KR101622499B1

KR101622499B1 - 냉연 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101622499B1
Application number: KR1020147023053A
Authority: KR
Inventors: 유스케 곤도오; 구니오 하야시; 도시오 오가와; 나오키 마츠타니; 고오이치 고토오
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-02-13
Filing date: 2013-02-06
Publication date: 2016-05-18
Also published as: ES2653250T3; BR112014019497A8; EP2816129A1; EP2816129A4; EP2816129B1; PL2816129T3; JP5488770B2; CN104114729B; TW201341544A; US20190177810A1; BR112014019497A2; US10253384B2; CN104114729A; TWI468530B; MX2014009571A; US20140352850A1; JPWO2013121953A1; BR112014019497B1; MX353202B; WO2013121953A1

Abstract

이 냉연 강판은, 질량％로, C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하, Si:0.20％ 이상, 1.00％ 이하, Mn:0.80％ 이상, 2.30％ 이하, Al:0.010％ 이상, 0.100％ 이하를 함유하고, 또한, Nb 및 Ti 중 적어도 하나가, 0.005％≤Nb＋Ti＜0.030％의 조건을 만족하도록 함유하고, 금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 밖의 상으로 이루어지고, 상기 페라이트의 면적률이 80％∼95％ 미만이며, 상기 페라이트에 차지하는 미재결정 페라이트의 면적률이 1％∼10％ 미만이며, 상기 베이나이트의 면적률이 5％∼20％이며, 상기 그 밖의 상의 분율의 합계가 8％ 미만이며, Nb, Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 원 상당 직경이 1㎚ 이상, 10㎚ 이하이며, 인장 강도가 590㎫ 이상이다.

Description

냉연 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법 {COLD-ROLLED STEEL SHEET, PLATED STEEL SHEET, METHOD FOR PRODUCING COLD-ROLLED STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL SHEET}

본 발명은 자동차용 강판의 용도, 특히 구조 부재(예를 들어, 브래킷)에 적합한, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2012년 2월 13일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-028271호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 자동차 메이커에서는, 2012년의 유럽의 CO₂ 배출 규제 강화, 2015년의 일본의 연비 규제 강화, 나아가서는 유럽의 충돌 규제 강화 등에 대응하기 위해, 차체 경량화에 의한 연비 향상 및 충돌 안전성 향상을 목적으로, 사용 강재의 고강도화가 급속하게 진행되고 있다. 이러한 고강도 강판은 「하이텐」이라 하고, 주로 인장 강도가 440∼590㎫, 더욱 최근에는 590㎫을 초과하는 박강판의 수주량이 해마다 증가 경향에 있다. 그 중에서도, 브래킷 등의 구조 부재는, 그 가공 방법의 관점에서 우수한 연성 및 신장 플랜지성이 요구된다. 일반적으로, 인장 강도와 전연신율의 곱이 17000㎫·％ 이상으로 되는 경우에 연성이 우수하고, 인장 강도가 590㎫급인 경우에는 구멍 확장률이 80％ 이상으로 되면 신장 플랜지성이 우수하다고 생각되고 있다.

일반적으로, 인장 강도가 증가하면, 항복 강도도 증가하므로, 연성이 저하되고, 나아가서는 신장 플랜지 성형성이 손상된다. 종래, 페라이트와 마르텐사이트의 2상을 함유하는 Dual Phase(DP)강의 경우, 연성은 우수하지만, 연질상인 페라이트와 경질상인 마르텐사이트의 계면 근방에서의 국소적인 변형 집중에 의한 마이크로 크랙의 발생 및 진전이 일어나기 쉬워지므로, 구멍 확장성에는 불리한 마이크로 조직 형태라고 생각되고 있다. 따라서, 구멍 확장성 향상에는 마이크로 조직간의 경도차가 작을수록 유리하다고 생각되고 있고, 페라이트 혹은 베이나이트 단상강과 같은 균일한 조직을 갖는 강판이 우위에 있다고 여겨지고 있다. 상기한 관점에서, 연성과 구멍 확장성을 양립시키기 위해서는, 얻고자 하는 인장 강도에 맞춘 구성 상분율의 제어가 중요해진다.

지금까지, 연성과 신장 플랜지성을 양립한 고강도 강판으로서, 석출 강화를 적극적으로 활용한 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 및 2, 참조).

그러나, 특허문헌 1에 있어서 제안되어 있는 냉연 강판은, 거의 페라이트 단상 영역에서 어닐링되므로, 베이나이트에 의한 조직 강화를 거의 활용할 수 없으므로, 고강도화를 도모하기 위해서는 석출 강화를 적극적으로 활용하기 위해, 다량의 Ti 및 그 밖의 석출 원소를 첨가해야 한다. 합금 비용이 들뿐만 아니라, Ti나 Nb와 같은 석출 원소는 재결정 억제 원소이기도 하므로, 그들 원소를 다량으로 첨가하면 어닐링 중의 재결정이 현저하게 지연되므로, 미재결정 페라이트의 면적률을 25％ 이하로 하기 위해서는, 어닐링 공정에 있어서의 승온 속도를 극히 느리게 한다. 혹은 최고 가열 온도에 있어서의 체류 시간을 극히 길게 할 필요가 있다고 상정되어, 생산성이 손상된다. 또한, 특허문헌 2에 있어서 제안되어 있는 냉연 강판은, 특허문헌 1과 마찬가지로 석출 강화를 적극적으로 활용하고 있으므로, 다량의 Ti 및 그 밖의 석출 원소를 첨가해야 한다. 합금 비용이 들뿐만 아니라, 그들 원소를 다량으로 첨가하면 어닐링 중의 재결정이 현저하게 지연되므로, 미재결정 페라이트의 면적률을 25％ 이하로 하기 위해서는, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도를 극히 높게 한다. 혹은 최고 가열 온도가 Ac₁ 변태 온도 바로 위인 경우에는 승온 속도를 극히 느리게 한다. 혹은 최고 가열 온도에서의 체류 시간을 극히 길게 할 필요가 있다고 상정되어, 생산성이 손상된다.

