KR20230035624A - 열연 강판 - Google Patents

Abstract

이 열연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 금속 조직이, 면적%로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고, 상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 10.7 이상이고, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며, 인장 강도가 980MPa 이상이다.

Description

열연 강판

본 발명은 열연 강판에 관한 것이다. 구체적으로는, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형하여 이용되는 열연 강판, 특히 고강도이며, 또한 연성 및 전단 가공성이 우수한 열연 강판에 관한 것이다.

본원은, 2020년 8월 27일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-143743호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호의 관점에서, 많은 분야에 있어서 탄산 가스 배출량의 삭감에 몰두하고 있다. 자동차 메이커에 있어서도 저연비화를 목적으로 한 차체 경량화의 기술 개발이 활발히 행해지고 있다. 그러나, 탑승원의 안전 확보를 위해 내충돌 특성의 향상에도 중점이 두어지기 때문에, 차체 경량화는 용이하지 않다.

차체 경량화와 내충돌 특성을 양립시키기 위해, 고강도 강판을 사용하여 부재를 박육화하는 것이 검토되고 있다. 이 때문에, 높은 강도와 우수한 성형성을 겸비하는 강판이 강하게 요망되고 있고, 이들 요구에 부응하기 위해, 몇몇 기술이 종래부터 제안되어 있다. 자동차 부재에는 다양한 가공 양식이 있기 때문에, 요구되는 성형성은 적용되는 부재에 따라 다르지만, 그 중에서도 연성은 성형성의 중요한 지표로서 자리매김되고 있다. 또한, 자동차 부재는 프레스 성형에 의해 성형되지만, 그 프레스 성형의 블랭크판은 생산성이 높은 전단 가공에 의해 제조되는 경우가 많다. 전단 가공에 의해 제조되는 블랭크판에서는, 전단 가공 후의 단부면 정밀도가 우수할 필요가 있다. 예를 들어, 전단 가공 후의 단부면(전단 단부면)에 차지하는 전단면의 비율(이하, 전단면 비율)이 안정되지 않으면(전단면 비율의 변화량이 크면), 전단 단부면의 정밀도가 현저하게 악화된다.

연성 향상의 기술에 대해서는, 예를 들어 특허문헌 1에는, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트 중에 평균 결정 입경이 5㎛ 이하인 잔류 오스테나이트를 분산시킨, 내충돌 안전성 및 성형성이 우수한 자동차용 고강도 강판이 개시되어 있다. 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판에서는, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트 변태하여, 변태 유기 소성에 의해 큰 신율을 나타내기는 하지만, 경질의 마르텐사이트의 생성에 의해 구멍 확장성이 손상된다. 특허문헌 1에는, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 미세화함으로써, 연성뿐만 아니라 구멍 확장성도 향상된다고 개시되어 있다.

특허문헌 2에는, 결정립 내에 잔류 오스테나이트 및/또는 마르텐사이트로 이루어지는 제2 상을 미세하게 분산시킨, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 강판이 개시되어 있다.

전단 가공성의 향상에 대한 기술은, 예를 들어 특허문헌 3에는, 표층의 페라이트 입경 d_s와 내부의 페라이트 결정립 d_b의 비 d_s/d_b를 0.95 이하로 제어함으로써, 펀칭 후의 버어 높이를 제어하는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는 P의 함유량을 저감시킴으로써 판 단부면의 박리나 말림을 개선하는 기술이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 평11-61326호 공보 일본 특허 공개 2005-179703호 공보 일본 특허 공개 평10-168544호 공보 일본 특허 공개 2005-298924호 공보

J. Webel, J. Gola, D. Britz, F. Mucklich, Materials Characterization 144(2018) 584-596 D. L. Naik, H. U. Sajid, R. Kiran, Metals 2019, 9, 546 K. Zuiderveld, Contrast Limited Adaptive Histogram Equalization, Chapter VIII. 5, Graphics Gems IV. P.S. Heckbert(Eds.), Cambridge, MA, Academic Press, 1994, pp. 474-485

특허문헌 1 내지 4에 개시된 기술은, 모두 연성 또는 전단 가공 후의 단부면 성상 중 어느 한쪽을 향상시키는 기술이다. 그러나, 특허문헌 1 내지 3에서는 이들 특성을 양립시키는 기술에 대하여 언급되어 있지 않다. 특허문헌 4에서는, 전단 가공성과 프레스 성형성의 양립에 대하여 언급되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 개시된 강판의 강도는 850MPa 미만이기 때문에, 980MPa 이상의 고강도의 부재에 적용하는 것은 곤란한 경우가 있다.

본 발명은 종래 기술의 상기 과제에 비추어 이루어진 것으로, 높은 강도를 가짐과 함께, 우수한 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상술한 과제를 감안하여, 열연 강판의 화학 조성 및 금속 조직과 기계 특성의 관계에 대하여 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 지견 (a) 내지 (i)를 얻어, 본 발명을 완성하였다. 또한, 우수한 전단 가공성을 갖는다는 것은, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율이 안정되어 있음, 즉 전단면 비율의 변화량이 작음을 나타낸다. 또한, 우수한 강도 또는 높은 강도를 갖는다는 것은, 인장 강도가 980MPa 이상임을 나타낸다.

(a) 우수한 인장(최대) 강도를 얻기 위해서는, 경질의 조직을 활용하는 것이 바람직하다. 즉, 마르텐사이트나 베이나이트를 금속 조직 중에 포함하는 것이 바람직하다.

(b) 그러나, 경질의 조직은 연성이 부족한 조직이기 때문에, 단순히 이들을 주체로 하는 금속 조직으로 하는 것만으로는, 우수한 연성을 확보할 수 없다.

(c) 고강도의 열연 강판에 우수한 연성도 겸비시키기 위해서는, 연성이 높은 페라이트를 적량 함유시키는 것이 효과적이다.

(d) 페라이트는 일반적으로 연질이기 때문에, 원하는 강도를 얻기 위해, Ti, Nb, V 등을 석출 강화 원소로서 활용할 필요가 있다. 그 때문에, 열연 프로세스에 있어서 중간 공랭을 실시하여, 적절한 양의 석출 강화 페라이트를 얻는 것이 효과적이다.

(e) 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율을 안정화시키기 위해서는, Mn 편석이 적고, 조직 형태에 주기성이 없고 랜덤하며, 또한 불균일한(균일성이 낮은) 금속 조직으로 하는 것이 중요하다.

(f) 구체적으로는, Mn 농도의 표준 편차를 일정 값 이하로 하는 것, 그리고, 금속 조직의 주기성 및 금속 조직의 균일성을 제어하는 것이, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율의 안정화에 효과적이다.

(g) Mn 농도의 표준 편차를 일정 값 이하로 하기 위해서는, 슬래브 가열 공정 및 그 후의 열간 압연 공정이 중요하다. 예를 들어 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지하는 것 및 850℃ 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소율이 되도록 하는 열간 압연을 행하는 것이 효과적이다.

