KR101649456B1

KR101649456B1 - 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101649456B1
Application number: KR1020157003324A
Authority: KR
Inventors: 나츠코 스기우라; 시게루 요네무라; 나오키 마루야마
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-07-31
Filing date: 2013-07-31
Publication date: 2016-08-19
Also published as: CN104487603B; TW201406969A; ES2756328T3; CN104487603A; JPWO2014021382A1; EP2881483A1; EP2881483A4; BR112015001475A2; BR112015001475B1; EP2881483B1; KR20150029741A; MX2015001071A; WO2014021382A1; PL2881483T3; US9879336B2; MX365928B; US20150203948A1; IN2015DN00401A; TWI488979B; JP5582274B2

Abstract

질량％로, C:0.0005∼0.0045％, Mn:0.80∼2.50％, Ti:0.002∼0.150％, B:0.0005∼0.01％이며, (1)식을 만족시키고, 잔량부가 철 및 불순물이고, 판 두께 1/4의 두께 위치에서의 {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)가 3 이하, {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B) 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)가 모두 7 이상이고, 또한 {(B)/(A)≥5} 및 {(B)＞(C)}를 만족시키는, 냉연 강판.

Description

냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 {COLD-ROLLED STEEL SHEET, ELECTROLYTIC ZINC-COATED COLD-ROLLED STEEL SHEET, HOT-DIP ZINC-COATED COLD-ROLLED STEEL SHEET, ALLOYED HOT-DIP ZINC-COATED COLD-ROLLED STEEL SHEET, AND METHODS FOR PRODUCING SAID STEEL SHEETS}

본 발명은, 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

자동차 분야에 있어서는, 연비 개선의 관점에서 차체 경량화의 요구가 높아지고 있고, 충돌 안전성 확보의 관점에서, 각종 고강도 강판이 자동차 부재에 적용되고 있다. 그러나, 조직 강화나 세립화 효과 등의 강화 기구를 사용하여 강재의 항복 강도나 인장 강도를 향상시켰다고 해도, 영률은 변화되지 않는다. 이로 인해, 경량화를 위해 강판의 판 두께를 얇게 하면, 부재 강성이 저하되어 버리므로, 박판화가 곤란해진다.

한편, 일반적으로 철의 영률은 206㎬ 정도로 되어 있지만, 다결정 철의 결정 방위(집합 조직)를 제어함으로써, 특정 방향의 영률을 높이는 것이 가능하다. 지금까지도, 예를 들어 {112}＜110＞ 방위에의 집적도를 높임으로써, 압연 방향에 대해 직각인 방향(이하, 폭 방향이라 함)의 영률을 높인 강판에 관하여, 다수의 발명이 이루어져 있다. 그러나, {112}＜110＞ 방위는, 압연 방향과 폭 방향의 r값을 현저하게 저하시키는 방위이므로, 딥 드로잉성이 현저하게 열화된다고 하는 문제가 있다. 또한, 압연 45°방향의 영률이, 통상의 강판의 영률보다도 저하되어 버리므로, 프레임 부재 등과 같은 일방향으로 장척인 부재에밖에 적용할 수 없어, 예를 들어 패널 부재나, 비틀림 강성과 같이 복수의 방향의 영률이 요구되는 부재에는 적용할 수 없다고 하는 문제를 갖고 있다.

특허문헌 1∼4는 모두, {112}＜110＞을 포함하는 방위군, 또는 {112}＜110＞을 포함하는 방위군을 발달시킨 강판에 관한 것이다. 특허문헌 1∼4는, 폭 방향으로 높은 영률을 갖고, 부재의 특정 방향을 폭 방향으로 정렬시킴으로써, 그 방향의 강성을 높일 수 있다고 하는 기술에 관한 것이다. 그러나, 특허문헌 1∼4 중 어느 것에 있어서도, 폭 방향의 영률 이외에 관한 서술은 없다. 이들 중, 특허문헌 3은 연성과 영률의 양립을 도모한 고강도 강에 관한 것이지만, 딥 드로잉성에 관한 서술은 없다. 또한, 특허문헌 4는 가공성의 지표 중 하나인 구멍 확장성과 영률이 우수한 강판에 관한 것이지만, 딥 드로잉성에 관한 서술은 없다.

또한, 본 발명자들 중 일부는, 압연 방향의 영률이 높은 열연 강판, 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 대해 개시하고 있다(예를 들어, 특허문헌 5, 6을 참조). 이들 특허문헌 5, 6은, {110}＜111＞ 방위나 {112}＜111＞ 방위를 활용하여, 압연 방향 및 압연 직각 방향의 영률을 높이는 기술이다. 그러나, 이들 각 특허문헌에 기재된 강판에 대해서도, 구멍 확장성이나 연성에 관한 서술은 있지만, 딥 드로잉성에 대해서는 서술되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 7은 냉연 강판의 압연 방향과 폭 방향의 영률을 높이는 기술을 개시하고 있지만, 딥 드로잉성에 관한 서술은 없다.

또한, 특허문헌 8에는, 극저탄소강을 사용하여 영률과 딥 드로잉성을 높이는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 8에 기재된 기술은, Ar3∼Ar3＋150℃ 이하의 온도 범위에서 전 압하량 85％ 이상의 압연을 실시하는 등, 압연기에의 부하가 높다고 하는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 8에 있어서는, 45°방향의 영률은 반드시 높은 것은 아니고, 발달하는 결정 방위도 적정하지 않으므로, 결코 현저한 강성이 얻어지는 것은 아니다.

일본 특허 공개 제2006-183130호 공보 일본 특허 공개 제2007-92128호 공보 일본 특허 공개 제2008-240125호 공보 일본 특허 공개 제2008-240123호 공보 일본 특허 공개 제2009-19265호 공보 일본 특허 공개 제2007-146275호 공보 일본 특허 공개 제2009-13478호 공보 일본 특허 공개 평5-255804호 공보

본 발명은 상기 문제에 비추어 이루어진 것이며, 어느 방향에 있어서의 영률도 종래재에 비해 높아지고, 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 문제를 해결하기 위해, 예의 연구를 행하였다. 이 결과, C의 첨가량을 저감시키고, 또한 Nb 및 Ti를 첨가함으로써 고용 C량을 최대한 저감시킨 강에, 또한 Mn, P, B를 적정한 범위에서 첨가하여, 열간 압연 조건을 최적화시킴으로써, 냉연 강판의 강성 및 딥 드로잉성을 향상시킬 수 있는 것을 지견하였다. 즉, 상기 조건을 채용함으로써, 그 후의 냉간 압연 및 어닐링 중에, 영률을 높이고, 또한 r값도 비교적 높은 방위인 {557}＜9 16 5＞를 발달시킴과 함께, 압연 방향의 영률을 낮추는 방위인 {332}＜110＞ 방위를 저감시킴으로써, 우수한 강성 및 딥 드로잉성이 얻어지는 것을 발견하였다.

본 발명은, 상술한 바와 같이, 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법이며, 그 요지는 이하와 같다.