또한, 미재결정 페라이트를 적극적으로 활용하고, 페라이트와 경질상의 경도차를 저감시킴으로써 신장 플랜지성을 향상시킨 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 3∼5, 참조).

그러나, 적극적으로 미재결정 페라이트를 활용하기 위해, Nb나 Ti와 같은 재결정 억제 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있으므로, 합금 비용이 들뿐만 아니라, 어닐링 공정에 있어서의 승온 속도를 빠르게 할 필요가 있어, 설비 투자가 필요해진다.

일본 특허 출원 공개 제2010-285656호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-285657호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-106352호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-190032호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-114523호 공보

본 발명의 과제는, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판, 도금 강판을, 안정적으로, 생산성을 손상시키는 일 없이 제공하는 것이다.

본 발명은 인장 강도가 590㎫ 이상인 고강도 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 연성 및 신장 플랜지성의 향상이라고 하는 과제를 해결하기 위해 행한 검토에 의해 얻어진 지식이다. 즉, 합금 원소량, 특히 Si를 적극적으로 첨가하고, Nb와 Ti의 첨가량의 최적화에 의해, 마이크로 조직을 적정화하고, 또한 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도를 Ac₁[℃]∼(Ac₁＋40)[℃]의 온도 범위로 제어하고, 어닐링 후의 1차 냉각의 종점 온도나 냉각 속도를 규정한다. 이에 의해, 베이나이트를 활용하면서도 Nb 및 Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 원 상당 직경을 미세하게 제어함으로써 미재결정 페라이트량을 적절하게 컨트롤하기 위한 충분한 재결정 억제 효과가 얻어지고, 종래에 비해 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 갖는 강판을 제조할 수 있다고 하는 지식에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 제1 형태에 관한 냉연 강판은, 질량％로, C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하, Si:0.20％ 이상, 1.00％ 이하, Mn:0.80％ 이상, 2.30％ 이하, P:0.0050％ 이상, 0.1500％ 이하, S:0.0020％ 이상, 0.0150％ 이하, Al:0.010％ 이상, 0.100％ 이하, N:0.0010％ 이상, 0.0100％ 이하를 함유하고, 또한, Nb 및 Ti 중 적어도 하나가, 0.005％≤Nb＋Ti＜0.030％의 조건을 만족하도록 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 밖의 상을 포함하고, 상기 그 밖의 상이, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고, 상기 페라이트의 면적률이 80％∼95％ 미만이며, 상기 페라이트에 차지하는 미재결정 페라이트의 면적률이 1％∼10％ 미만이며, 상기 베이나이트의 면적률이 5％∼20％이며, 상기 그 밖의 상의 분율의 합계가 8％ 미만이며, Nb, Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 원 상당 직경이 1㎚ 이상, 10㎚ 이하이며, 인장 강도가 590㎫ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판은, 질량％로, Mo:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, W:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, V:0.005％ 이상, 1.000％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하, Ni:0.05％ 이상, 1.50％ 이하, Cu:0.05％ 이상, 1.50％ 이하, Cr:0.05％ 이상, 1.50％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 본 발명의 제2 형태에 관한 도금 강판은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연 강판의 표면에 도금을 형성해도 된다.

(4) 본 발명의 제3 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 갖는 강편을 1150℃ 이상, 1280℃ 이하로 가열하고, Ar₃℃ 이상, 1050℃ 이하의 온도에서 마무리 압연을 종료하고, 450℃ 이상, 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 열연 강판을, 산세 후, 40％ 이상, 70％ 이하의 압하율로 냉간 압연 후, Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내에 2℃/초 이상, 5℃/초 이하의 속도로 승온하고, 상기 냉연 강판의 온도가 Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 200초 이하로 하여 어닐링하고, 상기 어닐링 후, 상온에 이르기까지의 과정에서, 상기 어닐링 직후에 600℃ 이상, 720℃ 이하의 강판 온도의 범위 내에, 10℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각하는 과정을 포함해도 된다. 여기서, Ar₃℃ 및 Ac₁℃는, 이하의 수학식 1 및 수학식 2로부터 구한 Ar₃ 변태 온도 및 Ac₁ 변태 온도이다.

[수학식 1]

[수학식 2]

단, []가 붙여진 원소는, 각각의 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.

(5) 본 발명의 제4 형태에 관한 도금 강판의 제조 방법은, 상기 (4)에 기재된 방법에 의해 제조된 냉연 강판을 어닐링 후, 냉각하고, 이어서 도금을 실시해도 된다.

(6) 상기 (5)에 기재된 도금 강판의 제조 방법은, 상기 도금 강판에, 450℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 범위에서 10초 이상의 열처리를 행해도 된다.