(h) 조직 형태의 주기성을 저하시키기 위해서는, 열간 압연 중의 오스테나이트의 재결정 거동을 제어하는 것이 중요하다. 예를 들어, 열간 압연의 최종단(最終段)의 압하율 및 압연 온도를 소정의 범위 내로 제어하고, 열간 압연의 최종단의 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 강판에 부하하는 응력을 170kPa 이상으로 하고, 열간 압연의 최종단 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 강판에 부하하는 응력을 200kPa 미만으로 하는 것이 효과적이다. 이러한 열간 압연 조건에 의해, 미세하고 또한 등축의 재결정 오스테나이트 입자를 만들어 넣을 수 있고, 그 후의 냉각 조건과의 조합에 의해, 조직 형태의 주기성을 저하시킬 수 있다.

(i) 금속 조직의 균일성을 저감시키기 위해서는, 중간 공랭을 실시하여 소망량의 페라이트를 얻은 후, 400℃ 이상 650℃ 미만의 온도역까지 냉각하여 철 탄화물의 석출을 억제하는 것이 효과적이다.

상기 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 열연 강판은, 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.050 내지 0.250％,

Si: 0.05 내지 3.00％,

Mn: 1.00 내지 4.00％,

Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.060 내지 0.500％,

sol.Al: 0.001 내지 2.000％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0300％ 이하,

N: 0.1000％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Cu: 0 내지 2.00％,

Cr: 0 내지 2.00％,

Mo: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 2.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ca: 0 내지 0.0200％,

Mg: 0 내지 0.0200％,

REM: 0 내지 0.1000％,

Bi: 0 내지 0.020％,

Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고

Sn: 0 내지 0.05％를 함유하고,

잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

금속 조직이,

면적%로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고,

상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 10.7 이상이고, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고,

Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며,

인장 강도가 980MPa 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 열연 강판은, 표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만이어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 열연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,

Cu: 0.01 내지 2.00％,

Cr: 0.01 내지 2.00％,

Mo: 0.01 내지 1.00％,

Ni: 0.02 내지 2.00％,

B: 0.0001 내지 0.0100％,

Ca: 0.0005 내지 0.0200％,

Mg: 0.0005 내지 0.0200％,

REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및

Bi: 0.0005 내지 0.020％

로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 따르면, 상기 여러 특성을 가진 데 더하여 추가로, 굽힘 내 균열의 발생이 억제된, 즉 내굽힘 내 균열성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

본 발명의 상기 양태에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재 나아가서는 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.

도 1은 전단 가공 후의 단부면에 차지하는 전단면의 비율의 측정 방법을 설명하기 위한 도면이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판(이하, 단순히 강판이라 기재하는 경우가 있음)의 화학 조성 및 금속 조직에 대하여 이하에 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시의 구성에만 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경이 가능하다.

이하에 「내지」를 사이에 두고 기재하는 수치 한정 범위에는, 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「미만」 또는 「초과」라고 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 이하의 설명에 있어서, 강판의 화학 조성에 관한 ％는 특별히 지정하지 않는 한 질량％이다.

1. 화학 조성

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 질량％로, C: 0.050 내지 0.250％, Si: 0.05 내지 3.00％, Mn: 1.00 내지 4.00％, Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.060 내지 0.500％, sol.Al: 0.001 내지 2.000％, P: 0.100％ 이하, S: 0.0300％ 이하, N: 0.1000％ 이하, O: 0.0100％ 이하, 그리고, 잔부: Fe 및 불순물을 포함한다. 이하에 각 원소에 대하여 상세하게 설명한다.

(1-1) C: 0.050 내지 0.250％

C는, 경질상의 분율을 상승시킴과 함께, Ti, Nb, V 등의 석출 강화 원소와 결합함으로써, 페라이트의 강도를 상승시킨다. C 함유량이 0.050％ 미만이면, 원하는 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, C 함유량은 0.050％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이상, 보다 바람직하게는 0.070％ 이상, 한층 더 바람직하게는 0.080％ 이상이다.

한편, C 함유량이 0.250％ 초과이면, 페라이트의 분율이 저하됨으로써, 열연 강판의 연성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.250％ 이하로 한다. C 함유량은 바람직하게는 0.150％ 이하이다.

(1-2) Si: 0.05 내지 3.00％

Si는, 페라이트의 생성을 촉진하여 열연 강판의 연성을 향상시키는 작용과, 페라이트를 고용 강화하여 열연 강판의 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 또한, Si는 탈산에 의해 강을 건전화하는(강에 블로홀 등의 결함이 발생되는 것을 억제하는) 작용을 갖는다. Si 함유량이 0.05％ 미만이면, 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이상, 보다 바람직하게는 0.80％ 이상이다.

그러나, Si 함유량이 3.00％ 초과이면, 강판의 표면 성상 및 화성 처리성, 나아가서는 연성 및 용접성이 현저하게 열화됨과 함께, A₃ 변태점이 현저하게 상승한다. 이에 의해, 안정적으로 열간 압연을 행하는 것이 곤란해진다. 따라서, Si 함유량은 3.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이하, 보다 바람직하게는 2.50％ 이하이다.

(1-3) Mn: 1.00 내지 4.00％

Mn은, 페라이트 변태를 억제하여 열연 강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 980MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.30％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.50％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 4.00％ 초과이면, Mn의 편석에 기인하여 경질상의 형태가 주기적인 밴드상이 되어, 원하는 전단 가공성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.70％ 이하, 보다 바람직하게는 3.50％ 이하이다.

(1-4) Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.060 내지 0.500％

Ti, Nb 및 V는, 탄화물 및 질화물로서 강 중에 미세 석출되어, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 상기 탄화물을 형성함으로써 C를 고정하여, 전단 가공성에 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 원소이다. Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량이 0.060％ 미만이면, 이들 효과를 얻을 수 없다. 그 때문에, Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량을 0.060％ 이상으로 한다. 또한, Ti, Nb 및 V 모두가 함유되어 있을 필요는 없고, 어느 1종이라도 포함되어 있으면 되고, 그 합계의 함유량이 0.060％ 이상이면 된다. Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이상, 보다 바람직하게는 0.100％ 이상이다.

한편, Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량이 0.500％를 초과하면, 가공성이 열화된다. 그 때문에, Ti, Nb 및 V의 합계의 함유량을 0.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.300％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.250％ 이하이며, 한층 더 바람직하게는 0.200％ 이하이다.

(1-5) sol.Al: 0.001 내지 2.000％

Al은, Si와 마찬가지로, 강을 탈산하여, 강을 건전화하는 작용을 가짐과 함께, 페라이트의 생성을 촉진하여, 열연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면 상기 작용에 의한 효과를 얻을 수 없다. 따라서, sol.Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

한편, sol.Al 함유량이 2.000％ 초과이면, 상기 효과가 포화됨과 함께 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, sol.Al 함유량은 2.000％ 이하로 한다. sol.Al 함유량은, 바람직하게는 1.500％ 이하, 보다 바람직하게는 1.300％ 이하, 한층 더 바람직하게는 1.000％ 이하이다.

또한, sol.Al이란 산 가용성 Al을 의미하고, 고용 상태에서 강 중에 존재하는 고용 Al을 나타낸다.