[1]

질량％로,

C:0.0005∼0.0045％,

Mn:0.80∼2.50％,

Ti:0.002∼0.150％,

B:0.0005∼0.01％,

Si:0∼1.0％,

Al:0∼0.10％,

Nb:0∼0.040％

Mo:0∼0.500％,

Cr:0∼3.000％,

W:0∼3.000％,

Cu:0∼3.000％,

Ni:0∼3.000％,

Ca:0∼0.1000％,

Rem:0∼0.1000％,

V:0∼0.100％,

P:0.15％ 이하,

S:0.010％ 이하,

N:0.006％ 이하,

이고,

하기 (1)식을 만족시키고,

잔량부가 철 및 불순물이고,

판 두께 1/4의 두께 위치에서의 {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)가 3 이하, {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B) 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)가 모두 7 이상이고, 또한 {(B)/(A)≥5} 및 {(B)＞(C)}를 만족시키는, 냉연 강판.

삭제

상기 (1)식에 있어서,

이다. Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 한다.

[2]

질량％로,

Si:0.01∼1.0％,

Al:0.010∼0.10％

중 1종 또는 2종을 함유하는, [1]에 기재된 냉연 강판.

[3]

질량％로,

Nb:0.005∼0.040％

를 함유하는, [1] 또는 [2]에 기재된 냉연 강판.

[4]

질량％로,

Mo:0.005∼0.500％,

Cr:0.005∼3.000％,

W:0.005∼3.000％,

Cu:0.005∼3.000％,

Ni:0.005∼3.000％

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[3] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판.

[5]

질량％로,

Ca:0.0005∼0.1000％,

Rem:0.0005∼0.1000％,

V:0.001∼0.100％

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]∼[4] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판.

[6]

압연 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상, 압연 방향 및 압연 방향에 대해 45°방향의 영률이 모두 206㎬ 이상이고, 또한 평균 r값이 1.4 이상인, [1]∼[5] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판.

[7]

[1]∼[6] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 전기 아연계 도금이 실시되어 있는, 전기 아연계 도금 냉연 강판.

[8]

[1]∼[6] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금이 실시되어 있는, 용융 아연 도금 냉연 강판.

[9]

[1]∼[6] 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금이 실시되어 있는, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판.

[10]

질량％로,

C:0.0005∼0.0045％,

Mn:0.80∼2.50％,

Ti:0.002∼0.150％,

B:0.0005∼0.01％,

Si:0∼1.0％,

Al:0∼0.10％,

Nb:0∼0.040％,

Mo:0∼0.500％,

Cr:0∼3.000％,

W:0∼3.000％,

Cu:0∼3.000％,

Ni:0∼3.000％,

Ca:0∼0.1000％,

Rem:0∼0.1000％,

V:0∼0.100％,

P:0.15％ 이하,

S:0.010％ 이하,

N:0.006％ 이하,

이고,

하기 (1)식을 만족시키고,

잔량부가 철 및 불순물인 강편을 1150℃ 이상으로 가열하고, 이어서 마무리 압연의 개시 온도를 1000∼1100℃로 하여, 1000∼950℃ 사이의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 4.4 이하로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행하고, 이어서 하기 (3)식에서 구해지는 A3 변태 온도보다도 50℃ 낮은 온도 이상, 950℃ 이하의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 3.0∼4.2로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행하고, 이어서 최종 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 700℃까지의 온도 범위 내를 평균 냉각 속도 15℃/s 이상으로 냉각한 후, 500∼650℃의 온도 범위에서 권취하고, 이어서 산세를 행한 후, 압하율이 50∼90％인 냉간 압연을 실시하고, 실온으로부터 650℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도 2∼20℃/s로 가열하고, 또한 650℃∼700℃ 사이를 평균 가열 속도 2∼15℃/s로 가열하고, 이어서 700℃ 이상 900℃ 이하의 온도 범위 내에서 1초 이상 유지하는 어닐링을 행하는, 냉연 강판의 제조 방법.

상기 (1) 식에 있어서,

이다. Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 한다.

상기 (2)식에 있어서,

L : 롤 직경(mm),

hin : 압연 롤 입구측의 판 두께(mm),

hout : 압연 롤 출구측의 판 두께(mm),

이다.

상기 (3)식에 있어서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti. Nb, V, Al, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Si, Al, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V의 함유를 의도하고 있지 않은 강판에 대해서는, 이들의 함유율을 0％로 하여 계산한다.

[11]

[10]에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에 전기 아연계 도금을 실시하는, 전기 아연계 도금 냉연 강판의 제조 방법.

[12]

[10]에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는, 용융 아연 도금 냉연 강판의 제조 방법.

[13]

[10]에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에, 용융 아연 도금을 실시한 후, 450∼600℃까지의 온도 범위에서 10s 이상의 열처리를 더 행하는, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판의 제조 방법.

본 발명의 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 의하면, 상기 구성에 의해, 어느 방향의 영률도 206㎬ 이상이고, 또한 압연 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상으로, 압연 방향의 정적 영률이 향상되어 강성이 우수하고, 또한 평균 r값이 1.4 이상으로 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판 혹은 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 예를 들어 패널 부재 등의 자동차 부재에 본 발명을 적용함으로써, 가공성의 향상 외에, 강성의 향상에 의한 부재의 박판화에 수반된 연비 개선이나 차체 경량화의 장점을 충분히 누릴 수 있는 점에서, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

도 1은 본 발명의 실시 형태인 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 대해 설명하는 도면이며, ODF(Crystallite Orientation Distribution Function ; φ2＝45°단면) 상의 각 결정 방위의 위치를 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명의 실시 형태인 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 본 실시 형태는, 본 발명의 취지를 보다 잘 이해시키기 위해 상세하게 설명하는 것이므로, 특별히 지정이 없는 한, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

일반적으로, 강판의 영률과 r값은, 모두 결정 방위에 의존하여, 크게 그 값이 변화되는 것이 알려져 있다. 본 발명자들은, 강판의 r값을 높이는 방위로서 잘 알려져 있는 γ 파이버({111}＜112＞∼{111}＜110＞ 방위군) 및 그것에 가까운 방위의 영률 이방성을 조사하였다. 그리고, 본 발명자들은, γ 파이버로부터 약간 어긋난 {557}＜9 16 5＞라고 하는 방위가 r값의 열화가 비교적 적고, 또한 어느 면 내 방향의 영률도 높고, 특히 폭 방향의 영률을 높이는 방위인 것, 또한 반대로 {332}＜110＞ 방위는 압연 방향과 폭 방향의 영률을 저하시키는 방위인 것을 발견하였다.

따라서, 본 발명자들은, {557}＜9 16 5＞ 방위를 강화하고, 또한 {332}＜110＞을 약화시키는 방법에 대해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것이 명백해졌다.

즉, C량을 0.0045％ 이하로 저감시키고, Nb 및/또는 Ti를 첨가한 성분계에 있어서, 고용 Mn과 고용 B가 적량 남는 성분계로 한정하는 것, 또한 열간 압연 조건을 최적화함으로써, 열연판이 세립화됨과 함께 열연판 입자 형상이 베이니틱으로 되어, 어닐링시의 {557}＜9 16 5＞의 핵 생성 사이트가 증가하고, 반대로, {332}＜110＞ 방위의 발달이 억제된다. 또한, 변태 집합 조직이 강하게 발달한 열연판을 냉연, 어닐링하였을 때, 고용 Mn, B의 존재에 의해 어닐링시의 회복이 적절하게 억제되면, {557}＜9 16 5＞ 방위를 보다 강화할 수 있는 것을 새롭게 발견하였다. 또한, {557}＜9 16 5＞의 랜덤 강도비를 (A), {332}＜110＞의 랜덤 강도비를 (B)로 하였을 때, 다음 식 {(A)/(B)≥5}를 만족시키는 것이, 고영률화를 위해 중요한 것을 발견하였다. 또한, {111}＜112＞ 방위는 r값을 높이는 방위로서 알려져 있고, 그 랜덤 강도비 (C)를 7 이상으로 하는 것은 딥 드로잉성의 관점에서 중요하지만, 랜덤 강도비 (C)가 랜덤 강도비 (A)보다도 강해지면 폭 방향의 영률이 저하되므로, 다음 식 {(A)＞(C)}를 만족시키는 것도 중요하다.

