로 되도록 상술한 방법에 따라서 시료를 조정하여 측정하면 된다. 판폭 방향에 대해서는, 강판의 단부로부터 1/4 혹은, 3/4의 위치에서 채취하는 것이 바람직하다.

당연한 것이지만, 상술한 극밀도의 한정이 판 두께 중앙부뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께에 대해 만족시켜짐으로써, 한층 더 국부 변형능이 양호해진다. 그러나, 강판의 표면으로부터 3/8∼5/8의 판 두께에 있어서의 방위 집적이 가장 강해 제품의 이방성에 영향을 미치므로, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부의 측정을 행함으로써, 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 그로 인해, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 규정하는 것으로 한다.

여기서, {hkl}＜uvw＞라 함은, 상술한 방법으로 시료를 채취하였을 때, 판면의 법선 방향이 {hkl}과 평행하고, 압연 방향이 ＜uvw＞과 평행한 것을 나타내고 있다. 또한 결정의 방위는 통상, 판면에 수직한 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향과 평행한 방위를 (uvw) 또는 ＜uvw＞로 표시한다. {hkl}, ＜uvw＞는 등가인 면의 총칭이며, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 있어서는 체심입방 구조를 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가로 구별이 되지 않는다. 이러한 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111}이라 칭한다. ODF 표시에서는 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, 개개의 방위를 [hkl](uvw)로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 실시 형태에 있어서는 [hkl](uvw)와 {hkl}＜uvw＞는 동일한 의미이다.

다음에, 본 발명자들은, 인성에 대해 조사하였다.

vTrs는, 평균 결정 입경이 세립일수록 저온화된다, 즉 인성이 향상된다. 본 실시 형태에 관한 열연 강판에서는, 판 두께 중심부에서의 vTrs를, 한랭지에서의 사용에 견딜 수 있는 -20℃ 이하로 하므로, 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경을 10㎛ 이하로 한다. 또한, 가혹한 환경에서의 사용을 상정하여 vTrs를 -60℃ 이하로 하는 경우, 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

인성은, V 노치 샤르피 충격 시험에서 얻어지는 vTrs(샤르피 파면 전이 온도)로 평가하였다. V 노치 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2202에 기초하여 시험편을 제작하고, JIS Z 2242로 규정하는 내용에 따라서 행하였다.

상기한 바와 같이 인성에는, 조직의 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경의 영향이 크다. 판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경의 측정은 이하와 같이 행하였다. 강판의 판 두께 방향에 있어서의 중앙부 부근으로부터 마이크로 샘플을 잘라내고, EBSP-OIM(등록 상표)(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)을 사용하여, 결정 입경과 마이크로 조직을 측정하였다. 마이크로 샘플은, 콜로이달 실리카 연마제로 30∼60분 연마하여 제작하고, 배율 400배, 160㎛×256㎛ 에어리어, 측정 스텝 0.5㎛의 측정 조건으로, EBSP 측정을 실시하였다.

EBSP-OIM(등록 상표)법은, 주사형 전자 현미경(SEM) 내에서 고경사의 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기쿠치(菊池) 패턴을 고감도 카메라로 촬영하고, 컴퓨터로 화상 처리함으로써, 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정한다.

EBSP법으로는, 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위를 정량적으로 해석할 수 있고, 분석 에어리어는, SEM에 의해 관찰할 수 있는 영역으로, SEM의 분해능에도 의존하지만, 최소 20㎚의 분해능으로 분석할 수 있다. 해석은, 분석하고자 하는 영역을, 등간격의 그리드 형상으로 수만점 매핑하여 행한다. 다결정 재료로는, 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다.

본 실시 형태에서는, 결정립의 방위차에 있어서 일반적으로 결정 입계로서 인식되어 있는 대경각(大傾角) 입계의 임계값인 15°를 결정 입계라 정의하여, 매핑한 화상으로부터 입자를 가시화하고, 평균 결정 입경을 구하였다. 즉, 「평균 결정 입경」이라 함은, EBSP-OIM(등록 상표)에 의해 얻어지는 값이다.

상술한 바와 같이, 본 발명자들은, 등방성 및 인성을 향상시키기 위한 강판에 필요한 각각의 요건을 밝혔다.

인성에 직접 관계되는 평균 결정 입경은, 마무리 압연 종료 온도가 저온일수록 세립으로 된다. 그러나, 등방성의 지배 인자 중 하나인 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도는, 마무리 압연 온도에 대해, 평균 결정 입경과는 반대의 상관을 나타낸다. 그로 인해, 등방성과 저온 인성을 양립시키는 기술은, 지금까지 전혀 개시되어 있지 않았다.

본 발명자들은, 등방성을 확보하기 위해, 마무리 압연 후의 오스테나이트를 충분히 재결정시켜, 또한 재결정립의 입성장을 최대한 억제함으로써, 등방성과 인성을 동시에 향상시키는 열간 압연 방법 및 조건을 탐색하였다.

압연에 의해 가공 조직으로 된 오스테나이트립을 재결정시키기 위해서는, 최적의 온도 영역에서, 또한 50％ 이상의 합계 압하율로 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다. 한편, 제품판의 마이크로 조직을 세립화하기 위해서는, 마무리 압연 종료 후에, 소정 시간 이내에 냉각을 개시하여, 오스테나이트립의 재결정 후의 입성장을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.

따라서, 전술한 식 (e)로 나타내어지는 온도를 T1로 하여, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 합계 압하율 R의 열간 압연을 행하고, 이 열간 압연 종료로부터 50℃/초 이상의 냉각 속도로 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하, 또한 냉각 종료 온도가 T1＋100℃ 이하로 되는 냉각을 행할 때까지의 대기 시간 t와, 냉각 온도 변화의 관계에 있어서, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와, 판 두께 중심에서의 평균 결정 입경이, 각각 어떻게 되는지를 조사하였다. 또한, R은 50％ 이상이다. 본 실시 형태에 있어서의 합계 압하율(압하율의 합계)이라 함은, 합계 압하율(압하율의 합계)이라 함은, 이른바 누적 압하율과 동일한 의미이며, 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의, 최초의 패스 전의 입구 판 두께를 기준으로 하여, 이 기준에 대한 누적 압하량(상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께와 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다.

그 결과, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 합계 압하율 R의 열간 압연이 종료되고 나서 50℃/초 이상의 냉각 속도로 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하, 또한 냉각 종료 온도가 T1＋100℃ 이하로 되는 1차 냉각을 행할 때까지의 대기 시간 시간 t가 전술한 식 (g)로 나타내어지는 t1×2.5초 이내인 경우에, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 4.0 이하이고, 또한 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 4.8 이하」이고, 또한 「판 두께 중심에서의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하」였다. 즉, 본 실시 형태에서 목적으로 하는 등방성 및 내 충격성을 만족시킨다고 상정된다.

이것은, 등방성과 인성의 양쪽을 향상시킬 수 있는 범위, 즉, 충분한 오스테나이트의 재결정과 세립화가 양립하는 범위가, 이후에 상세하게 서술하는 본 실시 형태에서 규정하는 열간 압연 방법에 의해 달성 가능한 것을 나타내고 있다.

또한, 평균 결정 입경을 7㎛ 이하로 하는 경우, 대기 시간 t초를 t1 미만으로 하는 것이 바람직한 것을 알 수 있었다. 또한, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도를 2.0 이하로 하는 경우, 대기 시간 t를 t1 이상으로 하는 것이 바람직한 것을 알 수 있었다.

본 발명자들은, 상술한 바와 같은 기초적 연구에 의해 얻어진 지식에 기초하여, 또한 구멍 확장성 등의 가공성, 가공 후의 엄격한 판 두께 균일성 및 진원도 및 저온에서의 인성이 요구되는 부재에의 적용에 적합한 석출 강화형 고강도 열연 강판과 그 제조 방법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 하기하는 조건으로 이루어지는 열연 강판 및 그 제조 방법을 상도하는 것에 이르렀다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 성분 조성을 한정하는 이유에 대해 설명한다.

C 함유량 [C] : 0.02％ 이상 0.07％ 이하

C는, 결정 입계에 편석되어, 전단이나 펀칭 가공에 의해 형성된 단부면에서의 파단면 균열을 억제한다. 또한, Nb, Ti 등과 결합하여 석출물을 형성하여, 석출 강화에 의해 강도 향상에 기여한다. 또한, 구멍 확장시의 균열의 기점으로 되는 시멘타이트(Fe₃C) 등의 철계 탄화물을 생성시킨다.

C 함유량 [C]가, 0.02％ 미만에서는, 석출 강화에 의한 강도 향상과 파단면 균열 억제의 효과를 얻을 수 없다. 한편, 0.07％를 초과하면, 구멍 확장시의 균열의 기점으로 되는 시멘타이트(Fe₃C) 등의 철계 탄화물이 증가하여, 구멍 확장값이나 인성이 떨어진다. 그러므로, C 함유량 [C]는, 0.02％ 이상, 0.07％ 이하로 한다. 강도의 향상과 함께, 연성의 향상을 고려하는 경우, [C]는, 0.03％ 이상 0.05％ 이하가 바람직하다.

Si 함유량 [Si] : 0.001％ 이상 2.5％ 이하

Si는, 모재의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 또한, 용강의 탈산재로서의 역할도 갖는 원소이다. 0.001％ 이상의 첨가에서 첨가 효과가 발현되지만, 첨가량이 2.5％를 초과하면, 강도 상승 효과가 포화되어 버린다. 그로 인해, Si 함유량 [Si]는, 0.001％ 이상 2.5％ 이하로 한다.

또한, 강도 향상과 구멍 확장성의 관점에서는, Si는, 0.1％ 초과 함유량으로 함으로써, 재료 조직 중에 있어서의 시멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출을 억제하고, Nb, Ti의 탄화 미세 석출물의 석출을 촉진시켜, 강도 향상과 구멍 확장성의 향상에 기여한다. 한편, 1％를 초과하면, 철계 탄화물의 석출 억제의 효과가 포화되어 버린다. 그로 인해, Si 함유량 [Si]의 바람직한 범위는, 0.1％ 초과 1％ 이하이다.