(1-6) P: 0.100％ 이하

P는, 일반적으로 불순물로서 함유되는 원소이지만, 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이기도 하다. 따라서, P를 적극적으로 함유시켜도 되지만, P는 편석되기 쉬운 원소이며, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 입계 편석에 기인하는 연성의 저하가 현저해진다. 따라서, P 함유량은, 0.100％ 이하로 제한한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.030％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-7) S: 0.0300％ 이하

S는, 불순물로서 함유되는 원소이며, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여 열연 강판의 연성을 저하시킨다. S 함유량이 0.0300％를 초과하면, 열연 강판의 연성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.0300％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. S 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 정련 비용의 관점에서, 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

(1-8) N: 0.1000％ 이하

N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 열연 강판의 연성을 저하시키는 작용을 갖는다. N 함유량이 0.1000％ 초과이면, 열연 강판의 연성이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0800％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0700％ 이하이며, 한층 더 바람직하게는 0.0100％ 이하이다. N 함유량의 하한은 특별히 규정할 필요는 없지만, Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜 금속 조직을 보다 미세화하는 경우에는, 탄질화물의 석출을 촉진시키기 위해 N 함유량은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 0.0020％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(1-9) O: 0.0100％ 이하

O는, 강 중에 많이 포함되면 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물을 형성하여, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 야기한다. 그 때문에, O 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. O 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 용강의 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위해, O 함유량은 0.0005％ 이상, 또는 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이어도 된다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것, 및/또는 본 실시 형태에 관한 열연 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, Fe의 일부 대신에, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W 및 Sn을 임의 원소로서 함유해도 된다. 상기 임의 원소를 함유시키지 않는 경우의 함유량의 하한은 0％이다. 이하, 상기 임의 원소에 대하여 상세하게 설명한다.

(1-10) Cu: 0.01 내지 2.00％, Cr: 0.01 내지 2.00％, Mo: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.02 내지 2.00％ 및 B: 0.0001 내지 0.0100％

Cu, Cr, Mo, Ni 및 B는, 모두, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cu 및 Mo는 강 중에 탄화물로서 석출되어 열연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 또한, Ni는, Cu를 함유시키는 경우에 있어서는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.

Cu는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 저온에서 강 중에 탄화물로서 석출되어 열연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cu 함유량이 2.00％ 초과이면, 슬래브의 입계 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하, 보다 바람직하게는 1.00％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Cr은, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Cr 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 2.00％ 초과이면, 열연 강판의 화성 처리성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 Mo는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용 및 강 중에 탄화물로서 석출되어 열연 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Mo 함유량을 1.00％ 초과로 해도 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

상술한 바와 같이 Ni는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 또한 Ni는, Cu를 함유시키는 경우에 있어서는, Cu에 기인하는 슬래브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 갖는다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni는, 고가의 원소이기 때문에, 다량으로 함유시키는 것은 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ni 함유량은 2.00％ 이하로 한다.

상술한 바와 같이 B는, 열연 강판의 ??칭성을 높이는 작용을 갖는다. 이 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.0100％ 초과이면, 열연 강판의 성형성이 현저하게 저하되기 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. B 함유량은, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(1-11) Ca: 0.0005 내지 0.0200％, Mg: 0.0005 내지 0.0200％, REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및 Bi: 0.0005 내지 0.020％

Ca, Mg 및 REM은, 모두, 강 중의 개재물 형상을 바람직한 형상으로 조정함으로써, 열연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Bi는, 응고 조직을 미세화함으로써, 열연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실하게 얻기 위해서는, Ca, Mg, REM 및 Bi 중 어느 1종 이상을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량 또는 Mg 함유량이 0.0200％를 초과하면, 혹은 REM 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강 중에 개재물이 과잉으로 생성되어, 오히려 열연 강판의 연성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, Bi 함유량을 0.020％ 초과로 해도, 상기 작용에 의한 효과는 포화되어 버려, 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, Ca 함유량 및 Mg 함유량을 0.0200％ 이하, REM 함유량을 0.1000％ 이하, 그리고 Bi 함유량을 0.020％ 이하로 한다. Bi 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

여기서, REM은, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다. 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가된다.

(1-12) Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고 Sn: 0 내지 0.05％

Zr, Co, Zn 및 W에 대하여, 본 발명자들은, 이들 원소를 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는다는 것을 확인하였다. 그 때문에, Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 1.00％ 이하 함유시켜도 된다.

또한, 본 발명자들은, Sn을 소량 함유시켜도 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 효과는 손상되지 않는다는 것을 확인하였다. 그러나, Sn을 다량으로 함유시키면 열간 압연 때 흠집이 발생하는 경우가 있기 때문에, Sn 함유량은 0.05％ 이하로 한다.

상술한 열연 강판의 화학 조성은, 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 또한, sol.Al은, 시료를 산으로 가열 분해한 후의 여액을 사용하여 ICP-AES에 의해 측정하면 된다. C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하여, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여, O는 불활성 가스 융해-비분산형 적외선 흡수법을 사용하여 측정하면 된다.

2. 열연 강판의 금속 조직

다음으로, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 금속 조직이, 면적%로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고, 상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 10.7 이상이고, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이며, Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 고강도, 우수한 연성 및 전단 가공성을 얻을 수 있다. 또한, 본 실시 형태에서는, 압연 방향에 평행한 단면에서, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 금속 조직에 있어서의 조직 분율, E값, I값 및 Mn 농도의 표준 편차를 규정한다. 그 이유는, 이 위치에 있어서의 금속 조직이, 강판의 대표적인 금속 조직을 나타내기 때문이다.

(2-1) 잔류 오스테나이트의 면적 분율: 3.0％ 미만

잔류 오스테나이트는 실온에서도 면심 입방 격자로서 존재하는 금속 조직이다. 잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 열연 강판의 연성을 높이는 작용을 갖는다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 전단 가공 중에는 고탄소의 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 안정적인 균열 발생을 저해하여, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율이 불안정화되는 원인이 된다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율이 3.0％ 이상이면, 상기 작용이 표면화되어, 열연 강판의 전단 가공성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 3.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적 분율은, 바람직하게는 1.5％ 미만, 보다 바람직하게는 1.0％ 미만이다. 잔류 오스테나이트는 적을수록 바람직하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 0％여도 된다.

잔류 오스테나이트의 면적 분율의 측정 방법에는, X선 회절, EBSP(전자 후방 산란 회절상, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) 해석, 자기 측정에 의한 방법 등이 있고, 측정 방법에 따라 측정값이 상이한 경우가 있다. 본 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트의 면적 분율은 X선 회절에 의해 측정한다.

본 실시 형태에 있어서의 X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트 면적 분율의 측정에서는, 먼저, 열연 강판의 판 두께 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서, Co-Kα선을 사용하여, α(110), α(200), α(211), γ(111), γ(200), γ(220)의 합계 6 피크의 적분 강도를 구하고, 강도 평균법을 사용하여 산출함으로써, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다.