또한, 본 발명에서 서술되어 있는 영률은, 동적 진동법 및 정적 인장법 중 어느 값을 사용해도 된다.

[냉연 강판]

본 발명의 냉연 강판은, 질량％로, C:0.0005∼0.0045％, Mn:0.80∼2.50％, Ti:0.002∼0.150％, B:0.0005∼0.01％, Si:0∼1.0％, Al:0∼0.10％, Nb:0∼0.040％, Mo:0∼0.500％, Cr:0∼3.000％, W:0∼3.000％, Cu:0∼3.000％, Ni:0∼3.000％, Ca:0∼0.1000％, Rem:0∼0.1000％, V:0∼0.100％, P:0.15％ 이하, S:0.010％ 이하, N:0.006％ 이하이고, 하기 (1)식을 만족시키고, 잔량부가 철 및 불순물이며, 판 두께 1/4의 두께 위치에서의 {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)가 3 이하, {557}＜9

16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B) 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)가 모두 7 이상이고, 또한 {(B)/(A)≥5} 및 {(B)＞(C)}를 만족시킨다.

상기 (1)식에 있어서,

이다. Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 한다.

「강 조성」

이하, 본 발명에 있어서 강 조성을 한정하는 이유에 대해 더욱 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 지정이 없는 한, 강 조성에 관한 「％」는 질량％를 나타내는 것으로 한다.

[필수 성분]

(C : 탄소) 0.0005∼0.0045％

C는, 강판의 강도를 향상시키기 위해 필요한 원소이다. 그러나, C는, 열연판 내에 고용 상태로 잔존하면 냉연 중에 입내(粒內)에 전단대를 형성하여, 압연 방향의 영률을 저하시키는 {110}＜001＞ 방위가 발달하므로, 함유량을 0.0045％ 이하로 한다. 또한, 이 관점에서는, C량은 0.004％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0035％ 이하이다. 한편, C량을 0.0005％ 미만으로 하기 위해서는, 진공 탈가스 처리 비용이 지나치게 커지므로, C의 하한은 0.0005％로 한다.

(Mn : 망간) 0.80∼2.50％

Mn은, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Mn은, 열연 종료 후의 냉각시의 켄칭성을 높여, 열연판 조직을 베이니틱 페라이트로 하는 효과가 있다. 또한, Mn은, B와 복합하여 함유함으로써 냉연 후의 어닐링 중의 회복을 억제한다. 이와 같이, 회복이 억제된 γ 파이버 방위의 가공립으로부터는 {557}＜9 16 5＞가 재결정되기 쉬워, 영률이 향상된다. 그로 인해, 본 발명에 있어서는, Mn은 0.8％ 이상 함유한다. 또한, 이 관점에서는, Mn을 1.0％ 이상 함유하는 것이 바람직하다.

한편, Mn을 2.5％ 초과 함유하면, 재결정이 지연되어, {112}＜110＞ 방위가 발달하고, 45°방향의 영률이 열화된다. 그로 인해, Mn의 상한은 2.5％로 한다. 또한, 이 관점에서는 Mn은 2.0％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1.5％ 이하이다.

(Ti : 티타늄) 0.002∼0.150％

Ti는, 딥 드로잉성과 영률의 향상에 기여하는 중요한 원소이다. Ti는, γ상 고온 영역에서 질화물을 형성하여, 후술하는 Nb와 마찬가지로 열간 압연에 있어서, γ상을 가공하였을 때의 재결정을 억제한다. 또한, 권취 중에 TiC로서 석출됨으로써 고용 C량을 저감시켜, 특히 딥 드로잉성을 향상시킨다. 또한, 고온에서 TiN을 형성함으로써, BN의 석출이 억제되기 때문에, 고용 B를 확보할 수 있으므로, 영률의 향상에 바람직한 집합 조직의 발달이 촉진된다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti를 0.002％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ti를 0.150％ 이상 함유하면, 재결정 온도가 높아짐과 함께, 가공성이 현저하게 열화되므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, Ti량을 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.060％ 이하이다.

(B : 붕소) 0.0005∼0.01％

B도, Ti와 마찬가지로, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. B는, 켄칭성과, 열연판의 마이크로 조직과 집합 조직을 최적화한다. 또한, B는, Mn과 복합하여 함유함으로써 냉연 후의 어닐링 중의 회복을 적절하게 지연시켜, 최적의 집합 조직 형성에 기여한다. 이 관점에서, B는, 0.0005％ 이상 함유하고, 보다 바람직하게는 0.001％ 이상 함유한다. 한편, 0.01％ 초과의 B의 함유는, 재결정 온도를 현저하게 높여, 가공성의 열화를 초래하므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, B량은 0.004％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

[임의 성분]

본 발명에 있어서는, 상기한 필수 성분에 더하여, 이하의 임의 성분을 소정 범위에서 더 함유해도 된다.

탈산을 위해, Si, Al 중 한쪽 혹은 양쪽을 함유해도 된다.

(Si : 실리콘) 0∼1.0％

Si는, 그 하한은 규정하지 않지만, 탈산 원소이므로 0.01％ 이상 포함되어 있는 것이 바람직하다. 또한, Si는, 고용 강화에 의해 강도를 증가시키는 원소이므로, 용도에 따라서 1.0％를 상한으로 함유한다. Si를 1.0％를 초과하여 함유하는 것은, 가공성의 열화를 초래하므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, Si의 함유는, Si 스케일이라 불리는 열연 중의 스케일 흠집의 원인으로 되는 것 외에, 도금의 밀착성을 저하시키므로, 0.8％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 이 관점에서, Si의 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.6％ 이하이다.

(Al : 알루미늄) 0∼0.10％

Al은, 탈산 조제제로, 하한은 특별히 한정하지 않지만, 탈산 작용의 관점에서는 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al은 변태점을 현저하게 높이는 원소로, 0.10％ 초과를 첨가하면, γ 영역 압연이 곤란해지므로, 그 상한을 0.10％로 한다.

(Nb : 니오븀) 0∼0.040％

또한, Nb를 소정 범위에서 함유하는 것이 보다 바람직하다. Nb는, 열간 압연에 있어서 γ상을 가공하였을 때의 재결정을 현저하게 억제하여, γ상에서의 가공 집합 조직의 형성을 현저하게 촉진시킨다. 또한, Nb는, 권취 중에 NbC를 형성하여, 고용 C를 저감시킴으로써 딥 드로잉성의 향상에 기여한다. 이 관점에서, Nb는 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.015％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Nb의 함유량이 0.040％를 초과하면, 어닐링시의 재결정이 억제되어, 딥 드로잉성이 열화된다. 이로 인해, Nb의 함유량의 상한은 0.04％로 한다. 또한, 이 관점에서는, Nb의 함유량은 0.03％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서는, 강 특성을 개선하기 위한 원소로서, Mo, Cr, W, Cu, Ni 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 보다 바람직하다. 구체적으로는, 용도에 따라서, 각각, Mo는 0.005∼0.500％, Cr, W, Cu, Ni는, 각각 0.005∼3.000％의 범위에서 1종 또는 2종 이상 함유하는 것이 바람직하다.