본 발명에 의해, 인장 강도가 590㎫ 이상이며, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제공이 가능해져, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

도 1은 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도, 특히 Ac₁ 변태점 이상에서 미재결정 페라이트의 면적률과의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 2는 미재결정 페라이트의 면적률과 구멍 확장률 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 3은 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도, 특히 Ac₁ 변태점 이상에서 베이나이트의 면적률과의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 4는 베이나이트의 면적률과 구멍 확장률 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 5는 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도, 특히 Ac₁ 변태점 이상에서 탄질화물의 원 상당 직경과의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 6은 탄질화물의 원 상당 직경과 미재결정 페라이트의 면적률의 관계를 나타내는 설명도이다.
도 7은 그 밖의 상의 합계와 구멍 확장률 λ의 관계를 나타내는 설명도이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서의 강 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.

C는, 인장 강도 및 항복 강도의 상승에 기여하는 원소이며, 목표로 하는 강도 레벨에 따라 적당량을 첨가한다. 또한, 베이나이트를 얻기 위해서도 유효하다. C량은, 0.020％ 미만이면, 목표의 인장 강도 및 항복 강도를 얻는 것이 곤란해지므로, 하한을 0.020％로 한다. 한편, C량이 0.080％를 초과하면, 연성이나 구멍 확장성이나 용접성의 열화를 초래하므로, 0.080％를 상한으로 한다. 또한, 인장 강도와 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는, C의 하한을 0.030％ 또는 0.040％로 해도 되고, C의 상한을, 0.070％ 또는 0.060％로 해도 된다.

Si는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 원소이다. 고용 강화에 의해 페라이트상을 경화시키고, 경질상과의 경도차를 저감시킴으로써, 신장 플랜지성을 향상시키는 효과가 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, Si량을 0.20％ 이상으로 할 필요가 있으므로, 하한을 0.20％로 한다. 한편, Si는, 용융 아연 도금을 실시할 때의 도금 습윤성의 저하 및 합금화 반응의 지연에 의한 생산성의 저하라고 하는 문제가 발생하는 경우가 있다. 그로 인해, Si량의 상한을 1.00％로 한다. 또한, Si는 페라이트 안정화 원소이며, 적절한 양의 베이나이트를 얻기 위해, Si의 하한을 0.30％ 또는 0.40％로 해도 되고, Si의 상한을, 0.90％ 또는 0.80％로 해도 된다.

Mn은, 고용 강화에 기여하는 원소로서 강도를 증가시키는 작용이 있는 동시에, 베이나이트를 얻기 위해서도 유효하다. 또한, 구멍 확장성의 향상을 위해, Mn을 0.80％ 이상 함유시키는 것이 필요하다. 한편, Mn량이 2.30％를 초과하면, 구멍 확장성 및 용접성의 열화를 초래하므로, 2.30％를 상한으로 한다. 또한, 베이나이트를 안정적으로 얻기 위해서는, Mn의 하한을 1.00％, 1.20％ 또는 1.80％로 해도 되고, Mn의 상한을, 2.10％ 또는 2.00％로 해도 된다.

P는 불순물이며, 입계에 편석하므로, 강판의 인성의 저하나 용접성의 열화를 초래한다. 또한, 용융 아연 도금 시에 합금화 반응이 극히 느려져, 생산성이 저하된다. 이들의 관점에서, P량의 상한을 0.1500％로 한다. P는 저렴하게 강도를 높이는 원소이므로, P량의 하한을 0.0050％ 이상으로 한다. 또한, 인성과 용접성의 가일층의 향상을 위해, P의 하한을 0.0060％ 또는 0.0070％로 해도 되고, P의 상한을 0.1000％ 또는 0.0850％로 해도 된다.

S는 불순물이며, 그 함유량이 0.0150％를 초과하면, 열간 균열을 유발하거나, 가공성을 열화시키므로, S량의 상한을 0.0150％로 한다. 생산 비용의 제약상, S량의 하한을 0.0020％로 한다. 또한, 가공성의 향상을 위해, S의 하한을 0.0025％로 해도 되고, S의 상한을 0.0100％ 또는 0.0080％로 해도 된다.

Al은, Si와 마찬가지로 페라이트 안정화 원소이다. 또한 탈산 원소이며, 하한은, 탈산의 관점에서, 0.010％ 이상으로 한다. 또한, 과잉의 Al의 첨가는, 용접성을 열화시키므로, 그 상한을 0.100％로 한다. 또한, Al의 하한을 0.015％ 또는 0.025％로 해도 되고, Al의 상한을, 0.080％, 0.060％ 또는 0.040％로 해도 된다.

N은 불순물이며, N량이 0.0100％를 초과하면, 인성이나 연성의 열화, 강편의 균열의 발생이 현저해진다. 또한, N은, C와 마찬가지로 인장 강도 및 항복 강도의 상승에 유효하므로, N량의 상한을 0.0100％로 하여 적극적으로 첨가한다. 또한, 베이나이트를 얻기 위해서도 유효하다. 생산 비용의 제약상, N량의 하한을 0.0010％로 한다. 또한, N의 하한을 0.0020％ 또는 0.0030％로 해도 되고, N의 상한을, 0.0080％, 0.0060％ 또는 0.0050％로 해도 된다.