(2-2) 페라이트의 면적 분율: 15.0％ 이상 60.0％ 미만

페라이트는 비교적 고온에서 fcc가 bcc로 변태했을 때 생성되는 조직이다. 페라이트는 가공 경화율이 높기 때문에, 열연 강판의 강도-연성 밸런스를 높이는 작용이 있다. 상기의 작용을 얻기 위해, 페라이트의 면적 분율은 15.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 20.0％ 이상이고, 보다 바람직하게는 25.0％ 이상이며, 한층 더 바람직하게는 30.0％ 이상이다.

한편, 페라이트는 강도가 낮기 때문에, 면적 분율이 과잉이면 원하는 인장 강도를 얻을 수 없다. 이 때문에, 페라이트 면적 분율은 60.0％ 미만으로 한다. 바람직하게는 50.0％ 이하이며, 보다 바람직하게는 45.0％ 이하이다.

(2-3) 펄라이트의 면적 분율: 5.0％ 미만

펄라이트는, 페라이트끼리의 사이에 시멘타이트가 층상으로 석출된 라멜라상의 금속 조직이며, 또한 베이나이트나 마르텐사이트와 비교하면 연질의 금속 조직이다. 펄라이트의 면적 분율이 5.0％ 이상이면 펄라이트에 포함되는 시멘타이트에 탄소가 소비되어, 잔부 조직인 마르텐사이트 및 베이나이트의 강도가 저하되어, 980MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 펄라이트의 면적 분율은 5.0％ 미만으로 한다. 펄라이트의 면적 분율은, 바람직하게는 3.0％ 이하이다. 강판의 신장 플랜지성을 향상시키기 위해, 펄라이트의 면적 분율은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하며, 펄라이트의 면적 분율은 0％인 것이 한층 더 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판에는, 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 펄라이트 이외의 잔부 조직으로서, 합계의 면적 분율이 32.0％ 초과 85.0％ 이하의 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 경질 조직이 포함된다.

금속 조직의 면적 분율의 측정은, 이하의 방법으로 행한다. 압연 방향에 평행한 단면을 경면으로 마무리하고, 실온에서 알칼리성 용액을 포함하지 않는 콜로이달 실리카를 사용하여 8분간 연마하여, 샘플의 표층에 도입된 변형을 제거한다. 샘플 단면의 길이 방향의 임의의 위치에 있어서, 길이 50㎛, 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치의 영역을, 0.1㎛의 측정 간격으로 전자 후방 산란 회절법에 의해 측정하여 결정 방위 정보를 얻는다. 측정에는, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 DVC5형 검출기)로 구성된 EBSD 해석 장치를 사용한다. 이때, EBSD 해석 장치 내의 진공도는 9.6×10^-5Pa 이하, 가속 전압은 15kV, 조사 전류 레벨은 13, 전자선의 조사 레벨은 62로 한다.

또한, 동일 시야에 있어서 반사 전자상을 촬영한다. 먼저, 반사 전자상으로부터 페라이트와 시멘타이트가 층상으로 석출된 결정립을 특정하고, 당해 결정립의 면적 분율을 산출함으로써, 펄라이트의 면적 분율을 얻는다. 그 후, 펄라이트라고 판별된 결정립을 제외한 결정립에 대하여 얻어진 결정 방위 정보를 EBSD 해석 장치에 부속된 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」에 탑재된 「Grain Average Misorientation」 기능을 사용하여, Grain Average Misorientation값이 1.0° 이하인 영역을 페라이트로 판정한다. 페라이트로 판정된 영역의 면적 분율을 구함으로써, 페라이트의 면적 분율을 얻는다.

계속해서, 잔부 영역(Grain Average Misorientation값이 1.0° 초과인 영역) 중, 5° 입계를 결정립계의 정의로 한 조건 하에서, 페라이트 영역의 「Grain Average IQ」의 최댓값을 Iα라 했을 때, Iα/2 초과가 되는 영역을 베이나이트로서 추출하고, Iα/2 이하가 되는 영역을 「펄라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트」로서 추출한다. 추출한 베이나이트의 면적률을 산출함으로써, 베이나이트의 면적 분율을 얻는다. 또한, 추출한 「펄라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트」의 면적 분율을 산출하고, 상술한 EBSD 해석에 의해 얻어진 펄라이트의 면적 분율을 뺌으로써, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 합계를 얻는다.

(2-4) E값: 10.7 이상, I값: 1.020 미만

전단 단부면에 차지하는 전단면 비율을 안정화시키기 위해서는, 금속 조직의 주기성이 낮고, 금속 조직의 균일성을 저감시키는 것이 중요하다. 본 실시 형태에서는, 금속 조직의 주기성을 나타내는 E(Entropy)값 및 금속 조직의 균일성을 나타내는 I(Inverce differenced moment norm)값을 제어함으로써, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율을 안정화시킨다.

E값은 금속 조직의 주기성을 나타낸다. 밴드상 조직이 형성되는 등의 영향으로 휘도가 주기적으로 배열되어 있는, 즉 금속 조직의 주기성이 높은 경우에는 E값은 저하된다. 본 실시 형태에서는, 주기성이 낮은 금속 조직으로 할 필요가 있기 때문에, E값을 높일 필요가 있다. E값이 10.7 미만이면, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율이 불안정화되기 쉬워진다. 주기적으로 배열된 조직을 기점으로서, 전단 가공의 극히 조기에 전단 공구의 날끝으로부터 균열이 발생하여 파단면이 형성되고, 그 후 다시 전단면이 형성된다. 이에 의해, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율이 불안정화되기 쉬워질 것으로 추정된다. 따라서, E값은 10.7 이상으로 한다. 바람직하게는 10.8 이상이며, 보다 바람직하게는 11.0 이상이다. E값은 높을수록 바람직하고, 상한은 특별히 규정하지 않지만, 13.0 이하, 12.5 이하 또는 12.0 이하로 해도 된다.

I값은 금속 조직의 균일성을 나타내고, 일정 휘도를 갖는 영역의 면적이 넓을수록 상승한다. I값이 높다는 것은, 금속 조직의 균일성이 높다는 것을 의미한다. 본 실시 형태에서는, 금속 조직의 균일성이 낮은 금속 조직으로 할 필요가 있기 때문에, I값을 저감시킬 필요가 있다. I값이 낮고 금속 조직의 균일성이 낮으면, 결정립 내의 석출물이나 원소 농도차에 기인하는 경도차의 영향으로, 전단 공구의 선단으로부터 균열이 발생하기 쉬워져, 전단면 비율을 안정시킬 수 있다. I값이 1.020 이상이면 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율을 안정화시킬 수 없을 것으로 추정된다. 따라서, I값은 1.020 미만으로 한다. 바람직하게는 1.015 이하이며, 보다 바람직하게는 1.010 이하이다. I값의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.900 이상, 0.950 이상, 또는 1.000 이상으로 해도 된다.

E값 및 I값은 이하의 방법에 의해 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 있어서, E값 및 I값을 산출하기 위해 촬영하는 SEM 화상의 촬영 영역은, 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 위치(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치로 한다. SEM 화상의 촬영에는, 가부시키가이샤 히타치 하이테크놀러지즈제 SU-6600 쇼트키 전자총을 사용하고, 이미터를 텅스텐으로 하고, 가속 전압을 1.5kV로 한다. 이상의 설정 하에, 배율 1000배로, 256계조의 그레이스케일로 SEM 화상을 출력한다.