Mn 함유량 [Mn] : 0.01％ 이상 4％ 이하

Mn은, 고용 강화 및 켄칭 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 0.01％ 미만에서는, 첨가 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 4％를 초과하면, 첨가 효과가 포화된다. 그러므로, Mn 함유량 [Mn]은, 0.01％ 이상 4％ 이하로 한다. S에 의한 열간 균열의 발생을 억제하기 위해, Mn 이외의 원소가 충분히 첨가되어 있지 않은 경우에는, Mn 함유량 [Mn]과 S 함유량 [S]가, [Mn]/[S]≥20으로 되는 Mn(질량％)을 첨가하는 것이 바람직하다.

Mn은, 함유량의 증가에 수반하여, 오스테나이트 영역 온도를 저온측으로 확대시켜, 켄칭성을 향상시키고, 버링성(버링 가공성)이 우수한 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다. 이 효과는, 1％ 미만의 첨가에서는 발현되기 어려우므로, 1％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 3.0％ 초과 첨가하면, 오스테나이트 영역 온도가 지나치게 저온으로 되어, 페라이트 변태에 의해 미세하게 석출되는 Nb, Ti의 탄화물이 생성되기 어려워진다. 따라서, 연속 냉각 변태 조직을 형성하는 경우에는, Mn 함유량 [Mn]은, 1.0％ 이상 3.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mn 함유량 [Mn]은, 1.0％ 이상 2.5％ 이하이다.

P 함유량 [P] : 0％ 초과 0.15％ 이하

P는, 용선에 포함되어 있는 불순물로, 입계에 편석되어, 함유량의 증가에 수반하여 인성을 저하시키는 원소이다. 이로 인해, P는 낮을수록 바람직하다. P 함유량 [P]가 0.15％를 초과하면, 가공성이나 용접성에 악영향을 미치므로, 0.15％ 이하로 제한한다. 특히, 구멍 확장성이나 용접성을 고려하는 경우에는, 0.02％ 이하가 바람직하다. P를 0％로 하는 것은 조업상 곤란하므로, 0％는 포함하지 않는다.

S 함유량 [S] : 0％ 초과 0.03％ 이하

S는, 용선에 포함되어 있는 불순물로, 열간 압연시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 구멍 확장성을 열화시키는 A계 개재물을 생성하는 원소이다. 이로 인해, S는, 최대한 저감시켜야 한다. 그러나, 0.03％ 이하이면 허용 범위이므로, 0.03％ 이하로 제한한다. 보다 구멍 확장성을 필요로 하는 경우에는, S 함유량 [S]는 0.01％ 이하가 바람직하고, 0.005％ 이하가 보다 바람직하다. S를 0％로 하는 것은 조업상 곤란하므로, 0％는 포함하지 않는다.

N 함유량 [N] : 0％ 초과 0.01％ 이하

N은, C보다 고온 영역에서, Ti 및 Nb와 석출물을 형성하고, C를 고정하여 석출 강화에 유효한 Ti 및 Nb를 감소시키는 원소이다. 또한, 이에 의해, 인장 강도의 저하를 초래한다. 그로 인해, N은 최대한 저감시켜야 하지만, 0.01％ 이하이면 허용 범위이다. 그러나, 고온에서 석출되는 Ti, Nb의 질화물은 조대화되기 쉽고, 취성 파괴의 기점으로 되어 저온 인성을 저하시킨다. 그로 인해, 보다 인성을 향상시키기 위해서는, 0.006％ 이하가 바람직하다. 내 시효성의 관점에서는, 0.005％ 이하가 보다 바람직하다. N을 0％로 하는 것은 조업상 곤란하므로, 0％는 포함하지 않는다.

Al 함유량 [Al] : 0.001％ 이상 2％ 이하

Al은, 강의 정련 공정에 있어서의 용강 탈산을 위해 0.001％ 이상 첨가한다. 그러나, 다량의 첨가는 비용의 상승을 초래하므로, 상한을 2％로 한다. Al을 다량으로 첨가하면, 비금속 개재물의 양이 증대되어, 연성 및 인성이 떨어진다. 그로 인해, 연성 및 인성의 관점에서는, 0.06％ 이하가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.04％ 이하이다.

Al은, Si와 마찬가지로, 조직 중에 시멘타이트 등의 철계 탄화물이 석출되는 것을 억제하는 원소이다. 이 작용 효과를 얻기 위해서는, 0.016％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그로 인해, Al 함유량 [Al]은, 더욱 바람직하게는 0.016％ 이상, 0.04％ 이하이다.

Ti 함유량 [Ti] : 0.015％ 이상 0.2％ 이하

Ti는, 본 실시 형태에 있어서 가장 중요한 원소 중 하나이다. 압연 종료 후의 냉각 중, 또는 권취 후의 γ→α 변태시에, 탄화물로서 미세 석출되어, 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Ti는, 탄화물로서 C를 고정하여, TiC로 하고, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다.

또한, Ti는, 열간 압연 공정에서의 강편의 가열시에, TiS로서 석출되어, 연신 개재물을 형성하는 MnS의 석출을 억제하여, 개재물의 압연 방향 길이의 총합 M을 저감시키는 원소이다. 이들의 첨가 효과를 얻기 위해서는, 적어도 0.015％ 첨가한다. 바람직하게는 0.1％ 이상이다.

한편, 0.2％를 초과하여 첨가하여, 첨가 효과가 포화될 뿐만 아니라, 재결정 억제 효과가 현저해져 등방성이 떨어진다. 그러므로, Ti 함유량 [Ti]는, 0.015 이상 0.2％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.1％ 이상 0.16％ 이하이다.

S 및 N은, C보다도 고온 영역에서, Ti와, TiN이나 TiS 등의 석출물을 형성한다. 그로 인해, 구멍 확장성을 열화시키는 시멘타이트 등의 탄화물의 베이스로 되는 C를 고정하고, 또한 석출 강화에 기여하는 TiC를 확보하기 위해, S의 함유량 [S] 및 N의 함유량 [N]은, Ti의 함유량 [Ti]와의 관계에서, 상기 식 (a)를 만족시키도록 한다.

상기 식 (b)에 있어서, [C], [Ti], [N] 및 [S]는, 각각 C 함유량, Ti 함유량, N 함유량 및 S 함유량이다. 본 실시 형태에 있어서의 열연 강판이 Nb를 함유하지 않는 경우, 상기 식 (b)의 우변은, TiC의 석출 후, 고용 C로서 남을 수 있는 C량을 나타내는 식이다. 상기 식 (b)의 우변이 0％ 이하인 것은, 입계에 존재하는 고용 C가 없는 것을 의미한다. 고용 C가 없으면, 입계 강도가 입내 강도에 대해 상대적으로 저하되어, 파단면 균열이 발생한다. 그러므로, 상기 식 (b)의 우변은 0％ 초과로 한다.

상기 식 (b)의 상한은 특별히 정하지 않지만, 잔존하는 C를 적량으로 하고, 시멘타이트의 입경을 2㎛ 이하로 하므로, 0.045％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 시멘타이트 입경을 1.6㎛ 이하로 하는 경우, 0.012％ 이하가 보다 바람직하다. 한편, 0.045％를 초과하면, 시멘타이트의 입경이 조대화되어, 구멍 확장성이 저하될 우려가 있다. 그러므로, 상기 식 (b)는 0.045％ 이하가 바람직하다.

이상의 화학 원소는, 본 실시 형태에 있어서의 강의 기본 성분(기본 원소)이며, 이 기본 원소가 제어(함유 또는 제한)되고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이, 본 실시 형태의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 성분에 더하여(잔량부인 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에서는, 필요에 따라서 이하의 화학 원소(선택 원소)를 강 중에 더 함유시켜도 된다. 이들 선택 원소가 강 중에 불가피적으로(예를 들어, 각 선택 원소의 양의 하한 미만의 양) 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

Nb 함유량 [Nb] : 0.005％ 이상 0.06％ 이하

Nb는, 압연 종료 후의 냉각 중, 또는 권취 후에, 탄화물로서 미세 석출되어, 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 탄화물로서 C를 고정하여, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다.

또한, Nb는, 강판의 평균 결정 입경을 미세화하는 기능을 발휘하고, 저온 인성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이들의 첨가 효과를 얻기 위해서는, 적어도 Nb 함유량 [Nb]로 0.005％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 0.01％ 초과이다. Nb 함유량 [Nb]의 하한을 0.005％로 설정함으로써, 결정 입경의 미세화를 실현할 수 있다. 그 결과, 저온 인성에 악영향을 미치는 일 없이, 압연 온도 설정의 자유도가 향상된다.

한편, Nb 함유량 [Nb]가 0.06％를 초과하면, 열간 압연 공정에서의 미재결정 영역의 온도가 확대되어, 미재결정 상태의 압연 집합 조직이 열간 압연 종료 후에 많이 잔존하여, 등방성이 손상된다. 이로 인해, Nb 함유량 [Nb]는, 0.005％ 이상 0.06％ 이하로 하였다. 바람직하게는, 0.01％ 이상 0.02％ 이하이다.

본 실시 형태에 있어서의 열연 강판이 Nb를 함유하는 경우, [C], [Ti], [Nb](Nb 함유량), [N] 및 [S]는, 상기 식 (b) 대신에 상기 식 (c)를 만족시킬 필요가 있다. 상기 식 (c)는, 상기 식 (b)의 괄호 내에, [Nb]×48/93의 항이 더해진 식이다. 상기 식 (c)의 기술적 의미는, 상기 식 (b)의 기술적 의미와 동일하다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에 있어서는, 필요에 따라서, Cu, Ni, Mo, V, Cr, Mg, Ca, REM(Rare Earth Metal) 및 B의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

이하에, 각 원소의 조성을 한정하는 이유에 대해 설명한다.

Cu, Ni, Mo, V 및 Cr은, 석출 강화 또는 고용 강화에 의해, 열연 강판의 강도를 향상시키는 원소이다.