(Mo : 몰리브덴) 0∼0.500％

Mo는, 켄칭성을 향상시킴과 함께, 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 그로 인해, Mo를 함유하는 경우는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo를 0.5％ 초과 함유하면, 연성이나 용접성을 저하시킨다. 이상의 관점에서, Mo는, 0.005％ 이상, 0.500％ 이하의 범위에서, 필요에 따라서 함유하는 것이 바람직하다.

(Cr : 크롬) 0∼3.000％

Cr도, 켄칭성을 향상시킴과 함께, 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 그로 인해, Cr을 함유하는 경우는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cr을 3.000％ 초과 함유하면, 연성이나 용접성을 저하시킨다. 이상의 관점에서, Cr은, 0.005％ 이상, 3.000％ 이하의 범위에서, 필요에 따라서 함유하는 것이 바람직하다.

(W : 텅스텐) 0∼3.000％

W도, 켄칭성을 향상시킴과 함께, 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 그로 인해, W를 함유하는 경우는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, W를 3.000％ 초과 함유하면, 연성이나 용접성을 저하시킨다. 이상의 관점에서, W는, 0.005％ 이상, 3.000％ 이하의 범위에서, 필요에 따라서 함유하는 것이 바람직하다.

(Cu : 구리) 0∼3.000％

Cu는, 강판 강도를 높임과 함께, 내식성이나 스케일의 박리성을 향상시키는 원소이다. 그로 인해, Cu를 함유하는 경우는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu를 3.000％ 초과 함유하면, 표면 흠집의 원인으로 되므로, 0.005％ 이상, 3.000％ 이하의 범위에서 필요에 따라서 함유하는 것이 바람직하다.

(Ni : 니켈) 0∼3.000％

Ni는, 강판 강도를 높임과 함께, 인성을 향상시키는 원소이다. 그로 인해, Ni를 함유하는 경우는, 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ni를 3.000％ 초과 함유하면, 연성 열화의 원인으로 되므로, 0.005％ 이상, 3.000％ 이하의 범위에서 필요에 따라서 함유하는 것이 바람직하다.

(Ca : 0∼0.1000％, REM : 0∼0.1000％, V : 0∼0.100％)

또한, 본 발명에 있어서는, 강도를 높이거나, 강판의 재질을 개선하는 효과를 얻기 위한 원소로서, Ca, REM(희토류 원소), V 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것이 바람직하다.

Ca 및 REM의 함유량이 0.0005％ 미만, V의 첨가량이 0.001％ 미만에서는, 상기한 충분한 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Ca 및 REM의 함유량이 0.1000％ 초과, V의 함유량이 0.100％ 초과로 되면, 연성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Ca, REM, V를 함유하는 경우에는, 각각, Ca:0.0005∼0.1000％, REM:0.0005∼0.1000％, V:0.001∼0.100％의 범위에서 함유하는 것이 바람직하다.

상술한 이외의 잔량부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다. 본 발명에 있어서, 대표적인 불순물로서는, P, S, N 등이 예시된다.

(P : 인) 0.15％ 이하

P는 강 중에 불순물로서 함유된다. P의 하한은 한정되지 않지만, 저렴하게 강도를 향상시킬 수 있는 원소이므로, 0.01％ 초과 함유해도 된다. 또한, 이 관점에서는, P를 0.02％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, P를 0.15％ 이상 함유하는 것은, 2차 가공 균열의 원인으로 되므로, 0.15％를 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, P량은 0.1％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.08％ 이하이다.

(S : 황) 0.010％ 이하

S는 강 중에 불순물로서 함유된다. S는, MnS를 형성하여, 가공성의 열화를 초래함과 함께, 고용 Mn량을 저감시므로, 0.010％를 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, S량은, 더욱 바람직하게는 0.008％ 이하로 한다.

(N:질소) 0.006％ 이하

N은, 강 중에 포함되는 불순물로, 하한은 특별히 설정하지 않지만, 0.0005％ 미만으로 하면 제강 비용이 높아지므로, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, N은 고온에서 Ti와 TiN을 형성하여, γ상에서의 재결정을 억제하지만, TiN의 양이 지나치게 증가하면 가공성이 열화되므로, 상한은 0.006％로 한다. 또한, 이 관점에서는, N량은 0.0040％, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하로 한다. 또한, TiN의 Ti 등량(48Ti/14) 이상의 N을 함유하면, 잔존한 N이 BN을 형성하여, 고용 B량이 저감되어 켄칭 효과나 회복 억제 효과가 저감된다. 그로 인해, N량은 48Ti/14 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명의 강은, 이상의 원소의 외에도, 강 특성을 개선시키기 위한 원소를 더 포함하고 있어도 되고, 또한 잔량부로서, 철을 포함함과 함께, Sn, As 등의 불가피적으로 혼입되는 원소(불가피적 불순물)도 포함해도 된다.

(Mn량과 B량의 관계식)

다음으로, Mn량과 B량의 관계식인 하기 (1)식에 대해 상세하게 설명한다.

본 발명에서는, Mn과 B를 하기 (1)식으로 나타내어지는 관계를 만족시키는 범위에서 함유한다.

단, 상기 (1) 식에 있어서,

이고, Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 한다.

상기 (1)식은, 고용 Mn량과 고용 B량의 비를 나타낸다. 고용 Mn과 고용 B가 공존하면, 전위와의 상호 작용을 초래하여, 회복이 지연되고, {557}＜9 16 5＞ 방위가 발달하여, {332}＜110＞ 방위가 감소한다. 그러나, 상기 (1)식으로 나타내어지는 값이 0.07 미만에서는, B에 대한 Mn의 존재비가 지나치게 작으므로, 상호 작용에 의한 회복의 지연이 불충분해져, {332}＜110＞ 방위의 증가 및 {557}＜9 16 5＞ 방위의 감소를 초래함과 함께, {111}＜112＞가 주 방위로 된다. 그로 인해, 이 값 0.07을 하한으로 한다. 이 관점에서는, 또한 상기 (1)식으로 나타내어지는 값은 0.1을 하한으로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.11을 하한으로 한다. 한편, 상기 (1)식으로 나타내어지는 값이 0.2를 초과해도, 특별한 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 연성 등의 다른 가공성이 저하된다. 그로 인해, 이 값 0.2를 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 이 값은, 더욱 바람직하게는 0.19 이하이다.

「결정 방위」

다음으로, 본 발명의 냉연 강판의 결정 방위에 대해 설명한다.

본 발명의 냉연 강판은, 판 두께 1/4 두께 위치에서의 {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)가 3 이하, {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B) 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)가 모두 7 이상이고, 또한 {(B)/(A)≥5} 및 {(B)＞(C)}를 만족시킨다.

도 1은, 본 발명의 냉연 강판의 결정 방위가 표시되는 φ2＝45°단면의 ODF(Crystallite Orientation Distribution Function)를 나타낸다. 여기서, 결정의 방위는, 통상 판면에 수직인 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 (uvw) 또는 ＜uvw＞로 표시한다. {hkl}, ＜uvw＞는, 등가인 면의 총칭이며, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 발명에 있어서는, b.c.c. 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, 이 방위를 총칭하여 {111}이라 칭한다.