또한, Nb 및 Ti는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 원소이다. 이들 원소는, 어닐링 공정에 있어서의 재결정의 진행을 지연시켜, 미재결정 페라이트를 잔류시키는 효과가 있다. 미재결정 페라이트는, 페라이트상의 경화에 기여하므로, 미재결정 페라이트량을 적절하게 컨트롤함으로써 경질상과의 경도차를 저감시키고, 신장 플랜지성을 향상시키는 효과가 있다. Nb 및 Ti 중 적어도 하나가, 0.005％≤Nb＋Ti＜0.030％의 조건을 만족하도록 함유한 경우, Nb 및 Ti 중 적어도 하나의 상한을 0.030％ 미만으로 한 것은, 그 이상 첨가하면, 과잉으로 미재결정 페라이트가 잔류하고, 연성이 저하되기 때문이며, Nb 및 Ti 중 적어도 하나의 하한을 0.005％로 한 것은, 그 미만에서는 재결정 억제 효과가 적고, 미재결정 페라이트를 잔류시키기 어렵기 때문이다. 또한, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해서는, Nb 및 Ti 중 적어도 하나의 하한을 0.010％로 해도 되고, Nb 및 Ti 중 적어도 하나의 상한을, 0.025％로 해도 된다.

Mo, W 및 V는, 모두 재결정 억제 원소이며, 필요에 따라 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는, 각각, Mo:0.005％, W:0.005％, V:0.005％를 하한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가는 합금 비용의 증가를 초래하므로, 각각의 상한을, Mo:1.000％, W:1.000％, V:1.000％로 하는 것이 바람직하다.

B, Ni, Cu 및 Cr은, 모두 켄칭성을 높이는 원소이며, 필요에 따라 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는, 각각, B:0.0005％, Ni:0.05％, Cu:0.05％, Cr:0.05％를 하한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 첨가는 합금 비용의 증가를 초래하므로, 각각의 상한을, B:0.0100％, Ni:1.50％, Cu:1.50％, Cr:1.50％로 하는 것이 바람직하다.

이상의 화학 성분을 함유하는 고강도 냉연 강판은, 철을 주성분으로 하는 잔량부가 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서, 제조 과정 등에서 불가피적으로 혼입되는 불순물을 함유해도 된다.

다음으로, 제조 방법의 한정 이유에 대해 설명한다.

상기 성분 조성을 갖는 강편을 1150℃ 이상의 온도로 가열한다. 강편은, 연속 주조 설비에 의해 제조한 직후의 슬래브여도 되고, 전기로에 의해 제조한 것이어도 된다. 1150℃ 이상이라고 규정하고 있는 이유는, 탄질화물 형성 원소와 탄소를, 강재 중에 충분히 분해 용해시키기 위해서이다. 석출 탄질화물을 용해시키기 위해서는, 1200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 가열 온도를 1280℃ 초과로 하는 것은, 생산 비용상 바람직하지 않으므로, 이것을 상한으로 한다.

열간 압연에 있어서의 마무리 온도는, Ar₃ 변태 온도 미만에서는, 표층에 있어서의 탄질화물의 석출이나 입경의 조대화가 진행되고, 어닐링 후의 인장 강도 및 신장 플랜지성이 저하되므로, 이것을 하한으로 한다. 탄질화물의 석출물의 원 상당 직경을 10㎚ 이하로 안정적으로 석출시키기 위해서는, 900℃ 이상이 바람직하다. 마무리 온도의 상한은, 슬래브 가열 온도로부터 실질적으로는 1050℃가 상한으로 된다.

여기서, Ar₃℃는, 이하의 수학식 1로부터 구한 Ar₃ 변태 온도이다.

[수학식 1]

마무리 압연 후의 권취 온도는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. 본 발명에서는, 권취 온도를 650℃ 이하로 함으로써, 열연 강판의 단계에서의 탄질화물의 석출을 억제하는 것이 중요하며, 그때까지의 이력에 의해 본 발명의 특성이 손상되는 일은 없다. 권취 온도가 650℃ 초과에서는, 열연 강판에서의 탄질화물의 석출 및 조대화가 진행되고, 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 이것을 상한으로 한다. 또한, 권취 온도가 450℃ 미만으로 되면, 열연 강판 강도가 높아지고, 냉간 압연 시의 압연 부하가 높아져 버리므로, 이것을 하한으로 한다.

통상법에 의한 산세 후의 냉간 압연 시의 압하율은, 40∼70％로 한다. 압하율이 40％ 미만으로 되면, 어닐링 시의 재결정의 구동력이 작아지므로, 어닐링 후에 과잉으로 미재결정 페라이트가 잔류해 버리고, 연성의 저하를 초래하므로, 하한을 40％로 한다. 또한, 압하율이 70％ 초과로 되면, 어닐링 시의 재결정의 구동력이 커지므로, 어닐링 후의 미재결정 페라이트량이 적게 되어 버리고, 인장 강도 및 신장 플랜지성의 저하를 초래하므로, 상한을 70％로 한다.

어닐링은, 가열 온도 및 가열 시간을 제어하기 위해, 연속 어닐링 설비에 의해 행하는 것이 바람직하다. 어닐링에 있어서의 최고 가열 온도는, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. 최고 가열 온도의 하한은 Ac₁ 변태 온도로 하고, 상한은 Ac₁ 변태 온도＋40℃로 한다. 최고 가열 온도가 Ac₁ 변태 온도 미만인 경우, 경질상 및 미재결정 페라이트가 충분히 얻어지지 않고, 인장 강도의 저하를 초래해 버린다. 한편, 최고 가열 온도가 Ac₁ 변태 온도＋40℃ 초과로 되면, 도 1에 나타내는 바와 같이 미재결정 페라이트량이 감소하므로, 도 2에 나타내는 바와 같이 신장 플랜지성이 저하된다. 도 3에 나타내는 바와 같이 베이나이트가 증가하므로, 도 4에 나타내는 바와 같이 신장 플랜지성이 저하된다. 도 5에 나타내는 바와 같이 탄질화물의 조대화를 초래하므로, 도 6에 나타내는 바와 같이 미재결정 페라이트량이 감소하고, 도 2에 나타내는 바와 같이 신장 플랜지성이 저하되어 버리므로, 이것을 상한으로 한다.