다음으로, 얻어진 SEM 화상을 880×880 픽셀의 영역으로 잘라낸 화상에, 비특허문헌 3에 기재된, 콘트라스트 강조의 제한 배율을 2.0으로 한, 타일 그리드 사이즈가 8×8인 평활화 처리를 실시한다. 90도를 제외하고, 0도부터 179도까지 1도씩 반시계 방향으로 평활화 처리 후의 SEM 화상을 회전시키고, 1도마다 화상을 작성함으로써, 합계로 179매의 화상을 얻는다. 다음으로, 이들 179매의 화상 각각에 대하여, 비특허문헌 1에 기재된 GLCM법을 사용하여, 인접하는 픽셀 간의 휘도의 빈도값을 행렬의 형식으로 채취한다.

이상의 방법에 의해 채취된 179개의 빈도값의 행렬을, k를 원화상으로부터의 회전 각도로 하여, p_k(k=0…89, 91, …179)로 표현한다. 각 화상에 대하여, 생성된 p_k를 모든 k(k=0…89, 91…179)에 대하여 합계한 후에, 각 성분의 총합이 1이 되도록 규격화한 256×256의 행렬 P를 산출한다. 또한, 비특허문헌 2에 기재된 하기 식 (1) 및 식 (2)을 사용하여, E값 및 I값을 각각 산출한다. 하기 식 (1) 및 식 (2)에서는, 행렬 P의 i행 j열째의 값을 P_ij로 표기하고 있다.

(1)

(2)

(2-5) Mn 농도의 표준 편차: 0.60질량％ 이하

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이 또한 판 폭 방향 중앙 위치에 있어서의 Mn 농도의 표준 편차는 0.60질량％ 이하이다. 이에 의해, 경질상을 균일하게 분산시킬 수 있어, 전단 가공의 극히 조기에 전단 공구의 날끝으로부터 균열이 발생하는 것을 방지할 수 있다. 그 결과, 전단 단부면에 차지하는 전단면 비율을 안정화시킬 수 있다. Mn 농도의 표준 편차는, 0.50질량％ 이하가 바람직하며, 0.47질량％ 이하가 보다 바람직하다. Mn 농도의 표준 편차의 하한은, 과대 버어의 억제의 관점에서, 그 값은 작을수록 바람직하지만, 제조 프로세스의 제약으로부터, 실질적인 하한은 0.10질량％이다.

열연 강판의 압연 방향에 평행한 단면(L 단면)을 경면 연마한 후에, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이(표면으로부터 판 두께의 1/8 깊이 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8 깊이의 영역), 또한 판 폭 방향 중앙 위치를 전자 프로브 마이크로 애널라이저(EPMA)로 측정하여, Mn 농도의 표준 편차를 측정한다. 측정 조건은 가속 전압을 15kV로 하고, 배율을 5000배로 하여 시료 압연 방향으로 20㎛ 및 시료판 두께 방향으로 20㎛의 범위의 분포상을 측정한다. 보다 구체적으로는, 측정 간격을 0.1㎛로 하고, 40000개소 이상의 Mn 농도를 측정한다. 이어서, 전체 측정점으로부터 얻어진 Mn 농도에 기초하여 표준 편차를 산출함으로써, Mn 농도의 표준 편차를 얻는다.

(2-6) 표층의 평균 결정 입경: 3.0㎛ 미만

표층의 결정 입경을 미세하게 함으로써, 열연 강판의 굽힘 내 균열을 억제할 수 있다. 강판 강도가 높아질수록, 굽힘 가공 시에 굽힘 내측으로부터 균열이 발생하기 쉬워진다(이하, 굽힘 내 균열이라 호칭함). 굽힘 내 균열의 메커니즘은 이하와 같이 추정된다. 굽힘 가공 시에는 굽힘 내측에 압축의 응력이 발생한다. 처음에는 굽힘 내측 전체가 균일하게 변형되면서 가공이 진행되지만, 가공량이 커지면 균일한 변형만으로 변형을 감당할 수 없게 되어, 국소에 변형이 집중됨으로써 변형이 진행된다(전단 변형대의 발생). 이 전단 변형대가 더 성장함으로써 굽힘 내측 표면으로부터 전단대를 따른 균열이 발생하여, 성장한다. 고강도화에 수반하여 굽힘 내 균열이 발생하기 쉬워지는 이유는, 고강도화에 수반되는 가공 경화능의 저하에 의해, 균일한 변형이 진행되기 어려워져, 변형의 치우침이 발생하기 쉬워짐으로써, 가공 조기에(또는 엄격하지 않은 가공 조건에서) 전단 변형대가 발생하기 때문이라고 추정된다.

본 발명자들의 연구에 의해, 굽힘 내 균열은, 인장 강도 980MPa급 이상의 강판에서 현저해진다는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명자들은, 열연 강판의 표층의 결정 입경이 미세할수록, 국소적인 변형 집중이 억제되어, 굽힘 내 균열이 발생하기 어려워진다는 것을 알아냈다. 상기 작용을 얻기 위해서는, 열연 강판의 표층의 평균 결정 입경은 3.0㎛ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 표층의 평균 결정 입경을 3.0㎛ 미만으로 해도 된다. 표층의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 2.5㎛ 이하이다. 표층 영역의 평균 결정 입경의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 0.5㎛로 해도 된다.

또한, 본 실시 형태에 있어서 표층이란, 열연 강판의 표면 내지 표면으로부터 깊이 50㎛ 위치의 영역이다.

표층의 결정 입경은, EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)법을 사용하여 측정한다. EBSP-OIM법은, 주사형 전자 현미경과 EBSP 해석 장치를 조합한 장치 및 AMETEK사제의 OIM Analysis(등록상표)를 사용하여 행한다. EBSP-OIM법의 분석 가능 에어리어는, SEM으로 관찰할 수 있는 영역이다. SEM의 분해능에 따라 다르기도 하지만, EBSP-OIM법에 의하면, 최소 20nm의 분해능으로 분석할 수 있다.

열연 강판의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의, 열연 강판의 표면 내지 표면으로부터 깊이 50㎛ 위치 또한 판 폭 방향 중앙 위치의 영역에 있어서, 1200배의 배율, 40㎛×30㎛의 영역에서, 적어도 5 시야에 있어서 해석을 행하여, 인접하는 측정점의 각도차가 5° 이상인 장소를 결정립계라고 정의하고, 면적 평균의 결정 입경을 산출한다. 얻어진 면적 평균의 결정 입경을, 표층의 평균 결정 입경이라 한다.

3. 인장 강도 특성

열연 강판의 기계적 성질 중 인장 강도 특성(인장 강도, 전체 신율)은 JIS Z 2241:2011에 준거하여 평가한다. 시험편은 JIS Z 2241:2011의 5호 시험편으로 한다. 인장 시험편의 채취 위치는, 판 폭 방향의 단부로부터 1/4 부분으로 하고, 압연 방향에 수직인 방향을 길이 방향으로 하면 된다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 인장(최대) 강도가 980MPa 이상이다. 바람직하게는 1000MPa 이상이다. 인장 강도가 980MPa 미만이면, 적용 부품이 한정되어, 차체 경량화의 기여가 작다. 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 금형 마모 억제의 관점에서, 1780MPa로 해도 된다.