또한, ODF는, 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, 일반적으로는, φ1＝0∼360°, Φ＝0∼180°, φ2＝0∼360°로 표현되고, 개개의 방위가 [hkl](uvw)로 표시된다. 그러나, 본 발명에서는, 대칭성이 높은 체심입방정을 대상으로 하고 있으므로, Φ와 φ2에 대해서는 0∼90°의 범위에서 표현된다. 또한, φ1은, 계산을 행할 때에 변형에 의한 대칭성을 고려하는지 여부에 의해, 그 범위가 바뀌지만, 본 발명에 있어서는, 대칭성을 고려하여, φ1＝0∼90°로 표기하는, 즉, 본 발명에서는, φ1＝0∼360°에서의 동일 방위의 평균값을, 0∼90°의 ODF 상에 표기하는 방식을 선택한다. 이 경우는, [hkl](uvw)와 {hkl}＜uvw＞는 같은 의미이다. 따라서, 예를 들어 도 1에 나타낸, φ2＝45°단면에 있어서의 ODF의 (110) [1-11]의 랜덤 강도비는, {110}＜111＞ 방위의 랜덤 강도비이다.

여기서, {332}＜110＞ 방위, {557}＜9 16 5＞ 방위 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비는, X선 회절에 의해 측정되는 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의 극점도를 기초로 급수 전개법으로 계산한, 3차원 집합 조직을 나타내는 결정 방위 분포 함수(ODF : Orientation Distribution Function)로부터 구하면 된다. 또한, 랜덤 강도비라 함은, 특정 방위에의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를, 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치이다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 냉연 강판의 결정 방위 중 하나인 {332}＜110＞은, ODF 상에서는, φ1＝0°, φ＝65°, φ2＝45°로 나타내어진다. 그러나, 시험편 가공이나 시료의 세팅에 기인하는 측정 오차를 발생하는 경우가 있으므로, {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)의 값은, φ1＝0∼2°, φ＝63∼67°의 범위 내에서의 최대의 랜덤 강도비로 하고, 그 상한을 3으로 한다. 이 값이 3.0 초과로 되면, 특히 폭 방향의 영률이 저하되어 버리므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, (A)는 2.0 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1.5 이하이다. 랜덤 강도비 (A)의 값의 하한은 특별히 정하지 않지만, 원리상 0 미만의 값에 의미는 없으므로, 이 값을 하한으로 한다.

또한, {557}＜9 16 5＞ 방위는, ODF 상에서는, φ1＝20°, φ＝45°, φ2＝45°로 나타내어진다. 상술한 바와 같이, 본 발명에서는, 시험편 가공 등에 기인하는 측정 오차를 고려하여, {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B)의 값은, φ1＝18∼22°, φ＝43∼47°의 범위 내에서의 최대 랜덤 강도비로 하고, 그 값의 하한은 7로 한다. 또한, 이 관점에서는, 랜덤 강도비 (B)의 값은 9 이상인 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 11 이상이다. 이 방위는, 어느 방향의 영률도 220㎬ 이상으로 향상시키는 바람직한 방위이므로, 랜덤 강도비 (B)의 상한은 마련하지 않지만, 랜덤 강도비가 30 이상으로 되는 것은 강판 내의 결정립의 방위가 모두 정렬되어 있는 것, 즉 단결정으로 되어 있는 것을 나타내고, 가공성의 열화 등을 초래할 우려가 있으므로, 30 미만으로 하는 것이 바람직하다.

또한, {111}＜112＞ 방위는, ODF 상에서는, φ1＝90°, φ＝55°, φ2＝45°로 나타내어진다. 본 발명에서는, 상술한 바와 같은, 시험편 가공 등에 기인하는 측정 오차를 고려하여, {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)의 값은, φ1＝88∼90°, φ＝53∼57°의 범위 내에서의 최대 랜덤 강도비로 하고, 그 값의 하한은 7로 한다. 이 값이 7 미만에서는, 높은 평균 r값을 얻을 수 없다. 단, 랜덤 강도비 (C)가 (B)보다도 높은 값을 나타내면, 폭 방향의 영률이 저하되므로, {(B)＞(C)}의 관계로 한다. 또한, 이 관점에서는, {(B)＞1.2(C)}의 관계인 것이, 보다 바람직하다.

또한, {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)와 {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B)는, {{(B)/(A)≥5}를 만족시킨다. 이 값이 5 미만에서는, 225㎬ 이상의 높은 폭 방향의 영률을 달성하는 것이 곤란해진다. 또한, 이 관점에서는, 상기 식으로 나타내어지는 값이 10 이상인 것이 보다 바람직하다.

또한, X선 회절용 시료의 제작은, 다음과 같이 하여 행한다.

우선, 강판을 기계 연마나 화학 연마 등에 의해 판 두께 방향으로 소정의 위치까지 연마하고, 버프 연마에 의해 경면으로 마무리한 후, 전해 연마나 화학 연마에 의해 변형을 제거하는 동시에, 1/4 판 두께부가 측정면으로 되도록 조정한다. 여기서, 측정면을 정확하게 소정의 판 두께 위치로 하는 것은 곤란하므로, 목표로 하는 위치를 중심으로 하여, 판 두께에 대해 3％의 범위 내가 측정면으로 되도록 시료를 제작하면 된다. 또한, X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSP(Electron Back Scattering Pattern)법이나 ECP(Electron Channeling Pattern)법에 의해, 통계적으로 충분한 수의 측정을 행해도 된다.

「제조 방법」

다음으로, 본 발명의 냉연 강판의 제조 조건에 대해 상세하게 서술한다.

본 발명의 냉연 강판의 제조 방법은, 우선, 상기 화학 성분을 갖는 강편을 1150℃ 이상으로 가열한다. 이어서, 마무리 압연의 개시 온도를 1000∼1100℃로 하여, 1000∼950℃ 사이의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 4.4 이하로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행한다. 이어서, 하기 (3)식에서 구해지는 A3 변태 온도보다도 50℃ 낮은 온도(A3 변태 온도－50℃) 이상, 950℃ 이하의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 3.0∼4.2로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행한다. 이어서, 최종 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하여, 700℃까지의 온도 범위 내를 평균 냉각 속도 15℃/s 이상으로 냉각한 후, 500∼650℃의 온도 범위에서 권취한다. 이어서, 산세를 행한 후, 압하율이 50∼90％인 냉간 압연을 실시한다. 그리고, 실온으로부터 650℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도 2∼20℃/s로 가열하고, 또한 650℃∼700℃ 사이를 평균 가열 속도 2∼15℃/s로 가열한다. 이어서, 700℃ 이상 900℃ 이하의 온도 범위 내에서 1초 이상 유지하는 어닐링을 행한다.

상기 (2) 식에 있어서,

L : 롤 직경,

hin : 압연 롤 입구측의 판 두께,

hout : 압연 롤 출구측의 판 두께,

이다.