여기서, Ac₁℃는, 이하의 수학식 2로부터 구한 Ac₁ 변태 온도이다.

[수학식 2]

어닐링에 있어서의 승온 속도는 2∼5℃/초로 한다. 승온 속도가 2℃/초 미만인 경우, 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 재결정이 충분히 진행되어 미재결정 페라이트량이 감소하고, 인장 강도 및 신장 플랜지성이 저하되어 버리므로, 하한을 2℃/초로 한다. 또한, 승온 속도가 5℃/초 초과인 경우, 과잉으로 미재결정 페라이트가 잔류하고, 연성이 저하되어 버리므로, 상한을 5℃/초로 한다.

어닐링에 있어서의 최고 가열 온도에서의 체류 시간은, 본 발명에 있어서 극히 중요한 제조 조건이다. Ac₁ 변태 온도 이상 또한 (Ac₁ 변태 온도＋40)℃ 이하의 온도 범위에서의 강판의 체류 시간은 10∼200초로 한다. 이것은, 강판의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 10초 미만이면, 과잉으로 미재결정 페라이트가 잔류해 버리므로, 연성의 저하를 초래해 버린다. 한편, 강판의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 길어지면, 생산성의 저하를 초래할 뿐만 아니라, 미재결정 페라이트량이 감소하고, 인장 강도 및 신장 플랜지성의 저하를 초래해 버리므로, 200초를 상한으로 한다.

또한, 어닐링 후에는 600∼720℃의 강판 온도 범위에 10℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각한 후, 물 등, 냉매의 분사, 송풍, 미스트 등에 의한 강제 냉각에 의해, 적절히 상온까지 냉각 제어하면 되고, 도중에 필요에 따라 과시효나 템퍼링을 가한다. 600℃ 미만에서는, 베이나이트의 조직 분율이 부족하여 인장 강도가 저하되고, 720℃ 초과에서는 베이나이트의 조직 분율이 과잉으로 되어 연성이 저하된다. 또한 냉각 속도가 10℃/초 초과인 경우에는 페라이트의 석출이 적어지고, 베이나이트의 조직 분율이 과잉으로 되므로 연성이 저하된다. 냉각 속도의 하한은 특별히 규정하지 않지만 생산성이나 냉각 제어성으로부터 1℃/초 이상이 바람직하다.

어닐링 후의 냉각 후, 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 아연 도금의 조성은 특별히 한정하는 것이 아니라, Zn 외에, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni 등을 필요에 따라 첨가해도 상관없다. 또한, 도금은, 어닐링과 별도의 공정에서 행해도 되지만, 생산성의 관점에서, 어닐링과 냉각, 도금을 연속하여 행하는, 연속 어닐링-용융 아연 도금 라인에 의해 행하는 것이 바람직하다. 후술하는 합금화 처리를 행하지 않는 경우에는, 도금 후에 강판을 상온까지 냉각한다.

합금화 처리를 행하는 경우에는, 전술한 도금 후에 450∼600℃의 온도 범위에서 행하고, 그 후 강판을 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이것은, 450℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않고, 또한, 600℃ 초과에서는 과도하게 합금화가 진행되고, 도금층이 취화되어, 프레스 등의 가공에 의해 도금이 박리되는 등의 문제를 유발하는 경우가 있기 때문이다. 합금화 처리의 시간은, 10초 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않는 경우가 있으므로, 10초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 합금화 처리의 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 효율의 관점에서 100초 이내로 하는 것이 바람직하다.

또한, 생산성의 관점에서, 연속 어닐링-용융 아연 도금 라인에 합금화 처리로를 연속하여 설치하고, 어닐링, 냉각, 도금 및 합금화 처리, 냉각을 연속하여 행하는 것이 바람직하다.

도금층은, 예시적으로 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금을 실시예에서 나타냈지만, 전기 아연 도금도 포함된다.

스킨 패스 압연은, 형상 교정과 표면 성상 확보를 위해 행하고, 연신율 0.2∼2.0％의 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 스킨 패스 압연의 연신율의 하한을 0.2％로 한 이유는, 0.2％ 미만에서는 충분한 표면 조도의 개선이 얻어지지 않기 때문에, 이것을 하한으로 하였다. 한편, 2.0％ 초과의 스킨 패스 압연을 행하면, 강판이 지나치게 가공 경화되어 프레스 성형성이 열화되므로, 이것을 상한으로 한다.

다음으로, 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명에 의해 얻어지는 강판의 마이크로 조직은, 주로 페라이트와 베이나이트로 이루어진다. 페라이트의 면적률이 80％ 미만이면, 베이나이트가 증가하여, 충분한 연성이 얻어지지 않으므로, 페라이트의 면적률의 하한을 80％로 하였다. 페라이트의 면적률이 95％ 이상이면 인장 강도 590㎫ 이상을 확보할 수 없는 경우가 있으므로, 페라이트의 면적률의 상한을 95％ 미만으로 하였다. 또한, 바람직하게는 90％ 이하이다.