또한, 전체 신율은 12.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 인장 강도와 전체 신율의 곱(TS×El)은 15000MPa·％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전체 신율은 13.0％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 14.0％ 이상으로 하는 것이 한층 더 바람직하다. 또한, 인장 강도와 전체 신율의 곱은 15500MPa·％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 16000MPa·％MPa 이상으로 하는 것이 한층 더 바람직하다. 전체 신율을 12.0％ 이상, 또한 인장 강도와 전체 신율의 곱을 15000MPa·％ 이상으로 함으로써, 적용 부품이 한정되지 않아, 차체 경량화에 크게 기여할 수 있다.

4. 판 두께

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않지만, 1.2 내지 8.0mm로 해도 된다. 열연 강판의 판 두께가 1.2mm 미만이면, 압연 완료 온도의 확보가 곤란하게 됨과 함께 압연 하중이 과대하게 되어, 열간 압연이 곤란하게 되는 경우가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 판 두께는 1.2mm 이상으로 해도 된다. 바람직하게는 1.4mm 이상이다. 한편, 판 두께가 8.0mm 초과이면, 금속 조직의 미세화가 곤란하게 되어, 상술한 금속 조직을 얻는 것이 곤란하게 되는 경우가 있다. 따라서, 판 두께는 8.0mm 이하로 해도 된다. 바람직하게는 6.0mm 이하이다.

5. 기타

(5-1) 도금층

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판은, 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 하여 도금층을 구비시켜 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금, 전기 Zn-Ni 합금 도금 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다. 도금 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래와 마찬가지로 해도 된다. 또한, 도금 후에 적당한 화성 처리(예를 들어, 실리케이트계의 무크롬 화성 처리액의 도포와 건조)를 실시하여, 내식성을 더 높이는 것도 가능하다.

6. 제조 조건

상술한 화학 조성 및 금속 조직을 갖는 본 실시 형태에 관한 열연 강판의 적합한 제조 방법은, 이하와 같다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판을 얻기 위해서는, 소정의 조건에서 슬래브의 가열을 행한 후에 열간 압연을 행하고, 소정의 온도역까지 가속 냉각하고, 그 후 완냉각하여, 권취할 때까지의 냉각 이력을 제어하는 것이 효과적이다.

본 실시 형태에 관한 열연 강판의 적합한 제조 방법에서는, 이하의 공정 (1) 내지 (9)을 순차적으로 행한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 슬래브의 온도 및 강판의 온도는, 슬래브의 표면 온도 및 강판의 표면 온도를 말한다. 또한, 응력은 강판의 압연 방향으로 부하하는 응력을 말한다.

(1) 슬래브를 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지한다.

(2) 850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소율이 되도록 하는 열간 압연을 행한다.

(3) 열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전에, 170kPa 이상의 응력을 강판에 부하한다.

(4) 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율을 8％ 이상으로 하고, 압연 완료 온도 Tf가 900℃ 이상, 또한 1010℃ 미만이 되도록 열간 압연을 완료한다.

(5) 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지 강판에 부하하는 응력을 200kPa 미만으로 한다.

(6) 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한 후, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600 내지 730℃의 온도역까지 가속 냉각한다. 단, 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하는 것은, 보다 바람직한 냉각 조건이다.

(7) 600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행한다.

(8) 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 미만의 온도역까지 냉각한다.

(9) 400℃ 이상 600℃ 미만의 온도역에서 권취한다.

상기 제조 방법을 채용함으로써, 강도, 연성 및 전단 가공성이 우수한 금속 조직을 갖는 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다. 즉, 슬래브 가열 조건과 열연 조건을 적정하게 제어함으로써, Mn 편석의 저감과 변태 전 오스테나이트의 등축화가 도모되고, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 조건과 더불어, 원하는 금속 조직을 갖는 열연 강판을 안정적으로 제조할 수 있다.

(6-1) 슬래브, 열간 압연에 제공할 때의 슬래브 온도 및 유지 시간

열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조에 의해 얻어진 슬래브나 주조·분괴에 의해 얻어진 슬래브 등을 사용할 수 있고, 필요에 따라서는 그것들에 열간 가공 또는 냉간 가공을 가한 것을 사용할 수 있다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 슬래브 가열 시에, 700 내지 850℃의 온도역에서 900초 이상 유지한 후, 더 가열하여, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 700 내지 850℃의 온도역에서의 유지 시에는, 강판 온도를 이 온도역에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다. 또한, 1100℃ 이상에서의 유지 시에는, 강판 온도를 1100℃ 이상의 온도역에서 변동시켜도 되고, 일정하게 해도 된다. 700 내지 850℃의 온도역에 있어서의 오스테나이트 변태에 있어서, Mn이 페라이트와 오스테나이트 사이에서 분배하여, 그 변태 시간을 길게 함으로써, Mn이 페라이트 영역 내를 확산할 수 있다. 이에 의해, 슬래브에 편재하는 Mn 마이크로 편석을 해소하고, Mn 농도의 표준 편차를 현저하게 줄일 수 있다. 또한, 1100℃ 이상의 온도역에서 6000초 이상 유지함으로써, 슬래브 가열 시의 오스테나이트 입자를 균일하게 할 수 있다.

열간 압연은, 다패스 압연으로서 리버스 밀 또는 탠덤 밀을 사용하는 것이 바람직하다. 특히 공업적 생산성의 관점 및 압연 중의 강판에 대한 응력 부하의 관점에서, 적어도 최종의 2단은 탠덤 밀을 사용한 열간 압연으로 하는 것이 보다 바람직하다.

(6-2) 열간 압연의 압하율: 850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소율

850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소율이 되도록 하는 열간 압연을 행함으로써, 주로 재결정 오스테나이트 입자의 미세화가 도모됨과 함께, 미재결정 오스테나이트 입자 내로의 변형 에너지의 축적이 촉진된다. 그리고, 오스테나이트의 재결정이 촉진됨과 함께 Mn의 원자 확산이 촉진되어, Mn 농도의 표준 편차를 작게 할 수 있다. 따라서, 850 내지 1100℃의 온도역에서 합계 90％ 이상의 판 두께 감소율이 되도록 하는 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다.

또한, 850 내지 1100℃의 온도역의 판 두께 감소율이란, 이 온도역의 압연에 있어서의 최초의 압연 전의 입구 판 두께를 t₀이라 하고, 이 온도역의 압연에 있어서의 최종단의 압연 후의 출구 판 두께를 t₁이라 했을 때, {(t₀-t₁)/t₀}×100(％)로 나타낼 수 있다.