상기 (3)식에 있어서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Al, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Si, Al, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V의 함유를 의도하고 있지 않은 강판에 대해서는, 이들의 함유율을 0％로 하여 계산한다(즉, Si는 0.01％ 미만인 경우, 0％로 함. Al은 0.010％ 미만인 경우, 0％로 함. Cu는, 0.005％ 미만인 경우, 0％로 함. Ni는, 0.005％ 미만인 경우, 0％로 함. Cr은 0.005％ 미만인 경우, 0％로 함. Mo는 0.005％ 미만인 경우, 0％로 함. Nb는 0.005％ 미만인 경우, 0％로 함. V는, 0.001％ 미만인 경우, 0％로 함.)

본 발명의 제조 방법에서는, 우선, 강을 통상의 방법에 의해 용제, 주조하여, 열간 압연에 제공하는 강편을 얻는다. 이 강편은, 강괴를 단조 또는 압연한 것이어도 되지만, 생산성의 관점에서, 연속 주조에 의해 강편을 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 박 슬래브 캐스터 등을 사용하여 제조해도 된다.

또한, 통상, 강편은 주조 후, 냉각하여, 열간 압연을 행하기 위해, 다시 가열한다. 이 경우, 열간 압연을 행할 때의 강편 가열 온도는 1150℃ 이상으로 한다. 이것은, 강편의 가열 온도가 1150℃ 미만이면, Nb나 Ti가 충분히 고용되지 않아, 열간 압연 중에 고영률화에 적합한 집합 조직의 형성이 저해되기 때문이다. 또한, 강편을 효율적으로 균일하게 가열한다고 하는 관점에서도, 가열 온도를 1150℃ 이상으로 한다. 가열 온도의 상한은 규정하지 않지만, 1300℃ 초과로 가열하면, 강판의 결정 입경이 조대해져, 가공성을 손상시키는 경우가 있다. 또한, 용제한 강을 주조 후, 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조―직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스를 채용해도 된다.

본 발명에 있어서, 마무리 압연의 개시 온도는 중요하며, 그 온도 범위는 1000∼1100℃로 한다. 마무리 압연의 개시 온도가 1100℃ 초과로 되면, 마무리 압연의 전단계에서의 압연 중의 변형이 충분히 축적되지 않아, 열간 압연 중에 가공 집합 조직이 발달하지 않음과 함께 열연판이 세립화되지 않으므로, 냉연·어닐링 후에 {332}＜110＞ 방위가 발달해 버린다. 또한, 이 관점에서는, 마무리 압연은 1050℃ 이하에서 개시하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 1000℃ 미만에서 압연을 개시하면, 상기 (3)식에서 구해지는 (A3 변태 온도―50)℃ 이상에서 열간 압연을 종료하는 것이 곤란해짐과 함께, 영률을 열화시키는 방위가 발달하므로, 1000℃를 하한으로 한다.

또한, 본 발명의 제조 방법에 있어서는, 1000∼950℃의 온도 영역에서, 상기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 4.4 이하로 되는 압연을 적어도 1패스 이상 행한다. 이 온도 범위 내에서의 압연은 열간 오스테나이트 조직을 재결정시킴으로써, 열연판 입경을 미세하게 하여, 냉연 어닐링 후에 있어서의 {332}＜110＞ 방위의 발달을 억제시키는 효과를 갖는다. 그러나, 형상비가 4.4를 초과하면, 냉연 재결정 어닐링시에 있어서 표면 근방에 {557}＜9 16 5＞ 방위가 형성되기 어려우므로, 형상비의 상한을 4.4로 제한하였다. 4.2 이하가 보다 바람직한 범위이다.

상기 압연에 이어서, (A3 변태 온도―50)℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서, 상기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 3.0∼4.2로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행한다.

A3 변태 온도는, 상기 (3)식에서 구해진다. (A3 변태 온도―50)℃ 미만에서 압연이 행해지면, α 영역 열연으로 되어 영률을 저하시키는 {100}＜001＞ 방위가 발달함과 함께, 열연판 입경이 작아져 {332}＜110＞ 방위가 약해진다. 그로 인해, 이 온도를 하한으로 한다. 한편, 950℃ 이하의 재결정이 억제된 온도 영역에서 적당한 전단 변형이 가해지지 않으면, 냉연 재결정 어닐링시에 {557}＜9 16 5＞ 방위의 핵 생성 사이트로 되는 초기 조직이 형성되지 않으므로, 이 온도를 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 상기 압연 온도는 930℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(A3 변태 온도－50)℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 행해지는 압연에 있어서, 상기 (2)식에서 결정되는 형상비가 3.0 미만에서는, 충분한 전단 변형이 가해지지 않으므로, 이 값을 하한으로 한다. 한편, 4.2 이상의 형상비로 압연을 행하면, 열연판 최표층에, 냉연·어닐링 후에 r값의 이방성을 증대시키는 방위가 발달하므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, 압연 롤의 직경 L은, 실온에서 측정한 것이며, 열연 중의 편평을 고려할 필요는 없다. 또한, 각 압연 롤의 입구측의 판 두께(hin) 및 출구측의 판 두께(hout)는, 방사선 등을 이용하여 그 자리에서 측정해도 되고, 압연 하중으로부터, 변형 저항 등을 고려하여 계산으로 구해도 된다.

이어서, 최종 마무리 압연의 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하여, 700℃까지 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 냉각 개시까지의 시간은 1.5s 이하가 바람직하다. 최종 마무리 압연 종료 후, 냉각 개시까지의 시간이 2s를 초과하면, 열연판 입경이 조대해져, 냉연 재결정 어닐링시에 {332}＜110＞ 방위가 강해진다. 또한, 냉각의 도달 온도가 700℃ 초과이고, 냉각 속도가 15℃/s 미만으로 되면, 켄칭성이 부족하여, 열연판 입경이 커짐과 함께, 조직이 폴리고널 페라이트화되어, {332}＜110＞ 방위가 강해진다. 이로 인해, 본 발명에서는, 15℃/s를 평균 냉각 속도의 하한으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 규정하지 않지만, 100℃/s 이상으로 냉각하는 것은, 과대한 설비를 가질 필요가 있고, 또한 특별한 효과도 얻어지지 않으므로, 100℃/s 미만의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 조건에 의한 냉각 후, 500∼650℃의 온도 범위에서 권취한다. 권취 온도가 500℃ 미만으로 되면, TiC 또는 NbC가 석출되지 않고, 고용 C가 잔존하여, r값이 저하되므로, 이 값을 권취 온도의 하한으로 한다. 한편, 권취 온도가 650℃ 초과로 되면, 열연판 입경이 커져, 직선적인 입계를 갖는 폴리고널 페라이트 조직으로 되어, {332}＜110＞ 방위가 증가한다. 따라서, 본 발명에서는, 650℃를 권취 온도의 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 권취 온도는 600℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 상기한 바와 같은 방법으로 제조된 열연 강판을 산세 후, 50∼90％의 범위의 압하율로 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연에 있어서의 압하율을 50％ 미만으로 하는 것은, 충분한 냉연 집합 조직이 발달하지 않고, r값이 저하되므로, 이 값을 하한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 60％ 이상이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 65％ 이상이다. 한편, 압하율이 90％ 초과로 되면, 냉연기에의 부하가 높아짐과 함께, r값의 이방성을 크게 하는 방위인 {110}＜001＞ 방위나, r값 및 영률의 절대값을 낮추는 {100}＜012＞ 방위의 집적도가 커지므로, 이 값을 상한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 냉간 압연에 있어서의 압하율은 85％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 80％ 이하이다.