미재결정 페라이트는, 페라이트상의 경화에 기여하므로, 미재결정 페라이트의 면적률을 1％ 이상 10％ 미만의 범위로 적절하게 컨트롤함으로써 베이나이트와의 경도차를 저감시키고, 신장 플랜지성을 향상시키는 효과가 있다. 상기 페라이트에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율이 1％ 미만이면, 페라이트의 경질화에 기여할 수 없으므로, 미재결정 페라이트의 면적률의 하한을 1％ 이상으로 하였다. 상기 페라이트에 차지하는 미재결정 페라이트의 비율이 10％ 이상으로 되면, 구멍 확장률 등의 저하를 초래하므로, 상한을 10％ 미만으로 하였다.

베이나이트는, 고강도화에 기여하는 한편, 과잉으로 존재하면 연성의 저하를 초래하므로, 하한을 5％, 상한을 20％로 한다.

또한, 도 7에 나타내는 바와 같이, 그 밖의 상으로서, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 있고, 이들의 분율(면적률 혹은 체적률)의 합계가 8％ 이상이면, 페라이트와의 경도차가 커지므로, 구멍 확장률 등의 저하를 초래하므로, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율의 합계의 상한을 8％ 미만으로 한다. 본 발명의 성분 범위에서 본 발명의 조직이 얻어지면, 인장 강도 590㎫ 이상을 달성할 수 있다. 인장 강도 상한은 특별히 규정하지 않지만, 본 발명의 페라이트의 면적률 하한으로부터 780㎫ 정도가 상한으로 되는 경우가 있다.

Nb 및 Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 원 상당 직경을 10㎚ 이하로 한다. 도 6에 나타내는 바와 같이, 상기 탄질화물의 평균 입자 사이즈는, 미재결정 페라이트량을 적절하게 컨트롤하는 데 극히 중요하며, 원 상당 직경이 10㎚ 초과로 되면 충분한 재결정 억제 효과가 얻어지지 않아, 적절한 미재결정 페라이트량을 얻을 수 없으므로, 상한을 10㎚로 한다. 또한 하한은, 측정 정밀도의 사정으로 인해, 1㎚ 이상으로 한다.

마이크로 조직은, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마, 나이탈 에칭, 필요에 따라 레페라 에칭하고, 광학 현미경으로 관찰하면 된다. 또한, 마이크로 조직 관찰은, 강판의 임의의 위치로부터 채취한 샘플에 대해, 판 두께 방향의 1/4부를 1000배로 300×300㎛의 범위를 촬영하였다. 광학 현미경에 의해 얻어진 마이크로 조직 사진을 백색과 흑색으로 이치화함으로써 화상 해석을 행하고, 펄라이트, 베이나이트 또는 마르텐사이트 중 어느 1종 또는 2종 이상의 면적률의 합계량을, 페라이트 이외의 상의 면적률로서 구할 수 있다. 또한, 조직 분율은, 강판의 임의의 위치로부터 채취한 샘플에 대해, 판 두께 방향의 1/4부를 1000배로 300×300㎛의 범위를 촬영하고, 촬영 시야는 3개소 이상으로 하여 상기한 방법에 의해 측정하였다. 잔류 오스테나이트는, 광학 현미경으로는 마르텐사이트와의 구별이 곤란하지만, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정을 행할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 조직 분율도 전술한 마이크로 조직 관찰의 샘플을 사용하고 있다. 또한, 미재결정 페라이트와 그 이외의 페라이트는, EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern)의 결정 방위 측정 데이터를 KAM법(Kernel Average Misorientation)으로 해석함으로써 판별할 수 있다. 미재결정 페라이트의 입내에는, 전위는 회복하고 있지만, 냉연 시의 소성 변형에 의해 발생한 결정 방위의 연속적인 변화가 존재한다. 한편, 미재결정 페라이트 이외의 페라이트의 입내의 결정 방위 변화는 극히 작다. KAM법으로는 인접한 측정점과의 결정 방위차를 정량적으로 나타낼 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인접 측정점과의 평균 결정 방위차가 1°이내 또한, 평균 결정 방위차가 5°이상인 측정점간을 입계라고 정의하였을 때에, 결정립경이 0.5㎛ 초과인 입자를 미재결정 페라이트 이외의 페라이트라고 정의한다. 즉, 총 페라이트 면적률로부터 미재결정 페라이트 이외의 페라이트의 면적률을 차감한 면적률이 미재결정 페라이트의 면적률로 된다. 또한, 마이크로 조직으로부터 구한 면적률은, 체적률과 동일하다.

Nb 및 Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 평균 입자 사이즈의 측정 방법은, 강판의 임의의 부분의 표면으로부터 판 두께 1/4 위치로부터 추출 레플리카 시료를 제작하고, 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용하여 대상으로 되는 탄질화물의 평균 원 상당 직경을 구함으로써 얻어진다. 또한, 배율은 10000배로 10×10㎛의 범위에서 촬영하고, 합금 탄화물을 랜덤하게 100개 카운트함으로써 평균 입자 사이즈를 구하였다. 1㎚의 사이즈는 카운트가 어렵고, 큰 순서로까지는 가지 않지만, 랜덤에 의해 큰 것을 100개 카운트하였다.