Cu 함유량 [Cu]가 0.02％ 미만, Ni 함유량 [Ni]가 0.01％ 미만, Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 미만, V 함유량 [V]가 0.01％ 미만, Cr 함유량 [Cr]이 0.01％ 미만이면, 첨가 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Cu 함유량 [Cu]가 1.2％ 초과, Ni 함유량 [Ni]가 0.6％ 초과, Mo 함유량 [Mo]가 1％ 초과, V 함유량 [V]가 0.2％ 초과, Cr 함유량 [Cr]이 2％ 초과이면, 첨가 효과는 포화되어 경제성이 저하된다.

그러므로, Cu, Ni, Mo, V 및 Cr 중 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 경우, Cu 함유량 [Cu]는 0.02％ 이상 1.2％ 이하, Ni 함유량 [Ni]는 0.01％ 이상 0.6％ 이하, Mo 함유량 [Mo]는 0.01％ 이상 1％ 이하, V 함유량 [V]는 0.01％ 이상 0.2％ 이하, Cr 함유량 [Cr]은 0.01％ 이상 2％ 이하가 바람직하다.

Mg, Ca 및 REM(희토류 원소)은, 파괴의 기점으로 되고 또한, 가공성을 열화시키는 원인으로 되는 비금속 개재물의 형태를 제어하여, 가공성을 향상시키는 원소이다. Mg 함유량 [Mg], Ca 함유량 [Ca] 및 REM 함유량 [REM]은, 모두 0.0005％ 미만이면, 첨가 효과가 발현되지 않는다. 한편, Mg 함유량 [Mg]가 0.01％ 초과, Ca 함유량 [Ca]가 0.01％ 초과, REM 함유량 [REM]이 0.1％ 초과이면, 첨가 효과가 포화되어 경제성이 저하된다. 그러므로, Mg 함유량 [Mg]는 0.0005％ 이상 0.01％ 이하, Ca 함유량 [Ca]는 0.0005％ 이상 0.01％ 이하, REM 함유량 [REM]은 0.0005％ 이상 0.1％ 이하가 바람직하다.

B 함유량 [B] : 0.0002％ 이상 0.002％ 이하

B는, C와 마찬가지로, 입계에 편석되어, 입계 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 즉, 고용 C와 함께, 고용 B로서 입계에 편석되어, 파단면 균열의 방지를 실현하는 데 있어서 유효하게 작용한다. C가 TiC로서 입내에 석출되어도, B가 입계에 편석됨으로써, C의 입계에 있어서의 감소를 보충하는 것이 가능해진다.

C의 입계에 있어서의 감소를 보충하기 위해, B를, 적어도 0.0002％ 첨가한다. 0.0002％ 이상의 B와, 고용 C가, 파단면 균열 방지의 기능을 발휘한다. B 함유량 [B]가 0.002％를 초과하면, Nb와 마찬가지로, 열간 압연에서의 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 미재결정 오스테나이트로부터의 γ→α 변태 집합 조직을 강화하여, 등방성을 열화시킬 우려가 있다. 그러므로, B 함유량 [B]는 0.0002％ 이상 0.002％ 이하로 하였다.

또한, B는, 켄칭성을 향상시켜, 버링성에 있어서 바람직한 마이크로 조직인 연속 냉각 변태 조직의 형성을 용이하게 하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 B 함유량 [B]는 0.001％ 이상이 바람직하다. 한편, B는, 연속 주조 후의 냉각 공정에서, 슬래브 균열을 야기시키는 원소이기도 하므로, 이 관점에서, B 함유량 [B]는, 0.0015％ 이하가 바람직하다. 바람직하게는 0.001％ 이상 0.0015％ 이하이다.

본 실시 형태에 관한 발명 열연 강판은, 불가피적 불순물로서, 특성을 손상시키지 않는 범위에서, Zr, Sn, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상을, 합계로 1％ 이하 더 함유해도 된다. 단, Sn은, 열간 압연시에 흠집이 발생할 우려가 있으므로, 0.05％ 이하가 바람직하다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 마이크로 조직 등에 관한 야금적 인자에 대해 설명한다.

구멍 확장성에 영향을 미치는 입계 시멘타이트에 대해 설명한다. 구멍 확장성은, 펀칭시, 또는 전단 가공시에 발생하는 균열의 기점으로 되는 보이드의 영향을 받는다. 보이드는, 모상 입계에 석출되는 시멘타이트 상이 모상립에 대해 어느 정도의 크기가 있는 경우에, 모상립의 계면 근방에 있어서의 모상립이 과잉의 응력 집중을 받으면 발생한다.

시멘타이트 입경이 2㎛ 이하인 경우는, 모상립에 대해 시멘타이트립이 상대적으로 작아, 역학적으로 응력 집중은 일어나지 않으므로, 보이드는 발생하기 어렵다. 그 결과, 구멍 확장성이나 인성이 향상된다. 따라서, 입계 시멘타이트 입경(입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경)은, 2㎛ 이하로 한다. 또한, 바람직하게는, 1.6㎛ 이하이다.

본 실시 형태에 있어서, 입계에 석출되어 있는 입계 시멘타이트의 평균 입경은, 공시강의 강판 판폭의 1/4W 혹은 3/4W 위치로부터 잘라낸 시료의 1/4 두께의 부분으로부터 투과형 전자 현미경 샘플을 채취하고, 200㎸의 가속 전압의 전계 방사형 전자총(Field Emission Gun : FEG)을 탑재한 투과형 전자 현미경에 의해 관찰하였다. 입계에 관찰된 석출물은, 디프랙션 패턴을 해석함으로써 시멘타이트인 것을 확인하였다. 또한, 본 조사에 있어서 입계 시멘타이트 입경은, 1시야에 있어서 관찰된 전체 입계 시멘타이트의 입경을 측정하고, 측정값으로부터 산출되는 평균값이라 정의한다.

일반적으로, 입계 시멘타이트의 입경은, 강판의 권취 온도가 상승하면 커진다. 그러나, 권취 온도가, 소정의 온도 이상으로 되면 입계 시멘타이트의 입경이 급격하게 작아지는 경향을 나타낸다. 특히, Ti, Nb 중 적어도 한쪽을 함유하는 강판에서는, 그 온도 영역에서의 입계 시멘타이트의 입경의 감소가 현저하다. 입계 시멘타이트의 입경을 2㎛ 이하로 하므로, 권취 온도를 550℃ 이상으로 한다. 권취 온도의 상승에 따라 시멘타이트 입경이 감소하는 원인은, 다음과 같이 생각된다.

α상(페라이트상)에서의 시멘타이트의 석출 온도에는 노즈 영역이 있다. 노즈 영역은, α상 중의 C의 과포화도를 구동력으로 하는 핵 생성과, C 및 Fe의 확산에 의해 율속되는 Fe₃C의 입성장의 밸런스로 설명할 수 있다.

권취 온도가 노즈 영역 온도보다도 저온이면, C의 과포화도는 커, 핵 생성의 구동력은 크지만, 저온이므로 거의 확산할 수 없다. 그로 인해, 입계, 입내에 한정되지 않고, 시멘타이트의 석출이 억제된다. 또한, 시멘타이트가 석출되었다고 해도 사이즈는 작다.

한편, 권취 온도가 노즈 영역 온도보다도 고온으로 되면, C의 용해도가 상승하여 핵 생성의 구동력은 감소하지만, 확산 거리가 커진다. 그로 인해, 밀도는 적어지지만, 시멘타이트의 사이즈는 조대화된다.

Ti, Nb 등의 탄화물 형성 원소를 포함하는 경우는, Ti, Nb의 α상에서의 석출 노즈 영역이, 시멘타이트의 석출 노즈 영역보다도 고온측에 있다. 그로 인해, Ti, Nb 등의 탄화물의 석출에 의해 C를 빼앗겨, 시멘타이트의 석출량 및 사이즈 모두 감소한다.

다음에, 석출 강화에 관하여 설명한다. 본 실시 형태에 있어서는, 석출 강화 원소로서, 주로 Ti를 활용한다. 본 발명자들은, Ti를 포함하는 강에 있어서, TiC를 포함하는 석출물(이하, TiC 석출물이라 칭함)의 평균 입경 및 밀도와, 인장 강도의 관계를 조사하였다.

TiC 석출물의 사이즈 및 밀도의 측정은, 3차원 원자 프로브 측정법에 의해 행하였다. 측정 대상 시료로부터, 절단 및 전해 연마법에 의해, 필요에 따라서, 전해 연마법과 함께 수렴 이온 빔 가공법을 활용하여, 침상의 시료를 제작한다. 3차원 원자 프로브 측정에서는, 적산된 데이터를 재구축하여, 실 공간에서의 실제의 원자의 분포 이미지를 구할 수 있다. 즉, TiC 석출물의 입체 분포 이미지의 체적과 TiC 석출물의 수로부터, TiC 석출물의 개수 밀도가 구해진다.

TiC 석출물의 사이즈에 대해서는, 관찰된 TiC 석출물의 구성 원자수와 TiC의 격자 상수로부터, 석출물을 구 형상이라 가정하여 산출한 직경을, TiC 석출물의 사이즈로 하였다. 임의로 30개 이상의 TiC 석출물의 직경을 측정하여, 평균값을 구하였다.

열연판의 인장 시험은, 공시재를, JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편으로 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라서 행하였다.

성분 조성이 일정하면, TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경과 밀도의 사이에는, 대략 역상관의 관계가 있다. 석출 강화에 의해, 인장 강도로 100㎫의 강도 향상 폭을 얻기 위해서는, TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경이 3㎚ 이하이고, 또한 그 밀도를 1×10¹⁶개/㎤ 이상으로 한다. TiC를 포함하는 석출물이 조대해지면, 인성의 열화를 초래하거나, 파단면의 균열이 발생하기 쉬워진다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 모상의 마이크로 조직은, 특별히 한정되지 않지만, 인장 강도가 780㎫급 이상인 경우는, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이 바람직하다. 그 경우라도, 열연 강판의 모상의 마이크로 조직은, 가공성과 균일 연신성으로 대표되는 연성을 양립시키기 위해, 체적률로 20％ 이하의 폴리고날페라이트(PF)를 포함하고 있어도 된다. 덧붙여 말하면, 마이크로 조직의 체적률이라 함은, 측정 시야에 있어서의 면적분율을 말한다.