이어서, 어닐링이 행해진다. 이때, 실온으로부터 650℃까지의 평균 가열 속도는 2∼20℃/s로 한다. 이 가열 속도가 2℃/s 미만에서는, 저온에서 재결정이 일어나, {557}＜9 16 5＞ 방위가 약해지므로, 이 값을 하한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 가열 속도를 4℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 가열 속도가 20℃/s를 초과하면, 가열 중에 재결정이 개시되지 않아, {112}＜110＞ 방위가 발달하므로, 45°방향의 r값의 저하를 초래한다. 또한, 이 관점에서는, 가열 속도를 15℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 650℃ 내지 700℃의 범위로 가열을 행하지만, 이 온도 범위 내의 평균 가열 속도는 2∼15℃/s로 한다. 이 가열 속도가 2℃/s 미만에서는, {557}＜9 16 5＞ 방위가 약해지므로, 이 값을 하한으로 한다. 또한, 이 관점에서는, 가열 속도를 4℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 가열 속도가 15℃/s를 초과하면, 가열 중에 재결정이 개시되지 않아, {112}＜110＞ 방위가 발달하므로, 45°방향의 r값의 저하를 초래하고, 나아가서는 {332}＜110＞ 방위가 강해진다. 이 관점에서는, 가열 속도를 10℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

상기 가열 속도로 700℃까지 가열한 후, 다시 700℃ 이상 900℃ 이하로 가열하여, 1초 이상 행한다. 어닐링 온도가 700℃ 이하에서는, 냉간 압연시의 가공 조직이 그대로 잔존하기 때문에 성형성이 현저하게 저하되므로, 이 온도를 어닐링의 하한값으로 한다. 한편, 어닐링 온도가 900℃ 초과로 되면, 집합 조직이 파괴되어, 형상 동결성이 열화되므로, 이것을 상한으로 한다.

또한, 본 발명의 냉연 강판의 제조 방법에 있어서는, 상기 조건에 의한 어닐링 후, 인라인 또는 오프라인에서 압하율 10％ 이하의 조질 압연을 실시해도 된다.

[전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판]

본 발명의 전기 아연계 도금 냉연 강판은, 상기 본 발명의 냉연 강판의 표면에, 전기 아연계 도금이 더 실시된 것이다. 또한, 본 발명의 용융 아연 도금 냉연 강판은, 상기 본 발명의 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금이 더 실시된 것이다. 또한, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판은, 상기 본 발명의 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금이 더 실시된 것이다. 이와 같이, 본 발명에 있어서는, 냉연 강판의 표면에, 용도에 따라서, 전기 아연계 도금, 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시해도 된다.

본 발명의 전기 아연계 도금 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 조건 및 순서로 제조한 냉연 강판의 표면에, 종래 공지의 방법으로 전기 아연계 도금을 실시한다. 또한, 본 발명의 용융 아연 도금 냉연 강판(합금화 용융 아연 도금 냉연 강판)의 제조 방법은, 상기 조건 및 순서로 제조한 냉연 강판의 표면에, 종래 공지의 방법으로 용융 아연 도금을 실시한다.

이때, 아연 도금의 조성으로서는, 특별히 한정되는 것은 아니며, 아연 외에, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni 등을 필요에 따라서 함유해도 상관없다.

상기 방법에 의해, 본 발명의 전기 아연계 도금 냉연 강판 및 용융 아연 도금 냉연 강판이 얻어진다.

그리고, 본 발명의 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 상기 방법으로 얻어진 본 발명의 용융 아연 도금 냉연 강판에 대해, 450∼600℃까지의 온도 범위에서 10s 이상의 열처리를 더 실시함으로써 합금화 처리를 행하는 방법으로 한다.

상기한 합금화 처리(열처리)는, 450∼600℃의 범위 내에서 행할 필요가 있다. 이 온도가 450℃ 미만에서는, 합금화가 충분히 진행되지 않는다고 하는 문제가 있다. 또한, 600℃ 이상에서는 과도하게 합금화가 진행되어, 도금층이 취화되므로, 프레스 등의 가공에 의해 도금이 박리되는 등의 문제를 유발한다.

또한, 합금화 처리의 시간은 10s 이상으로 한다. 합금화 처리의 시간이 10s 미만에서는, 합금화가 충분히 진행되지 않는다. 또한, 합금화 처리의 시간의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 통상, 연속 라인에 설치된 열처리 설비에 의해 행하므로, 3000s를 초과하여 행하면, 생산성을 손상시키거나, 혹은 설비 투자가 필요해져, 제조 비용이 높아지므로, 이것을 상한으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는, 상기한 합금화 처리에 앞서, 제조 설비의 구성에 따라서, 미리, Ac3 변태 온도 이하의 어닐링을 실시해도 된다. 합금화 처리 전에 행하는 어닐링의 온도가 상기 온도 영역 이하의 온도이면, 집합 조직에는 거의 변화를 발생시키지 않으므로, 영률의 저하를 억제하는 것이 가능하다.

또한, 본 발명에서는, 상술한 조질 압연에 대해서는, 전기 아연계 도금, 아연 도금, 합금화 처리 후에 행해도 된다.

이상 설명한 바와 같은, 본 발명의 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법에 의하면, 상기 구성에 의해, 어느 방향의 영률도 206㎬ 이상이고, 또한 압연 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상으로, 압연 방향의 정적 영률이 향상되어 강성이 우수하고, 또한 평균 r값이 1.4 이상이고 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판 혹은 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판을 얻을 수 있다.

따라서, 예를 들어 패널 부재 등의 자동차 부재에 본 발명을 적용함으로써, 가공성의 향상에 더하여, 강성의 향상에 의한 부재의 박판화에 수반된 연비 개선이나 차체 경량화의 장점을 충분히 누릴 수 있으므로, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

실시예

이하, 본 발명의 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판 및 그들의 제조 방법의 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니며, 상기한 취지, 후술하는 취지에 적합한 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

본 실시예에 있어서는, 우선, 표 1에 나타내는 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하였다. 표 1의 각 강편을 가열하여, 열간에서 조압연을 행한 후, 계속해서 표 2에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연의 스탠드는 전 7단으로 이루어지고, 롤 직경은 650∼830㎜이다. 또한, 최종 패스 후의 마무리 판 두께는 2.3㎜∼4.5㎜로 하였다.

표 1에 있어서, 수치에 부여한 언더라인은, 합금 성분이 본 발명의 범위 밖인 것을 의미한다. 「-」는, 각 합금 성분을 의도적으로는 함유하고 있지 않은 것을 의미한다. 또한, 표 1 중에 나타내는 「(1)식 Mn/B」는, 상기 (1)식에 있어서의, 「(Mn(mass％)―Mn*(mass％))/(B(ppm)－B*(ppm))」의 값이다. 「(3)식 (A3-50)℃」는, 상기 (3)식에서 구해지는 A3 변태 온도보다도 50℃ 낮은 온도(A3 변태 온도－50℃)의 값이다.