(6-3) 열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 응력: 170kPa 이상

열간 압연의 최종단으로부터 1단 전의 압연 후, 또한 최종단의 압연 전의 강판에 부하하는 응력을 170kPa 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 최종단으로부터 1단 전의 압연 후의 재결정 오스테나이트 중, {110}<001>의 결정 방위를 갖는 결정립의 수를 저감시킬 수 있다. {110}<001>은 재결정하기 어려운 결정 방위이기 때문에, 이 결정 방위의 형성을 억제함으로써 최종단의 압하에 의한 재결정을 효과적으로 촉진할 수 있다. 결과적으로, 열연 강판의 밴드상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감되고, E값이 상승한다. 강판에 부하하는 응력이 170kPa 미만인 경우, 10.7 이상의 E값을 달성할 수 없는 경우가 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 190kPa 이상이다. 강판에 부하하는 응력은, 탠덤 압연 중의 롤 회전 속도의 조정에 의해 제어 가능하다.

(6-4) 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율: 8％ 이상, 열간 압연 완료 온도 Tf: 900℃ 이상 1010℃ 미만

열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율은 8％ 이상으로 하고, 열간 압연 완료 온도 Tf는 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연의 최종단에 있어서의 압하율을 8％ 이상으로 함으로써, 최종단의 압하에 의한 재결정을 촉진할 수 있다. 결과적으로 열연 강판의 밴드상 조직이 개선되어, 금속 조직의 주기성이 저감되고, E값이 상승한다. 열간 압연 완료 온도 Tf를 900℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 중의 페라이트 핵생성 사이트 수의 과잉의 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, 최종 조직(제조 후의 열연 강판의 금속 조직)에 있어서의 페라이트의 생성을 억제할 수 있어, 고강도의 열연 강판을 얻을 수 있다. 또한, Tf를 1010℃ 미만으로 함으로써, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제할 수 있고, 금속 조직의 주기성을 저감하여 E값을 10.7 이상으로 할 수 있다.

(6-5) 열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 응력: 200kPa 미만

열간 압연의 최종단의 압연 후, 또한 강판이 800℃로 냉각될 때까지의 강판에 부하하는 응력은 200kPa 미만으로 하는 것이 바람직하다. 강판에 부하하는 응력을 200kPa 미만으로 함으로써, 오스테나이트의 재결정이 압연 방향으로 우선적으로 진행되어, 금속 조직의 주기성의 증대를 억제할 수 있다. 그 결과, E값을 10.7 이상으로 할 수 있다. 강판에 부하하는 응력은, 보다 바람직하게는 180MPa 이하이다.

(6-6) 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한 후, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 600 내지 730℃의 온도역까지 가속 냉각

열간 압연에 의해 세립화된 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해, 열간 압연 완료 후 1초 이내에, 50℃ 이상 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 열간 압연 완료 후 1초 이내에 열간 압연 완료 온도 Tf-50℃ 이하의 온도 영역까지 냉각하기 위해서는, 열간 압연 완료 직후에 평균 냉각 속도가 큰 냉각을 행하는, 예를 들어 냉각수를 강판 표면에 분사하면 된다. 열간 압연 완료 후 1초 이내에 Tf-50℃ 이하의 온도 영역까지 냉각함으로써, 표층의 결정 입경을 미세화할 수 있어, 내굽힘 내 균열성을 높일 수 있다.

또한, 상기 냉각 후에 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 730℃ 이하의 온도 영역까지 가속 냉각을 행함으로써, 석출 강화량이 적은 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제할 수 있다. 이에 의해, 열연 강판의 강도가 향상된다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각 개시 시(냉각 설비에의 강판의 도입 시)로부터 가속 냉각 완료 시(냉각 설비로부터 강판의 도출 시)까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각 개시 시로부터 가속 냉각 완료 시까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.

냉각 속도의 상한값은 특별히 규정하지 않지만, 냉각 속도를 빠르게 하면 냉각 설비가 대규모가 되어, 설비 비용이 높아진다. 이 때문에, 설비 비용을 고려하면, 300℃/초 이하가 바람직하다. 또한, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 600℃ 이상으로 하면 된다.

(6-7) 600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행한다

600 내지 730℃의 온도역에서, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각을 2.0초 이상 행함으로써, 석출 강화된 페라이트를 충분히 석출시킬 수 있다. 이에 의해, 열연 강판의 강도와 연성을 양립시킬 수 있다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 가속 냉각의 냉각 정지 온도로부터 완냉각의 정지 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 가속 냉각의 정지 시로부터 완냉각의 정지 시까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.

완냉각을 행하는 시간은, 바람직하게는 3.0초 이상이다. 완냉각을 행하는 시간의 상한은, 설비 레이아웃에 의해 결정되지만, 대체로 10.0초 미만으로 하면 된다. 또한, 완냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 마련하지 않지만, 냉각시키지 않고 승온시키는 것은 설비상 큰 투자를 수반하기 때문에, 0℃/s 이상으로 해도 된다.

(6-8) 권취 온도까지의 평균 냉각 속도: 50℃/초 이상

펄라이트의 면적 분율을 억제하고, 980MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위해, 완냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 모상 조직을 경질로 할 수 있다. 또한, 여기서 말하는 평균 냉각 속도란, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각의 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 강판의 온도 강하 폭을, 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만인 완냉각의 정지 시로부터 권취까지의 소요 시간으로 나눈 값을 말한다.

(6-9) 권취 온도: 400℃ 이상 600℃ 미만

권취 온도는 400℃ 이상 600℃ 미만의 온도역으로 한다. 권취 온도를 이 온도역으로 함으로써, 철 탄화물의 석출량을 증가시키고, 또한 경질상 내의 경도 분포의 변동을 향상시킬 수 있다. 그 결과, I값을 저감시킬 수 있어, 우수한 전단 가공성을 얻을 수 있다.

실시예

다음으로, 실시예에 의해 본 발명에 일 양태의 효과를 더욱 구체적으로 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 하나의 조건 예이며, 본 발명은 이 하나의 조건 예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240 내지 300mm인 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 사용하여, 표 3A 내지 표 4B에 나타내는 제조 조건에 의해, 표 5A 내지 표 6B에 나타내는 열연 강판을 얻었다. 또한, 완냉각의 평균 냉각 속도는 5℃/s 미만으로 하였다.

얻어진 열연 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 금속 조직의 면적 분율, E값, I값, Mn 농도의 표준 편차, 표층의 평균 결정 입경, 인장 강도 TS 및 전체 신율 El을 구하였다. 얻어진 측정 결과를 표 5A 내지 표 6B에 나타낸다.

또한, 잔부 조직은 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 또는 2종 이상이었다.

열연 강판의 특성 평가 방법

(1) 인장 강도 특성

인장 강도 TS가 980MPa 이상, 또한 전체 신율 El이 12.0％ 이상, 또한 인장 강도 TS×전체 신율 El이 15000MPa·％ 이상인 경우, 강도 및 연성이 우수한 열연 강판이라고 보고, 합격으로 판정하였다. 어느 하나라도 충족되지 않은 경우, 강도 및 연성이 우수한 열연 강판이 아니라고 보고 불합격으로 판정하였다.