본 실시 형태에 있어서의 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 일본 철강협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편 ; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구부회 최종 보고서-(1994년 일본 철강협회)에 기재되어 있는 바와 같이, 확산적 기구에 의해 생성되는 폴리고날페라이트나 펄라이트를 포함하는 마이크로 조직과, 무확산에서 전단적 기구에 의해 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직이라 정의되는 마이크로 조직을 말한다.

즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 함은, 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고문헌의 125∼127항에 기재되어 있는 바와 같이, 주로, Bainitic Ferrite(α°B), Granular bainitic Ferrite(αB) 및 Quasi-polygonal Ferrite(αq)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γr)와, Martensite-Austenite(MA)를 포함하는 마이크로 조직이라고 정의된다.

또한, αq는, 폴리고날페라이트(PF)와 마찬가지로, 에칭에 의해 내부 구조가 현출되지 않지만, 형상이 애시큘러로, PF와는 명확하게 구별된다. 여기서는, 대상으로 하는 결정립의 주위 길이를 lq, 원상당 직경을 dq로 하면, 이들의 비(lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족시키는 입자가 αq이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 연속 냉각 변태 조직(Zw)은, α°B, αB, αq, γr 및 MA 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 마이크로 조직이라 정의된다. 또한, 소량의 γr 및/또는 MA는 합계량을 3％ 이하로 한다.

조직의 판정은, 나이탈 시약을 사용한 에칭에서의 광학 현미경 관찰에 의해 행해도 되지만, 연속 냉각 변태 조직(Zw)은, 나이탈 시약을 사용한 에칭에서의 광학 현미경 관찰로는 판별하기 어려운 경우가 있다. 그 경우는, EBSP-OIM(등록 상표)을 사용하여 판별한다. 그 경우, 예를 들어, bcc 구조의 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트는, EBSP-OIM(등록 상표)에 장비되어 있는 KAM(Kernel Average Misorientation)법으로 식별할 수 있다. KAM법은 측정 데이터 중 어느 정육각형의 픽셀의 인접하는 6개인 제1 근사, 혹은 또한 그 외측 12개인 제2 근사, 혹은 또한 그 외측의 18개인 제3 근사의 픽셀간의 방위차를 평균하고, 그 값을 그 중심의 픽셀의 값으로 하는 계산을 각 픽셀에 행함으로써 산출되는 값이다. 입계를 넘지 않도록 계산을 실시함으로써 입내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 이 맵은 입내의 국소적인 방위 변화에 기초하는 변형의 분포를 나타내고 있다.

또한, EBSP-OIM(등록 상표)에 있어서 인접하는 픽셀간의 방위차를 계산하는 조건을 제3 근사로 하여, 이 방위차를 5°이하로 하고, 상기한 방위차 제3 근사에 있어서, 1°초과를 연속 냉각 변태 조직(Zw), 1°이하를 페라이트라 정의할 수 있다. 이것은, 고온에서 변태된 폴리고날한 초석 페라이트는 확산 변태에 의해 생성되므로, 전위 밀도가 작아, 입내의 변형이 적기 때문에, 결정 방위의 입내 차가 작고, 지금까지 발명자들이 실시해 온 다양한 조사 결과로부터, 광학 현미경 관찰에 의해 얻어지는 페라이트 체적 분율과 KAM법으로 측정한 방위차 제3 근사 1°에서 얻어지는 에어리어의 면적분율이 거의 잘 일치하기 때문이다.

EBSP-OIM(등록 상표)법에서는, 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope) 내에서 고경사의 시료에 전자선을 조사하고, 후방 산란하여 형성된 기쿠치 패턴을 고감도 카메라로 촬영한다. 그리고 촬영된 화상을, 컴퓨터로 화상 처리함으로써 조사점의 결정 방위를 단시간에 측정할 수 있다.

EBSP법은, 벌크 시료 표면의 미세 구조 및 결정 방위를 정량적으로 해석할 수 있다. 분석 에어리어는, SEM의 분해능에도 의존하지만, SEM으로 관찰할 수 있는 영역 내이면, 최소 20㎚의 분해능까지 분석할 수 있다.

EBSP-OIM(등록 상표)법에 의한 해석은, 분석하고자 하는 영역을 등간격의 그리드 형상으로 수만점 매핑하여 행한다. 다결정 재료에서는, 시료 내의 결정 방위 분포나 결정립의 크기를 볼 수 있다. 본 실시 형태에 관한 열 강판에 있어서는, 각 패킷의 방위차를 15°로 하여 매핑한 화상으로부터 판별이 가능한 것을 연속 냉각 변태 조직(Zw)이라 편의적으로 정의해도 된다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법(이하, 「본 실시 형태에 관한 제조 방법」이라 함)의 조건을 한정하는 이유에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서, 열간 압연 공정에 선행하여 행하는 강편의 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 즉, 강편의 제조 방법에 있어서는, 고로, 전로, 전기로 등에 의한 용제 공정에 계속해서, 각종 2차 정련 공정에서, 목적의 성분 조성으로 되도록 성분 조정을 행하고, 이어서 통상의 연속 주조, 또는 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조 공정을 행하도록 해도 된다.

또한, 연속 주조에 의해 슬래브를 얻은 경우에는, 고온 주조편 그대로 열간 압연기에 직접 보내도 되고, 한번 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열하고, 그 후에 열간 압연을 해도 된다. 원료에는 스크랩을 사용해도 된다.

상술한 제조 방법에 의해 얻어진 슬래브는, 열간 압연 공정 전에, 슬래브 가열 공정에 있어서 가열한다. 그때, 하기 식 (d)에 기초하여 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도인 SRTmin℃ 이상에서, 가열로 내에서 가열한다.

상기 식 (d)는, Ti의 함유량 [Ti](％)와, C의 함유량 [C](％)의 곱으로부터 Ti의 탄질화물의 용체화 온도를 구하는 식이다. TiNbCN의 복합 석출물을 얻기 위한 조건은, Ti량으로 정해진다. 즉, Ti량이 적으면, TiN 단독으로 석출되는 일이 없어진다.

슬래브 가열 온도가 상기 식 (d)를 만족시키는 온도 SRTmin℃ 이상인 경우에, 강판의 인장 강도가 현저하게 향상된다. 이것은, 이하의 이유에 의한 것이라 생각한다.

목적의 인장 강도를 얻기 위해서는, Ti 및/또는 Nb에 의한 석출 강화를 유효하게 활용하는 것이 유효하다. 가열 전의 슬래브에 있어서는, TiN, NbC, TiC, NbTi(CN) 등의 조대한 탄질화물이 석출되어 있다. Nb 및/또는 Ti에 의한 석출 강화를 유효하게 얻기 위해서는, 이들 조대한 탄질화물을, 슬래브 가열 공정에 있어서, 일단 모재 중에, 충분히 고용시킬 필요가 있다.

대부분의 Nb 및/또는 Ti의 탄질화물은, Ti의 용체화 온도에서 용해된다. 본 발명자들은, 원하는 인장 강도를 얻기 위해서는, 슬래브 가열 공정에 있어서, Ti의 용체화 온도인 SRTmin℃까지 슬래브를 가열하는 것이 필요한 것을 발견하였다.

TiN, TiC, NbN-NbC에는, 용해도곱의 문헌값이 있다. 특히, TiN의 석출은 고온에서 일어나므로, 본 실시 형태와 같은 저온 가열에서는 용해가 어렵다고 되어 있었다. 그러나, 본 발명자들은, TiN이 완전히 용해되지 않아도, TiC의 용체화만으로, 대부분의 TiC의 용해가 실질적으로 일어나 있는 것을 발견하였다.

투과형 전자 현미경의 레플리카 관찰에 의해, TiNb(CN) 복합 석출물이라 생각되는 석출물을 관찰하면, 고온에서 석출된 중심부와, 비교적 저온에서 석출되었다고 생각되는 외피부에서는, Ti, Nb, C 및 N의 농도가 변화되어 있다. 즉, 중심부에서는 Ti 및 N의 농도가 높은 것에 반해, 외피부에서는 Nb 및 C의 농도가 높다.

그 이유는, TiNb(CN)는, NaCl 구조의 MC형 석출물로, TiC이면, M 사이트에 Ti가 배위하고, C 사이트에 C가 배위하지만, 온도에 따라서는, Ti가 Nb로 치환되거나, C이 N으로 치환되기 때문이다.

TiN에 대해서도 마찬가지이다. Ti는, TiC가 완전히 용해되는 온도라도, TiN에 10∼30％의 site fraction으로 포함되므로, 엄밀하게는, TiN은 TiN이 완전히 용해되는 온도 이상의 온도에서 완전히 고용된다. 그러나, Ti량이 비교적 적은 성분계에 있어서는, 용체화 온도를, TiC 석출물의 실질적인 용해 하한 온도로 해도 된다.

가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, Nb 및/또는 Ti의 탄질화물이 충분히 모재 중에 용해되지 않는다. 이 경우, 압연 종료 후의 냉각 중, 또는 권취 후에, Nb 및/또는 Ti가 탄화물로서 미세 석출됨으로써 강도 향상 효과를 얻는 석출 강화를 이용할 수 없다. 따라서, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도는, 상기 식 (d)에 의해 산출되는 SRTmin℃ 이상으로 한다.

슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하되므로, 가열 온도는 1260℃ 이하로 한다. 따라서, 슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 온도는, 상기 식 (d)에 기초하여 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 한다. 가열 온도가 1150℃ 미만이면, 스케줄상, 조업 효율이 현저하게 손상되므로, 가열 온도는 1150℃ 이상이 바람직하다.