각 기계 특성의 시험 방법을 이하에 나타낸다. 제조 후의 강판으로부터, 폭 방향(TD 방향이라 함)을 길이 방향으로 하여 JIS Z2201의 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241의 것에 준거하여 TD 방향의 인장 특성을 평가하였다. 또한, 신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001의 것에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단 후, 클리어런스를 판 두께의 12％로, 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 사용하여, 블랭크 홀딩력 88.2kN으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기 수학식 3으로부터, 한계 구멍 확장률[％]을 구하고, 이 한계 구멍 확장률로부터 신장 플랜지성을 평가하였다.

[수학식 3]

여기서, D_f는 균열 발생 시의 구멍 직경[㎜], D₀는 초기 구멍 직경[㎜]이다. 또한, 도금 밀착성의 평가는, JIS H0401의 것에 준거하여, 굽힘 시험에 의해 굽힌 부분의 도금 피막의 표면 상태를 육안으로 평가하였다.

실시예

표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하고, 주조하여 얻어진 강편을, 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건에서 강판의 제조를 행하였다. 또한, 표 1의 [-]은, 성분의 분석값이 검출 한계 미만이었던 것을 의미한다. 또한, 표 1에는, Ar₃[℃]와 Ac₁[℃]의 계산값도 나타냈다.

제조 후의 강판으로부터, 폭 방향(TD 방향이라 함)을 길이 방향으로 하여 JIS Z2201의 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 TD 방향의 인장 특성을 평가하였다. 또한, 신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준거하여 평가하였다. 얻어진 각 강판을 100㎜×100㎜로 절단 후, 클리어런스를 판 두께의 12％로, 직경 10㎜의 구멍을 펀칭한 후, 내경 75㎜의 다이스를 사용하여, 블랭크 홀딩력 88.2kN으로 억제한 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하고, 하기 수학식 3으로부터, 한계 구멍 확장률[％]을 구하고, 이 한계 구멍 확장률로부터 신장 플랜지성을 평가하였다.

[수학식 3]

여기서, D_f는 균열 발생 시의 구멍 직경[㎜], D₀는 초기 구멍 직경[㎜]이다. 또한, 도금 밀착성의 평가는, JIS H0401에 준거하여, 굽힘 시험에 의해 굽힌 부분의 도금 피막의 표면 상태를 육안으로 평가하였다.

강판의 판 두께 단면의 마이크로 조직 관찰은, 전술한 방법으로 관찰하고, 베이나이트의 면적률은, 페라이트 및 그 밖의 상 이외의 상의 합계로서 구하였다.

결과를 표 3-1, 표 3-2에 나타낸다. 또한, 본 발명에 있어서, 연성의 지표인 인장 강도 TS[㎫]와 전연신율 El[％]의 곱, 즉, TS×El[㎫·％]이 17000[㎫·％] 이상인 것을 양호라고 평가하였다. 또한, 구멍 확장성의 지표인 구멍 확장률 λ[％]가 75％ 이상, 바람직하게는 80％ 이상인 것을 양호라고 평가하였다. 또한, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판의 경우에는, 도금 밀착성도 평가의 대상으로 한다. 도금 밀착성은, JIS H0401에 준거하여, 굽힘 시험에 의해 굽힌 부분의 도금 피막의 표면 상태를 육안으로 평가하였다.

그 결과는 표 3-1, 표 3-2에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 화학 성분을 갖는 강을 적정한 조건에서 열연, 냉연 및 어닐링함으로써, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는 것이 가능하다.

한편, 강 No.M은 C량이 많으므로, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.N은 C량이 적으므로, 베이나이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도가 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되어 있다.

또한, 강 No.0는 Si량이 적으므로, 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 강 No.P는 Si량이 많으므로, 베이나이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 도금 밀착성도 저하되어 있다.

또한, 강 No.Q는 Mn량이 적으므로, 베이나이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.R은 Mn량이 많으므로, 베이나이트의 면적률이 증가하고, 인장 강도가 상승하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.S는 Al량이 많으므로, 베이나이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도가 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.T는 N량이 많으므로, 베이나이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.U는 Ti＋Nb량이 적으므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 강 No.V는 Ti＋Nb량이 많으므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.W는 Nb량이 적으므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 강 No.X는 Ti량이 많으므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 강 No.Y는 Nb량이 많으므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.3은, 열간 압연 시의 가열 온도가 낮고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.6은, 열간 압연 시의 마무리 온도가 약간 낮고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.9는, 열간 압연 시의 마무리 온도가 약간 낮고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.12는, 열간 압연 시의 마무리 온도가 낮고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.15는, 권취 온도가 높고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 인장 강도 및 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.18은, 냉간 압연율이 낮고, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.21은, 어닐링 시의 최고 가열 온도가 높고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고, 베이나이트의 면적률이 증가하므로, 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.24는, 어닐링 시의 최고 가열 온도가 낮고, 베이나이트의 면적률이 감소하므로, 인장 강도, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.25는, 어닐링 1차 냉각 종점 온도가 지나치게 높고, 페라이트의 면적률이 소정의 값에 도달하지 않고, 상대적으로 베이나이트의 면적률이 많아져 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.28은, 어닐링 시의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 짧고, 베이나이트가 감소하고, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하므로, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.29는, 어닐링 1차 냉각 종점 온도가 지나치게 낮고, 페라이트의 면적률이 과분해지고, 상대적으로 베이나이트의 면적률이 지나치게 적어져, 구멍 확장률은 만족하지만, 소정의 인장 강도를 달성할 수 없는 것에 더하여 인장 강도와 전연신율의 밸런스가 나쁘고, 이들의 곱도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.32는, 어닐링 시의 최고 가열 온도에서의 체류 시간이 길고, 탄질화물이 조대화되어 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 작아지므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 감소하고 베이나이트의 면적률이 증가함으로써, 구멍 확장률이 저하되어 있다.