(2) 전단 가공성

열연 강판의 전단 가공성은, 펀칭 시험에 의해 전단면 비율을 구함으로써 평가하였다. 판 폭 중앙 위치에, 구멍 직경 10mm, 클리어런스 15％, 펀칭 속도 3m/s로 5개의 펀칭 구멍을 제작하였다. 다음으로, 5개의 펀칭 구멍에 대하여, 10개소의 압연 방향에 평행한 단부면(1개의 펀칭 구멍에 대하여 2개소의 단부면)의 모습을 광학 현미경 관찰로 촬영하였다. 얻어진 관찰 사진에서는, 도 1의 (a)에 나타내는 바와 같은 단부면을 관찰할 수 있다. 도 1의 (a) 및 (b)에 나타내는 바와 같이, 펀칭 후의 단부면에서는, 처짐부, 전단면, 파단면 및 버어가 관찰된다. 또한, 도 1의 (a)는 펀칭 구멍의 압연 방향에 평행한 단부면의 개략도이며, 도 1의 (b)는 펀칭 구멍의 측면의 개략도이다. 처짐부란 R형의 매끄러운 면이고, 전단면이란 전단 변형에 의해 분리된 펀칭 단부면이고, 파단면이란 전단 변형 종료 후, 날끝 근방에서 발생한 균열에 의해 분리된 펀칭 단부면이며, 버어란 열연 강판의 하면으로부터 비어져 나온 돌기를 갖는 면이다. 5개의 단부면으로부터 얻어진 10개의 단부면의 관찰 사진에 있어서, 단부면에 차지하는 전단면 비율을 측정하여, 얻어진 전단면 비율(％)의 최솟값을 최댓값으로 나눈 값(전단면 비율의 최솟값/전단면 비율의 최댓값)을 산출하였다. 이 값이 0.70 이상인 경우, 전단 가공성이 우수한 열연 강판이라고 보고, 합격으로 판정하였다. 한편, 이 값이 0.70 미만인 경우, 전단 가공성이 떨어지는 열연 강판이라고 보고, 불합격으로 판정하였다.

또한, 단부면에 차지하는 전단면의 비율(전단면 비율)은 도 1의 (a)에 나타내는 바와 같이, 단부면의 관찰 사진에 있어서 열연 강판의 상면 및 하면에 직각인 직선(1)을 긋고, 그 직선(1)에 있어서의 처짐부의 길이 d1, 전단면의 길이 d2, 파단면의 길이 d3 및 버어의 길이 d4의 합계에 대한, 전단면의 길이 d2의 비율(=d2/(d1+d2+d3+d4)×100)을 산출함으로써 얻어진다.

(3) 내굽힘 내 균열성

이하의 굽힘 시험에 의해, 내굽힘 내 균열성을 평가하였다.

열연 강판의 폭 방향 1/2 위치로부터, 100mm×30mm의 직사각 형상의 시험편을 잘라내어 굽힘 시험편을 얻었다. 굽힘 능선이 압연 방향(L 방향)에 평행한 굽힘(L축 굽힘)과, 굽힘 능선이 압연 방향에 수직인 방향(C 방향)에 평행한 굽힘(C축 굽힘)의 양자에 대하여, JIS Z 2248:2014(V 블록 90° 굽힘 시험)에 준거하여 내굽힘 내 균열성을 조사하여, 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경을 구하였다. L축과 C축의 최소 굽힘 반경의 평균값을 판 두께로 나눈 값을 한계 굽힘 R/t로 하여 내굽힘 내 균열성의 지표값으로 하였다. R/t가 2.5 이하인 경우, 내굽힘 내 균열성이 우수한 열연 강판이라고 판단하였다.

단, 균열의 유무는, V 블록 90° 굽힘 시험 후의 시험편을 굽힘 방향과 평행하고 또한 판면에 수직인 면으로 절단한 단면을 경면 연마 후, 광학 현미경으로 균열을 관찰하여, 시험편의 굽힘 내측에 관찰되는 균열 길이가 30㎛를 초과하는 경우에 균열 있음으로 판단하였다.

얻어진 결과를 표 6A 및 표 6B에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3A]

[표 3B]

[표 4A]

[표 4B]

[표 5A]

[표 5B]

[표 6A]

[표 6B]

표 5A 내지 표 6B를 보면, 본 발명예에 관한 열연 강판은, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 가진다는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명예 중, 표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 열연 강판은, 상기 여러 특성을 가진 데 더하여 추가로, 우수한 내굽힘 내 균열성을 가진다는 것을 알 수 있다.

한편, 비교예에 관한 열연 강판은, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성 중 어느 하나 이상을 갖지 않는다는 것을 알 수 있다.

본 발명에 관한 상기 양태에 따르면, 우수한 강도, 연성 및 전단 가공성을 갖는 열연 강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 관한 상기의 바람직한 양태에 따르면, 상기 여러 특성을 가진 데 더하여 추가로, 굽힘 내 균열의 발생이 억제된, 즉 내굽힘 내 균열성이 우수한 열연 강판을 얻을 수 있다.

본 발명에 관한 열연 강판은, 자동차 부재, 기계 구조 부재, 나아가서는 건축 부재에 사용되는 공업용 소재로서 적합하다.

Claims (3)

1. 화학 조성이, 질량％로,
   C: 0.050 내지 0.250％,
   Si: 0.05 내지 3.00％,
   Mn: 1.00 내지 4.00％,
   Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0.060 내지 0.500％,
   sol.Al: 0.001 내지 2.000％,
   P: 0.100％ 이하,
   S: 0.0300％ 이하,
   N: 0.1000％ 이하,
   O: 0.0100％ 이하,
   Cu: 0 내지 2.00％,
   Cr: 0 내지 2.00％,
   Mo: 0 내지 1.00％,
   Ni: 0 내지 2.00％,
   B: 0 내지 0.0100％,
   Ca: 0 내지 0.0200％,
   Mg: 0 내지 0.0200％,
   REM: 0 내지 0.1000％,
   Bi: 0 내지 0.020％,
   Zr, Co, Zn 및 W 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 0 내지 1.00％, 그리고
   Sn: 0 내지 0.05％를 함유하고,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
   금속 조직이,
   면적%로, 잔류 오스테나이트가 3.0％ 미만이고, 페라이트가 15.0％ 이상 60.0％ 미만이고, 펄라이트가 5.0％ 미만이고,
   상기 금속 조직의 주기성을 나타내는 E값이 10.7 이상이고, 상기 금속 조직의 균일성을 나타내는 I값이 1.020 미만이고,
   Mn 농도의 표준 편차가 0.60질량％ 이하이며,
   인장 강도가 980MPa 이상인
   것을 특징으로 하는 열연 강판.
2. 제1항에 있어서,
   표층의 평균 결정 입경이 3.0㎛ 미만인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성이, 질량％로,
   Cu: 0.01 내지 2.00％,
   Cr: 0.01 내지 2.00％,
   Mo: 0.01 내지 1.00％,
   Ni: 0.02 내지 2.00％,
   B: 0.0001 내지 0.0100％,
   Ca: 0.0005 내지 0.0200％,
   Mg: 0.0005 내지 0.0200％,
   REM: 0.0005 내지 0.1000％ 및
   Bi: 0.0005 내지 0.020％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
   것을 특징으로 하는 열연 강판.

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