슬래브 가열 공정에 있어서의 가열 시간은 특별히 정하지 않지만, Nb 및/또는 Ti의 탄질화물의 용해를 충분히 진행시키기 위해서는, 가열 온도에 도달하고 나서 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 단, 주조 후의 주조편을 고온 그대로 직송하여 압연하는 경우는 예외로 한다.

슬래브 가열 공정 후에는, 특별히 대기하는 일 없이(예를 들어, 5분 이내, 바람직하게는 1분 이내) 가열로로부터 추출한 슬래브에 대해 조압연(제1 열간 압연)을 실시하는 조압연 공정을 개시하여, 조바아를 얻는다.

조압연(제1 열간 압연)은, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도에서 종료하도록 행한다. 조압연 종료 온도가 1000℃ 미만에서는, 조압연에서의 열간 변형 저항이 증대되어, 조압연의 조업에 장애를 초래할 우려가 있다.

한편, 조압연 종료 온도가 1200℃ 초과에서는, 평균 결정 입경이 커져, 인성을 저하시키는 요인으로 된다. 또한, 조압연 중에 생성되는 2차 스케일이 지나치게 성장하여, 이후에 실시하는 디스케일링이나, 마무리 압연에서의 스케일 제거가 곤란해질 우려가 있다. 조압연 종료 온도가 1150℃ 초과에서는, 개재물이 연신하여 구멍 확장성을 열화시키는 원인으로 되는 경우가 있으므로, 조압연 종료 온도는 1150℃ 이하가 바람직하다.

조압연의 압하율이 작으면, 평균 결정 입경이 커져 인성이 저하된다. 상기 압하율이 40％ 이상이면 결정 입경이 보다 균일하고 또한 세립으로 된다. 한편, 상기 압하율이 65％를 초과하면, 개재물이 연신하여 구멍 확장성이 열화되는 원인으로 되는 경우가 있으므로, 상기 압하율은 65％ 이하가 바람직하다.

열연 강판의 평균 결정 입경을 세립화하는 의미에서는, 조압연 후의, 즉, 마무리 압연(제2 열간 압연) 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은 작은 것이 바람직하고, 세립화 및 균질화의 관점에서, 200㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하기 위해, 조압연(제1 열간 압연)에 있어서 40％ 이상의 압하를 1회 이상 행한다.

이 세립화 및 균질화의 효과를 보다 효율적으로 얻기 위해서는, 오스테나이트 입경은, 100㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 이것을 위해서는, 조압연(제1 열간 압연)에 있어서 40％ 이상의 압하를 2회 이상 행하는 것이 바람직하다. 단, 10회를 초과하는 조압연은, 온도의 저하나 스케일의 과잉 생성의 우려가 있다.

이와 같이, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이, 이후의 마무리 압연에서의 오스테나이트의 재결정 촉진에 유효하다.

이것은, 마무리 압연 중의 재결정핵 중 하나로서, 조압연 후의(즉, 마무리 압연 전의) 오스테나이트 입계가 기능하는 것에 의한 것이라 추측된다. 따라서, 조압연에 의해 오스테나이트 입경을 세립화한 후, 후술하는 바와 같이 마무리 압연, 냉각 개시까지의 대기 시간, 냉각 조건 등을 제어함으로써, 강판의 평균 결정 입경을 세립화할 수 있다. 조압연 후의 오스테나이트 입경은, 마무리 압연에 들어가기 전의 강판편을 가능한 한 급냉, 예를 들어 10℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한 후, 강판편의 단면을 에칭하여 오스테나이트 입계를 뜨게 하여 광학 현미경에 의해 측정한다. 이때, 50배 이상의 배율로, 20시야 이상을 관찰하여, 화상 해석이나 절단법에 의해 측정한다.

조압연 후에 행하는 압연(제2 열간 압연 및 제3 열간 압연)에서는, 조압연에 의해 얻은 조바아를, 조압연 공정(제1 열간 압연)과 마무리 압연(제2 열간 압연)의 공정 사이에서 접합하여, 연속적으로 압연을 행하는 엔드리스 압연을 행해도 된다. 그때, 조바아를, 일단 코일 형상으로 권취하여, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 수납하고, 다시 되감은 후, 접합해도 된다.

또한, 마무리 압연(제2 열간 압연)을 행하는 데 있어서, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향 및 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 작게 제어하는 것이 바람직한 경우가 있다. 이 경우는, 필요에 따라서, 조압연기와 마무리 압연기의 사이, 또는 마무리 압연의 각 스탠드 사이에, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향 및 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 제어할 수 있는 가열 장치를 배치하여, 조바아를 가열해도 된다.

가열 수단으로서는, 가스 가열, 통전 가열, 유도 가열 등의 다양한 가열 수단이 있지만, 조바아의 압연 방향, 판폭 방향, 판 두께 방향에 있어서의 온도의 편차를 작게 제어하는 것이 가능하면, 어떠한 공지의 수단을 사용해도 된다.

가열 수단으로서는, 공업적으로 온도의 제어 응답성이 좋은 유도 가열이 바람직하다. 특히, 판폭 방향으로 시프트 가능한 복수의 트랜스버스형 유도 가열 장치는, 판폭에 따라서, 판폭 방향의 온도 분포를 임의로 컨트롤할 수 있으므로, 보다 바람직하다. 가열 수단으로서는, 트랜스버스형 유도 가열 장치와, 판폭 전체 가열에 우수한 솔레노이드형 유도 가열 장치의 조합으로 구성되는 가열 장치가 가장 바람직하다.

이들 가열 장치를 사용하여 온도 제어를 하는 경우, 가열량의 제어가 필요해진다. 이 경우, 조바아 내부의 온도는 실측할 수 없으므로, 장입 슬래브 온도, 슬래브 재로 시간, 가열로 분위기 온도, 가열로 추출 온도, 또한 테이블 롤러의 반송 시간 등의 미리 측정된 실적 데이터에 기초하여, 조바아가 가열 장치에 도착할 때의 압연 방향, 판폭 방향 및 판 두께 방향에 있어서의 온도 분포를 추정한다. 그리고 그 추정값에 기초하여, 가열 장치에 의한 가열량을 제어하는 것이 바람직하다.

유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어는, 예를 들어 이하와 같이 하여 행한다. 유도 가열 장치(트랜스버스형 유도 가열 장치)에 있어서는, 코일에 교류 전류를 통하게 하면, 그 내측에 자장을 발생한다. 코일 중에 배치되어 있는 도전체에는, 전자기 유도 작용에 의해, 자속과 직각인 원주 방향으로, 코일 전류와 반대 방향의 와전류가 발생하고, 그 줄열에 의해 도전체가 가열된다.

와전류는, 코일 내측의 표면에 가장 강하게 발생하고, 내측을 향해 지수 함수적으로 저감된다(이 현상을 표피 효과라 함). 주파수가 작을수록, 전류 침투 깊이가 커져, 두께 방향으로 균일한 가열 패턴이 얻어진다. 반대로, 주파수가 클수록, 전류 침투 깊이가 작아져, 두께 방향에 있어서, 표층을 피크로 하는 과가열이 작은 가열 패턴이 얻어진다.

따라서, 트랜스버스형 유도 가열 장치에서, 조바아의 압연 방향 및 판폭 방향의 가열을, 종래와 마찬가지로 행할 수 있다.

판 두께 방향의 가열에 있어서는, 트랜스버스형 유도 가열 장치의 주파수를 변경시킴으로써 침투 깊이를 바꾸어, 판 두께 방향의 가열 패턴을 조작함으로써, 온도 분포의 균일화를 행할 수 있다. 이 경우는, 주파수 가변형의 유도 가열 장치를 사용하는 것이 바람직하지만, 콘덴서를 조정하여 주파수를 변경해도 된다.

유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어는, 주파수가 다른 인덕터를 복수 배치하여, 두께 방향에 있어서 필요한 가열 패턴이 얻어지도록, 각각의 가열량을 변경하여 행해도 된다. 유도 가열에 있어서는, 피가열재와의 에어 갭을 변경하면, 주파수가 변동된다. 그로 인해, 유도 가열 장치에 의한 가열량의 제어에 있어서는, 피가열재와의 에어 갭을 변경하여 주파수를 바꾸어, 원하는 가열 패턴을 얻어도 된다.

예를 들어, 금속 재료 피로 설계 편람(일본 재료학회편)에 기재되어 있는 바와 같이, 열연 또는 산세 상태의 강판의 피로 강도는, 강판 표면의 최대 높이 Ry(JIS B0601:2001에 규정된 Rz에 상당)와 상관된다. 그로 인해, 마무리 압연 후의 강판 표면의 최대 높이 Ry는, 15㎛(15㎛Ry, l2.5㎜, ln12.5㎜) 이하인 것이 바람직하다. 이 표면 조도를 얻기 위해서는, 디스케일링에 있어서, 강판 표면에서의 고압수의 충돌압 P×유량 L≥0.003의 조건을 만족시키는 것이 바람직하다.

디스케일링 후의 마무리 압연은, 디스케일링 후에 다시 스케일이 생성되는 것을 방지하기 위해, 5초 이내에 행하는 것이 바람직하다. 조압연이 종료된 후에는, 마무리 압연(제2 열간 압연)을 개시한다. 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 시간은 150초 이하로 한다. 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 시간이 150초 초과이면, 강판 중의 평균 결정 입경이 커져 인성이 저하된다. 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 조압연 후에 완전히 재결정을 완료시키는 경우에는, 10초 이상인 것이 바람직하다.

마무리 압연에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이상으로 한다. 마무리 압연 개시 온도가 1000℃ 미만이면, 각 마무리 압연 패스에 있어서, 압연 대상인 조바아에 부여되는 압연 온도가 저온화되고, 미재결정 온도 영역에서의 압하로 되어 집합 조직이 발달하여, 등방성이 열화된다.