또한, 제조 No.33은, 어닐링 1차 냉각 속도가 지나치게 크고, 페라이트의 면적률이 소정의 값에 도달하지 않고, 상대적으로 베이나이트의 면적률이 많아져 구멍 확장률이 저하되어 있는 것에 더하여, 인장 강도와 전연신율의 밸런스가 나쁘고, 이들의 곱도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.34는, 권취 온도가 낮고, 탄질화물에 의한 어닐링 중의 재결정 억제 효과가 크므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

또한, 제조 No.39는, 어닐링 시의 승온 속도가 빠르므로, 미재결정 페라이트의 면적률이 증가하고, 전연신율이 저하되어 인장 강도와 전연신율의 곱이 저하되고, 구멍 확장률도 저하되어 있다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

본 발명에 따르면, 인장 강도가 590㎫ 이상이며, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판, 도금 강판의 제공이 가능해져, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

Claims

질량％로,
C:0.020％ 이상, 0.080％ 이하,
Si:0.20％ 이상, 1.00％ 이하,
Mn:0.80％ 이상, 2.30％ 이하,
P:0.0050％ 이상, 0.1500％ 이하,
S:0.0020％ 이상, 0.0150％ 이하,
Al:0.010％ 이상, 0.100％ 이하,
N:0.0010％ 이상, 0.0100％ 이하,
를 함유하고, 또한,
Nb 및 Ti 중 적어도 하나가,
0.005％≤Nb＋Ti＜0.030％
의 조건을 만족하도록 함유하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
금속 조직이 페라이트와 베이나이트와 그 밖의 상을 포함하고,
상기 그 밖의 상이, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하고,
상기 페라이트의 면적률이 80％ 이상, 95％ 미만이며,
상기 페라이트에 차지하는 미재결정 페라이트의 면적률이 1％ 이상, 10％ 미만이며,
상기 베이나이트의 면적률이 5％ 이상, 20％ 이하이며,
상기 그 밖의 상의 분율의 합계가 8％ 미만이며,
Nb, Ti의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 탄질화물의 원 상당 직경이 1㎚ 이상, 10㎚ 이하이며,
인장 강도가 590㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Mo:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
W:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
V:0.005％ 이상, 1.000％ 이하,
B:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하,
Ni:0.05％ 이상, 1.50％ 이하,
Cu:0.05％ 이상, 1.50％ 이하,
Cr:0.05％ 이상, 1.50％ 이하
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 냉연 강판의 표면에 도금을 형성한 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
제1항에 기재된 화학 성분을 갖는 강편을 1150℃ 이상, 1280℃ 이하로 가열하고,
Ar₃℃ 이상, 1050℃ 이하의 온도에서 마무리 압연을 종료하고,
450℃ 이상, 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 열연 강판을, 산세 후, 40％ 이상, 70％ 이하의 압하율로 냉간 압연 후,
Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내에 2℃/초 이상, 5℃/초 이하의 속도로 승온하고,
상기 냉연 강판의 온도가 Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 200초 이하로 하여 어닐링하고,
상기 어닐링 후, 상온에 이르기까지의 과정에서, 상기 어닐링 직후에 600℃ 이상, 720℃ 이하의 강판 온도의 범위 내에, 10℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각하는 과정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
여기서, Ar₃℃ 및 Ac₁℃는, 이하의 수학식 1 및 수학식 2로부터 구한 Ar₃ 변태 온도 및 Ac₁ 변태 온도이다.
[수학식 1]

[수학식 2]

단, []가 붙여진 원소는, 각각의 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.
제2항에 기재된 화학 성분을 갖는 강편을 1150℃ 이상, 1280℃ 이하로 가열하고,
Ar₃℃ 이상, 1050℃ 이하의 온도에서 마무리 압연을 종료하고,
450℃ 이상, 650℃ 이하의 온도 영역에서 권취한 열연 강판을, 산세 후, 40％ 이상, 70％ 이하의 압하율로 냉간 압연 후,
Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내에 2℃/초 이상, 5℃/초 이하의 속도로 승온하고,
상기 냉연 강판의 온도가 Ac₁℃ 이상, (Ac₁＋40)℃ 이하의 온도 범위 내인 체류 시간을 10초 이상, 200초 이하로 하여 어닐링하고,
상기 어닐링 후, 상온에 이르기까지의 과정에서, 상기 어닐링 직후에 600℃ 이상, 720℃ 이하의 강판 온도의 범위 내에, 10℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각하는 과정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
여기서, Ar₃℃ 및 Ac₁℃는, 이하의 수학식 1 및 수학식 2로부터 구한 Ar₃ 변태 온도 및 Ac₁ 변태 온도이다.
[수학식 1]

[수학식 2]

단, []가 붙여진 원소는, 각각의 원소의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다.
제4항 또는 제5항에 기재된 방법에 의해 제조된 냉연 강판을 어닐링 후, 냉각하고, 이어서 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 상기 도금 강판에, 450℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 범위에서 10초 이상의 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판의 제조 방법.