마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 규정하지 않는다. 그러나, 1150℃ 이상이면 마무리 압연 전 및 패스간에 있어서, 강판 지철과 표면 스케일 사이에, 비늘 형상의 방추 스케일 결함의 기점으로 되는 블리스터가 발생할 우려가 있다. 그로 인해, 처리 압연 개시 온도는, 1150℃ 미만이 바람직하다.

마무리 압연은, 강판의 성분 조성에 의해 정해지는 온도를 T1로 하여, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 적어도 1회는 30％ 이상의 압하율의 압하를 행하고, 또한 압하율의 합계를 50％ 이상으로 하여, T1＋30℃ 이상에서, 열간 압연을 종료한다. 여기서, T1은, 각 원소의 함유량을 사용하여 하기 식 (e)에 의해 산출되는 온도이다.

상기 (e)에 있어서, 포함되지 않는 화학 원소(화학 성분)의 양은, 0％로 하여 계산한다.

T1 온도 자체는 경험적으로 구한 것이다. T1 온도를 기준으로 하여, 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 것을, 본 발명자들은 경험적으로 발견하였다. 단, 상기 식 (e)에 있어서 포함되지 않는 화학 원소(화학 성분)의 양은, 0％로 하여 계산한다.

T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율이 50％ 미만이면, 열간 압연 중에 축적되는 압연 변형이 충분하지 않아, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되지 않고, 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화되는 동시에, 충분한 세립화 효과가 얻어지지 않을 우려가 있다. 그로 인해, 마무리 압연에서의 합계 압하율을 50％ 이상으로 한다. 합계 압하율이 70％ 이상이면 온도 변동 등에 기인하는 편차를 고려해도, 충분한 등방성이 얻어지므로, 보다 바람직하다.

한편, 합계 압하율이 90％를 초과하면, 가공 발열 등에 의해, T1＋200℃ 이하의 온도 범위를 유지하는 것이 어려워진다. 또한, 압연 하중이 증가하여 압연이 곤란해진다.

또한, 축적된 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 촉진시키기 위해, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하에서의 합계 압하율 50％ 이상의 압연 중, 적어도 1회는, 1패스의 압하율이 30％ 이상인 압하를 행한다.

제2 열간 압연 종료 후, 균일한 재결정을 촉진시키기 위해서는, Ar3 변태점 온도 이상 T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제하는 것이 바람직하다. 그로 인해, Ar3 변태점 온도 이상 T1＋30℃ 미만에서의 압연(제3 열간 압연)에 있어서의 압하율의 합계를 30％ 이하로 제한한다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는 10％ 이하의 압하율이 바람직하지만, 보다 등방성을 요구하는 경우에는 압하율은 0％가 바람직하다.

제1 내지 제3 열간 압연은 모두, Ar3 변태점 온도 이상에서 종료된다. Ar3 변태점 온도 미만에서의 열간 압연에서는, 2상역 압연으로 되어, 가공 페라이트 조직 잔류에 의해 연성이 저하된다. 또한, 바람직하게는, 압연 종료 온도는, T1℃ 이상이다.

T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 30％ 이상의 압하율의 패스를 대압하 패스로 한 경우, 상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간 t초가 하기 식 (f)를 만족시키도록, 50℃/초 이상의 냉각 속도로, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하로, 또한 냉각 종료 온도가 T1＋100℃ 이하로 되는 1차 냉각을 행한다. 냉각 개시까지의 대기 시간 t가 2.5×t1초 초과이면, 재결정된 오스테나이트립이 고온에서 유지되게 되어, 입성장하여, 인성이 열화한다. 상기한 1차 냉각은, 압연 후에 가능한 한 신속하게 강판을 수냉하기 위해서는, 압연 스탠드 사이에서 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 최종 압연 스탠드 후방면에는 온도계, 판 두께계 등의 계장 기기가 설치되어 있는 경우에는, 냉각수를 뿌릴 때에 발생하는 스팀 등에 의해 계측이 곤란해지므로, 최종 압연 스탠드 바로 뒤에 냉각 장치를 설치하는 것이 어렵다. 또한, 2차 냉각은, 석출물의 석출 상태나 마이크로 조직의 조직 분율을 고정밀도로 좁은 범위에서 제어하기 위해서는, 최종 압연 스탠드 통과 후에 설치된 런아웃 테이블에서 행하는 것이 바람직하다. 런아웃 테이블의 냉각 장치는 전자기 밸브에 의해 컨트롤된 다수의 수냉 밸브에 의해 구성되고 제어 장치로부터의 전기 신호에 의해 소프트웨어를 통해 피드백, 피드 포워드 제어를 행할 수 있으므로, 상기한 바와 같은 마이크로 조직을 제어하기에 적합하다.

여기서, t1은 하기 식 (g)에 의해 나타내어진다.

또한, 상기한 대기 시간 t는, 열간 압연 종료로부터의 시간이 아니라, 대압하 패스의 최종 패스 완료 후로부터의 시간으로 하는 쪽이, 실질적으로 바람직한 재결정률과 재결정 입경을 얻을 수 있으므로, 보다 바람직한 것을 알 수 있었다. 또한, 1차 냉각은, 냉각 개시까지의 대기 시간이 상기한 바와 같으면, 제3 열간 압연과 어느 쪽을 먼저 행하여도 상관없다.

냉각 온도 변화를 40℃ 이상 140℃ 이하로 제한함으로써, 재결정된 오스테나이트립의 입성장을 보다 억제할 수 있다. 또한 배리언트 선택(배리언트 제한의 회피)을 보다 효과적으로 제어함으로써, 집합 조직의 발달을 더욱 억제할 수도 있다. 상기 1차 냉각시의 온도 변화가 40℃ 미만이면, 재결정된 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 한편, 상기 온도 변화가 140℃ 초과이면, Ar3 변태점 온도 이하까지 오버슈트될 우려가 있다. 그 경우, 재결정 오스테나이트로부터의 변태라도, 배리언트 선택의 첨예화의 결과, 집합 조직이 형성되어, 등방성이 저하된다. 또한, 냉각 종료시의 강판 온도가, T1＋100℃ 초과에서는, 냉각의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이것은, 가령 최종 패스 후에 적정한 조건으로 1차 냉각을 실시하였다고 해도 1차 냉각 종료 후의 강판 온도가 T1＋100℃ 초과에서는, 결정립 성장이 일어날 우려가 있어 현저하게 오스테나이트 입경이 조대화될 우려가 있기 때문이다.

1차 냉각시의 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 재결정된 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 강판 형상의 관점에서, 200℃/초 이하가 타당하다고 생각된다.

또한, 냉각 개시까지의 대기 시간 t를 t1 미만으로 더 한정한 경우, 보다 입성장을 억제하여, 더욱 우수한 인성을 얻을 수 있다.

한편, 냉각 개시까지의 대기 시간 t를 t1≤t≤2.5×t1로 더 한정한 경우, 결정립의 랜덤화를 충분히 촉진시켜, 안정적으로 더욱 우수한 극밀도를 얻을 수 있다.

상기한 1차 냉각을 행한 후에, 또한, 3초 이내에, 15℃/초 이상의 냉각 속도로, 2차 냉각을 행한다.

2차 냉각 공정은, 시멘타이트의 사이즈 및 탄화물의 석출에 큰 영향을 미친다.

냉각 속도가 15℃/초 미만이면, 마무리 압연 종료로부터 권취까지의 냉각 중에, 시멘타이트의 석출핵 생성과, TiC, NbC 등의 석출핵 생성의 경합이 일어난다. 그 결과, 시멘타이트의 석출핵의 생성이 우선하여 일어나고, 권취 공정에 있어서, 입계에 2㎛ 초과의 시멘타이트가 생성되어, 구멍 확장성이 열화된다. 또한, 시멘타이트의 성장에 의해, TiC, NbC 등의 탄화물의 미세 석출이 억제되어, 강도가 저하된다.

냉각 공정에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않아도, 본 실시 형태의 효과를 얻을 수 있다. 그러나, 열변형에 의한 강판의 휨을 고려하면, 300℃/초 이하가 바람직하다.

1차 냉각 완료 후로부터 2차 냉각 개시까지의 시간이 3초 초과이면, 결정립이 조대화되는 동시에, 시멘타이트의 석출핵의 생성이 우선하여 일어난다. 그 결과, 권취 공정에 있어서, 입계에 2㎛ 초과의 시멘타이트가 생성되어, 구멍 확장성이 열화된다. 또한, 시멘타이트의 성장에 의해, TiC, NbC 등의 탄화물의 미세 석출이 억제되어, 강도가 저하된다. 그로 인해, 2차 냉각 개시까지의 시간은, 3초 이내로 한다. 단, 설비상 가능한 범위에서 짧은 쪽이 바람직하다.

강판의 조직은 특별히 한정하지 않지만, 보다 우수한 신장 플랜지 가공, 버링 가공성을 얻기 위해, 마이크로 조직을, 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 하는 것이 바람직하다. 이 마이크로 조직을 얻기 위한 냉각 속도는, 15℃/초 이상이면 충분하다. 즉, 15℃/초 이상 50℃/초 이하 정도가 안정된 연속 냉각 변태 조직을 얻을 수 있는 냉각 속도이고, 또한 실시예에 나타내는 바와 같이, 30℃/초 이하가, 더욱 안정적으로 연속 냉각 변태 조직을 얻을 수 있는 냉각 속도이다.

더욱 입성장을 억제하여, 더욱 우수한 저온 인성을 얻기 위해서는, 패스간의 냉각 장치 등을 사용하여, 마무리 압연에 있어서의 각 패스간(탠덤 압연의 경우 각 스탠드간)의 온도 상승을 18℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상술한 규정된 압연이 행해지고 있는지 여부는, 압연율에 대해서는, 압연 하중, 판 두께 측정 등의 실적으로부터 계산에 의해 구할 수 있다. 또한, 온도에 대해서도, 스탠드간 온도계가 있으면 실측 가능하고, 또는 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열 등을 고려한 계산 시뮬레이션이 가능하므로, 어느 하나 혹은 그 양쪽에 의해 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 관한 제조 방법에 있어서, 압연 속도는 특별히 한정하지 않지만, 마무리 최종 스탠드측에서의 압연 속도가 400mpm 미만이면, γ립이 성장하여 조대화되는 경향이 있다. 따라서, 연성을 얻기 위한 페라이트가 석출 가능한 영역이 감소하여, 연성이 떨어질 우려가 있다. 압연 속도의 상한은 특별히 한정하지 않아도 본 실시 형태의 효과를 얻을 수 있지만, 설비 제약상, 1800mpm 이하가 현실적이다. 그러므로, 마무리 압연에 있어서의 압연 속도는, 400mpm 이상 1800mpm 이하가 바람직하다.

마이크로 조직의 주상을 연속 냉각 변태 조직(Zw)으로 하는 경우는, 버링성을 그다지 열화시키지 않고 연성을 향상시키는 것을 목적으로 하여, 필요에 따라서, 체적률로 20％ 이하의 폴리고날페라이트를 상기 조직에 포함시켜도 된다. 이 경우, 1차 냉각 완료 후, 또한 권취 공정 전에 행하는 2차 냉각 공정의 도중(2차 냉각 개시로부터 2차 냉각 완료까지의 사이), 또는 2차 냉각 완료 후로부터 권취 개시까지의 사이에 있어서, Ar3 변태점 온도로부터 Ar1 변태점 온도까지의 온도 영역(페라이트와 오스테나이트의 2상 영역)에 1∼20초 체류시켜도 된다.

체류시키는 경우는, 예를 들어 2차 냉각이 최종 압연 스탠드 통과 후의 런아웃 테이블에서 행해지는 경우 등에 있어서, 2차 냉각 중의 냉각대의 중간 존의 수냉 밸브를 오프로 함으로써, 일단 냉각을 중단하고, 소정의 온도 영역에 체류시킬 수 있다. 또한, 예를 들어, 2차 냉각이 압연 스탠드 사이나 압연 스탠드 통과 직후에 행해지는 경우 등에 있어서는, 2차 냉각 완료 후, 권취 개시까지의 사이를 공냉함으로써 소정의 온도 범위에 체류시킬 수 있다.

이 체류는, 2상역에서 페라이트 변태를 촉진시키기 위해 행하지만, 1초 미만에서는, 2상역에 있어서의 페라이트 변태가 불충분하여, 충분한 연성이 얻어지지 않는다. 한편, 20초를 초과하면, Ti 및/또는 Nb를 포함하는 석출물은, 조대화되어, 석출 강화에 의한 강도 향상에 기여하지 않게 된다. 그러므로, 냉각 공정에 있어서, 연속 냉각 변태 조직 중에 폴리고날페라이트를 포함시키는 것을 목적으로 체류를 행하는 경우의 시간은, 1∼20초가 바람직하다.

1∼20초의 체류를 행하는 온도 영역은, 페라이트 변태를 촉진시키기 위해, Ar1 변태점 온도 이상 860℃ 이하가 바람직하다. 강판 성분에 의한 편차를 억제하기 위해서는, 보다 바람직하게는, Ar3 변태점 온도 이하이다. 체류 시간은, 생산성을 저하시키지 않기 위해, 1∼10초가 바람직하다.

2차 냉각 중에 체류를 행하는 경우, 제3 열간 압연 종료 후에는, 20℃/초 이상의 냉각 속도로, Ar3 변태점 온도로부터 Ar1 변태점 온도까지의 온도 영역에 신속히 도달하는 것이 바람직하다.

이 경우의 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 냉각 설비의 능력상, 300℃/초 이하가 타당하다. 냉각 속도가 지나치게 빠르면, 냉각 종료 온도를 제어할 수 없어, 오버슈트되어, Ar1 변태점 온도 이하까지 과냉각되어 버릴 가능성이 있다. Ar1 변태점 온도 이하까지 과냉각되어 버리면, 연성 개선의 효과가 상실되므로, 냉각 속도는 150℃/초 이하가 바람직하다.

Ar3 변태점 온도는, 예를 들어 이하의 계산식(성분 조성과의 관계식)에 의해 간이적으로 산출할 수 있다. Si 함유량(질량％) [Si], Cr 함유량(질량％) [Cr], Cu 함유량(질량％) [Cu], Mo 함유량(질량％) [Mo], Ni 함유량 [Ni]를 사용하여, 하기 식 (j)에 의해 정의할 수 있다.

[Mneq]는, B가 첨가되어 있지 않은 경우, 하기 식 (k)로 정의한다.

[Mneq]는, B가 첨가되어 있는 경우, 하기 식 (l)로 정의한다.

또한, Ar1 변태점 온도는, 성분마다 가공 포마스터 시험에 의해 실험적으로 얻어진 값을 사용할 수 있다.

상술한 2차 냉각 공정과 함께, 2차 냉각 후의 권취 공정은, TiC를 포함하는 석출물의 사이즈 및 개수 밀도에 큰 영향을 미친다. 권취 온도가 700℃ 이상에서는, 석출물이 조대하고 또한 성긴 과시효 상태로 되어, 목적으로 하는 석출 강화량이 얻어지지 않거나, 인성이 저하된다. 권취 온도가 700℃ 미만이면, 코일 길이 방향으로 안정된 석출 강화의 효과가 얻어진다.

한편, 권취 온도가 550℃ 미만이면, 아시효로 되어, 목적으로 하는 TiC의 석출이 얻어지지 않는다. 그로 인해, 권취 온도를 550℃ 이상 700℃ 미만으로 한다. 더욱 안정된 석출 강화의 효과를 얻기 위해서는, 550℃ 이상 650℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 참고를 위해, 도 3에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 제조 방법의 개략을 나타내는 흐름도를 나타낸다.

강판 형상의 교정이나, 가동 전위 도입에 의해, 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 전 공정 종료 후에 있어서, 압하율 0.1％ 이상 2％ 이하의 스킨 패스 압연을 더 실시해도 된다.

상기한 압연, 냉각의 공정 종료 후에는, 얻어진 열연 강판의 표면에 부착되어 있는 스케일의 제거를 목적으로 하여, 산세를 해도 된다. 산세 후에, 열연 강판에 대해, 인라인 또는 오프라인에서, 압하율 10％ 이하의 스킨 패스 또는 냉간 압연을 더 실시해도 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판에는, 주조 후, 열간 압연 후, 냉각 후 중 어느 하나의 경우에 있어서, 용융 도금 라인에서 열처리를 실시해도 되고, 또한 열처리 후의 열연 강판에 대해, 별도, 표면 처리를 실시해도 된다. 용융 도금 라인에서 도금을 실시함으로써, 열연 강판의 내식성이 향상된다.

산세 후의 열연 강판에 아연 도금을 실시하는 경우는, 열연 강판을 아연 도금욕에 침지하고, 끌어올린 후, 필요에 따라서 합금화 처리를 실시해도 된다. 합금화 처리를 실시함으로써, 내식성의 향상에 더하여, 스폿 용접 등의 각종 용접에 대한 용접 저항성이 향상된다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 A∼W의 주조편을, 전로, 2차 정련 공정에서 용제하여, 연속 주조하고, 그 후, 직송하거나 또는 재가열하여, 조압연(제1 열간 압연)을 행하였다. 계속해서 마무리 압연(제2 열간 압연), 제3 열간 압연, 압연 스탠드 사이에서 1차 냉각을 행하여 2.0∼3.6㎜의 판 두께로 하였다. 또한, 런아웃 테이블에서 2차 냉각을 행한 후, 권취하여, 열연 강판을 제작하였다. 제조 조건을 표 2∼표 9에 나타낸다.

또한, 표 1에 나타내는 성분 조성의 잔량부는, Fe 및 불가피적 불순물이고, 표 중에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖인 것을 나타낸다.

표 1에 있어서, 식 (a)는, [Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32이고, 식 (b)는, [C]－12/48×([Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32)이고, 식 (c)는, [C]－12/48×([Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32)이다.

표 2∼표 9에 있어서, 「성분」은, 표 1에 나타낸 강의 기호를 의미하고, 「용체화 온도」는, 상기 식 (d)에 의해 산출되는 최소 슬래브 재가열 온도를 말하고, 「Ar3 변태점 온도」는, 상기 식 (j)와, 상기 식 (k) 또는 (l)에 의해 산출되는 온도를 말하고, 「T1」은, 상기 식 (e)에 의해 산출되는 온도를 말하고, 「t1」은, 상기 식 (g)에 의해 산출되는 시간을 말한다.

「가열 온도」는, 가열 공정에 있어서의 가열 온도를 말하고, 「유지 시간」은, 가열 공정에 있어서의 소정의 가열 온도에서의 유지 시간을 말한다.

「1000℃ 이상 40％ 이상의 압하 횟수」는, 조압연에 있어서의 1000℃ 이상에서의 40％ 이상의 압하 횟수를 말하고, 「1000℃ 이상 40％ 이상의 압하율」은, 조압연에서의 1000℃ 이상에서의 40％ 이상의 압하의 압하율을 나타내고, 「마무리 압연 개시까지의 시간」은, 조압연 종료로부터 마무리 압연 개시까지의 시간을 말하고, 제2 열간 압연, 제3 열간 압연의 각각의 「합계 압하율」은, 각 열간 압연 공정에 있어서의 합계 압하율을 말한다.

「Tf」는, 30％ 이상의 대압하의 최종 압하 후의 온도를 말하고, 「P1」은, 30％ 이상의 대압하의 최종 패스의 압하율을 말하고, 「패스간 최대 온도 상승」은, 제2 열간 압연 공정의 각 패스 사이에서 가공 발열 등에 의해 상승한 최대 온도를 말한다.

「1차 냉각 개시까지의 시간」은, 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 1차 냉각을 개시할 때까지의 시간을 말하고, 「1차 냉각 속도」는, 마무리 압연 종료 후로부터 1차 냉각 온도 변화분의 냉각을 완료할 때까지의 평균 냉각 속도를 말하고, 「1차 냉각 온도 변화」는, 1차 냉각 개시 온도와 종료 온도의 차를 말한다.

「2차 냉각 개시까지의 시간」은, 1차 냉각이 완료되고 나서 2차 냉각을 개시할 때까지의 시간을 말하고, 「2차 냉각 속도」는, 2차 냉각 개시로부터 2차 냉각 완료까지의 평균 냉각 속도를 말한다. 단, 도중에서 체류시키는 경우에는, 그 체류 시간은 제외한다. 「공냉 온도 영역」은, 2차 냉각 중, 또는 2차 냉각 완료 후에 체류시키는 경우의 온도 영역을 말하고, 「공냉 유지 시간」은, 체류시키는 경우의 유지 시간을 말하고, 「권취 온도」는, 권취 공정에 있어서 강판을 코일러에 의해 권취하는 온도를 말한다. 또한, 2차 냉각을 런아웃 테이블에서 행한 경우, 권취 온도는, 2차 냉각의 정지 온도와 동일한 정도로 된다.

얻어진 강판의 평가 방법은, 전술한 방법과 동일하다. 평가 결과를, 표 10∼표 13에 나타낸다. 표 중에 있어서의 밑줄은, 본 발명의 범위 밖인 것을 나타낸다. 또한, 표 중 마이크로 조직에 있어서의 F는 페라이트, P는 펄라이트, Zw는 연속 냉각 변태 조직을 나타낸다.

「마이크로 조직」은, 광학 현미경 조직을 말하고, 「평균 결정 입경」은, EBSP-OIM(등록 상표)으로 측정한 평균 결정 입경을 말하고, 「시멘타이트 입경」은, 입계에 석출되어 있는 시멘타이트의 평균 입경을 말한다.

「{100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도」 및 「{332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도」는, 각각 전술한 극밀도를 말한다.

「TiC 사이즈」는, 3D-AP(3차원 원자 프로브 : 3Dimensional Atom Probe)로 측정한 TiC(Nb와 약간의 N을 포함하고 있어도 됨)의 평균 석출물 사이즈를 말하고, 「TiC 밀도」는, 3D-AP로 측정한 TiC의 단위 체적당의 평균 개수를 말한다.

「인장 시험」은, C 방향 JIS 5호 시험편으로 인장 시험을 행한 결과를 나타낸다. 「YP」는 항복점, 「TS」는 인장 강도, 「El」은 연신율이다.

「등방성」은, |Δr|의 역수를 지표로서 나타낸다. 「구멍 확장성」은, JFS T1001-1996에 기재된 구멍 확장 시험 방법에 의해 얻어진 결과를 나타낸다. 「파단면 균열」은, 육안에 의해 유무를 확인한 결과를 나타낸다. 파단면 균열이 없는 경우를 「무」로 하고, 파단면 균열이 있는 경우를 「유」로 나타냈다. 「인성」은, 서브 사이즈의 V 노치 샤르피 시험에 의해 얻어진 전이 온도(vTrs)를 나타내고 있다.

발명예에 있어서는, 소요의 성분 조성의 강판의 집합 조직에서, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 4.0 이하이고, 또한 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 4.8 이하이고, 또한 판 두께 중심에서의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 2㎛ 이하이고, 또한 결정립 내에 있어서의 TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경이 3㎚ 이하인 동시에, 그 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상인 것을 특징으로 하는 540㎫급 이상의 고강도 강판이 얻어져 있다. 또한, 이들에 의해 구멍 확장성도 70％ 이상으로 양호한 값을 나타내고 있다.

상기 이외의 강판의 비교예는, 표 1∼표 9에 나타내는 바와 같이, 성분 또는 제조 조건이 본 발명의 범위 밖이다. 그로 인해, 표 10∼도 13에 나타내는 바와 같이「마이크로 조직이 본 발명의 범위 밖으로 되어, 충분한 기계적 특성이 얻어져 있지 않다. 또한, 표 중 시멘타이트 입경, TiC 사이즈에 있어서의 「-」는, 시멘타이트 또는 TiC가 관찰되지 않은 것을 나타내고 있다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 가공성, 가공 후의 엄격한 판 두께 균일성 및 진원도 및 저온 인성이 요구되는 부재(내판 부재, 구조 부재, 서스펜션 부재, 트랜스미션 등의 자동차 부재나, 조선, 건축, 교량, 해양 구조물, 압력 용기, 라인 파이프, 기계 부품용 부재 등)에 적용할 수 있는 강판을 용이하게 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 저온 인성이 우수한 540㎫급 이상의 고강도 강판을, 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명은, 공업적 가치가 높다.

Claims

질량％로,
C 함유량 [C]가, 0.02％ 이상 0.07％ 이하인 C와,
Si 함유량 [Si]가, 0.001％ 이상 2.5％ 이하인 Si와,
Mn 함유량 [Mn]이, 0.01％ 이상 4％ 이하인 Mn과,
Al 함유량 [Al]이, 0.001％ 이상 2％ 이하인 Al과,
Ti 함유량 [Ti]가, 0.015％ 이상 0.2％ 이하인 Ti
를 함유하고,
P 함유량 [P]를 0.15％ 이하,
S 함유량 [S]를 0.03％ 이하,
N 함유량 [N]을 0.01％ 이하
로 제한하고,
[Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 a, 식 b를 만족시키고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 4.0 이하이고, 또한 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 4.8 이하이고,
판 두께 중심부에서의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하이고, 강판 중의 입계에 석출되어 있는 시멘타이트 입경이 2㎛ 이하이고,
3차원 원자 프로브 측정법에 의해 측정된 결정립 내에 있어서의 TiC를 포함하는 석출물의 평균 입경이 3㎚ 이하이고 또한, 그 단위 체적당의 개수 밀도가 1×10¹⁶개/㎤ 이상인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 상기 평균 극밀도가 2.0 이하이고, 또한 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 상기 극밀도가 3.0 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항에 있어서, 상기 평균 결정 입경이 7㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,
Nb 함유량 [Nb]가, 0.005％ 이상 0.06％ 이하인 Nb를 더 함유하고,
[Nb], [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 c를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제4항에 있어서, 질량％로,
Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와,
Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와,
Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와,
V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와,
Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과,
Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와,
Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와,
REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과,
B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,
Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와,
Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와,
Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와,
V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와,
Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과,
Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와,
Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와,
REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과,
B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판.
질량％로,
C 함유량 [C]가, 0.02％ 이상 0.07％ 이하인 C와,
Si 함유량 [Si]가, 0.001％ 이상 2.5％ 이하인 Si와,
Mn 함유량 [Mn]이, 0.01％ 이상 4％ 이하인 Mn과,
Al 함유량 [Al]이, 0.001％ 이상 2％ 이하인 Al과,
Ti 함유량 [Ti]가, 0.015％ 이상 0.2％ 이하인 Ti를 함유하고,
P 함유량 [P]를 0.15％ 이하,
S 함유량 [S]를 0.03％ 이하,
N 함유량 [N]을 0.01％ 이하
로 제한하고,
[Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 a, 식 b를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강괴 또는 슬래브를,
하기 식 d에 의해 정해지는 온도인 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 가열하고,
1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서 압하율이 40％ 이상 65% 이하인 압하를 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연 완료 후로부터 150초 이내 또한, 1000℃ 이상의 온도 영역에서 제2 열간 압연을 개시하고,
상기 제2 열간 압연에서는, 하기 식 e에 있어서 강판 성분에 의해 결정되는 온도를 T1℃로 한 경우에, T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 30％ 이상의 압하율의 압하를 행하고, 또한 압하율의 합계가 50％ 이상으로 되는 압하를 행하고,
Ar3 변태점 온도 이상 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서, 압하율의 합계가 30％ 이하인 제3 열간 압연을 행하고,
Ar3 변태점 온도 이상에서 열간 압연을 종료하고,
T1＋30℃ 이상 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 30％ 이상의 압하율의 패스를 대압하 패스로 한 경우, 상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간 t초가 하기 식 f를 만족시키도록, 50℃/초 이상의 냉각 속도로, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하, 또한 냉각 종료 온도가 T1＋100℃ 이하로 되는 1차 냉각을 행하고,
상기 1차 냉각 완료 후로부터 3초 이내에, 15℃/초 이상의 냉각 속도로, 2차 냉각을 행하고,
550℃ 이상 700℃ 미만의 온도 영역에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.

여기서, t1은 하기 식 g에 의해 나타내어짐.

여기서, Tf는, 30％ 이상의 최종 압하 후의 온도(℃), P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율(％)임.
제7항에 있어서, 상기 1차 냉각은, 압연 스탠드 사이에 있어서 냉각을 행하고, 상기 2차 냉각은, 최종 압연 스탠드 통과 후에 있어서 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 h를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 또한 하기 식 i를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 제2 열간 압연에 있어서의 각 패스간의 온도 상승을 18℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로, Nb 함유량 [Nb]가, 0.005％ 이상 0.06％ 이하인 Nb를 더 함유하고,
[Nb], [Ti], [N], [S], [C]가, 하기 식 c를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제12항에 있어서, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로,
Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와,
Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와,
Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와,
V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와,
Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과,
Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와,
Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와,
REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과,
B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 강괴 또는 상기 슬래브가, 질량％로,
Cu 함유량 [Cu]가, 0.02％ 이상 1.2％ 이하인 Cu와,
Ni 함유량 [Ni]가, 0.01％ 이상 0.6％ 이하인 Ni와,
Mo 함유량 [Mo]가 0.01％ 이상 1％ 이하인 Mo와,
V 함유량 [V]가, 0.01％ 이상 0.2％ 이하인 V와,
Cr 함유량 [Cr]이, 0.01％ 이상 2％ 이하인 Cr과,
Mg 함유량 [Mg]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Mg와,
Ca 함유량 [Ca]가, 0.0005％ 이상 0.01％ 이하인 Ca와,
REM 함유량 [REM]이, 0.0005％ 이상 0.1％ 이하인 REM과,
B 함유량 [B]가, 0.0002％ 이상 0.002％ 이하인 B
중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 열연 강판의 제조 방법.