표 2에 있어서, 수치에 부여한 언더라인은, 제조 조건이 본 발명의 범위 밖인 것을 의미한다. SRT[℃]는 강편의 가열 온도, F0T[℃]는 마무리 압연의 1패스째의 입구측 온도(마무리 압연의 개시 온도), FT[℃]는 마무리 압연의 최종 패스 후, 즉, 마무리 압연의 출구측의 온도, t[s]는 최종 마무리 압연으로부터 냉각 개시까지의 시간, 냉각 속도는 마무리 압연의 종료 후로부터 700℃까지의 평균 냉각 속도, CT[℃]는 권취 온도를 나타낸다. 형상비 1은, 1000℃∼950℃의 온도 영역에서 행한 4패스째의 형상비, 형상비 2는, (A3 변태 온도－50)℃ 이상 950℃ 이하의 온도 영역에서 행한 7패스째의 형상비를 나타낸다. 냉연율은, 열연판의 판 두께와 냉연 종료 후의 판 두께의 차를 열연판의 판 두께로 나눈 값으로, 백분율로서 나타냈다. 가열 속도 1은 실온으로부터 650℃까지의 평균 가열 속도를 나타낸다. 가열 속도 2는 650℃로부터 700℃까지의 평균 가열 속도를 나타낸다.

얻어진 냉연 강판으로부터 압연 직각 방향을 길이 방향으로 하여, JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 행하여, 인장 강도를 측정하였다.

r값은, 압연 방향, 45°방향, 압연 직각 방향을 길이로 하여, 인장 시험과 마찬가지로 JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 채취하여, 변형량 15％에서 값을 측정하였다.

영률의 측정은, 상술한 정적 인장법과 진동법의 2가지 방법에 의해 측정하였다.

정적 인장법에 의한 영률의 측정은, JIS Z 2201에 준거한 인장 시험편을 사용하여, 강판의 항복 강도의 1/2에 상당하는 인장 응력을 부여하여 행하였다. 이때, 측정은 5회 행하고, 응력―변형률 선도의 기울기에 기초하여 산출한 영률 중, 최대값 및 최소값을 제외한 3개의 계측값의 평균값을 정적 인장법에 의한 영률로 하고, 인장 영률로서 표 3에 나타냈다. 또한, 후술하는 전기 아연계 도금 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 관해서는, 표면의 도금층을 박리한 후에 측정을 행하였다.

강판의 판 두께 1/4 위치에서의 {332}＜110＞, {557}＜9 16 7＞, {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비는, 이하와 같이 하여 측정하였다. 우선, 강판을 기계 연마 및 버프 연마한 후, 또한 전해 연마하여 변형을 제거하고, 1/4 판 두께부가 측정면으로 되도록 조정한 시료를 사용하여 X선 회절을 행하였다. 또한, 특정 방위에의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 X선 회절도 동일한 조건에서 행하였다.

다음으로, X선 회절에 의해 얻어진 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도를 기초로, 급수 전개법으로 ODF를 얻었다. 그리고, 이 ODF로부터, 상기한 방위의 랜덤 강도비를 결정하였다.

또한, 이들 강판 중, 냉연 어닐링 후에 전기 아연계 도금을 실시한 경우는 표 2 중에 「전기」, 용융 아연 도금을 실시한 경우는 표 2 중에 「용융」이라 표기하고, 또한 용융 아연 도금 후에, 520℃에서 15초 유지하는 합금화 처리를 행하여, 합금화 용융 아연 도금을 실시한 경우는, 「합금」이라 표기하였다.

또한, 본 실시예에 있어서의 전기 아연계 도금 처리로서는, Zn－Ni 도금(Ni＝11mass％)을 실시하였다.

도포량은, 모두 20g/m2로 하였다.

본 실시예에 있어서의 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 표 3 중에 있어서의 영률의 란의 RD는 압연 방향(Rollinng Direction), 45°는 압연 방향에 대해 45°, TD는 폭 방향(Transverse Direction)을 각각 의미한다.

표 3에 나타내는 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 화학 성분을 갖는 강을 적정한 조건에서 제조한 본 발명예(표 1∼표 3의 비고란에 있어서의 본 발명예)의 경우에는, 압연 방향과 45°방향의 영률은 모두 206㎬ 이상, 폭 방향의 영률은 225㎬ 이상으로 되고, 또한 평균 r값은 1.4 이상으로 되었다. 이에 의해, 본 발명예에 있어서는, 강성이 높고, 또한 딥 드로잉성이 우수한 것이 명백하다.

한편, 제조 No.45∼52는, 화학 성분이 본 발명의 범위 밖인 강 No.P∼W를 사용한 비교예이다. 제조 No.45는, S의 함유량이 높고, No.48은, Mn의 함유량이 낮으므로, (1)식을 만족시킬 수 없었던 경우의 예이다. 이 경우, 어닐링 중의 회복이 충분히 억제되지 않으므로 랜덤 강도비 (A), (C)가 강해져, 충분한 폭 방향 영률이 얻어지지 않았다.

제조 No.46은, Ti가 함유되어 있지 않은 경우의 예를 나타낸다. 이 경우, TiN 석출이 일어나지 않아 γ 입경이 조대화되므로 랜덤 강도비 (A)가 증가한다. 그것에 더하여, 열연판의 단계에서 고용 C가 잔존하므로, 랜덤 강도비 (A)가 더욱 발달하고, 반대로 랜덤 강도비 (B), (C)의 발달은 억제되어, 폭 방향의 영률이 저하됨과 함께, r값도 열화되어 있다.

제조 No.47은, C 첨가량이 지나치게 높은 경우이다. 이 경우, 열연에 고용 C가 잔존하므로, 랜덤 강도비 (A), (B), (C)의 어느 방위도 발달이 억제된다.

제조 No.49는, Mn이 지나치게 높은 경우의 예이다. 이 경우, 재결정이 지연되고, 랜덤 강도비 (B), (C)가 약해져, 폭 방향의 영률을 만족시킬 수 없게 됨과 함께, r값도 저하되어 있다.

제조 No.50은, B량이 적은 경우이다. 이 경우, 회복이 억제되지 않으므로, 랜덤 강도비 (C)가 발달하고, 랜덤 강도비 (B)가 저하되므로, 폭 방향의 영률을 만족시킬 수 없었다.

제조 No.51은 Ti 첨가량이 지나치게 높은 경우, No.52는 B 첨가량이 지나치게 높은 경우이다. 이들의 경우, 모두 어닐링시의 재결정 온도가 지나치게 높아지므로, 가공성이 열화됨과 함께, 랜덤 강도비 (B)가 약해져, 45°방향의 영률이 저하되어 있고, 또한 r값도 저하되어 있다.

강 No.A의 비교예인 제조 No.3과 같이, 가열 속도 2가 지나치게 큰 경우, r값이 저하됨과 함께, 랜덤 강도비 (A)가 발달하므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.A의 비교예인 제조 No.4와 같이, 형상비 1이 지나치게 높은 경우, r값이 저하됨과 함께, 랜덤 강도비 (B)가 발달하지 않으므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.B의 비교예인 제조 No.7과 같이, 최종 마무리 압연으로부터 냉각 개시까지의 시간 t가 지나치게 긴 경우, 랜덤 강도비 (A)가 발달하므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.B의 비교예인 제조 No.8과 같이, 가열 속도 2가 지나치게 작은 경우, r값이 저하됨과 함께, 랜덤 강도비 (B)가 발달하지 않으므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.C의 비교예인 제조 No.11과 같이, 열연의 최종 패스의 형상비가 지나치게 낮은 경우, 충분한 전단 변형이 도입되지 않아, 랜덤 강도비 (B)가 발달하지 않으므로, 폭 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.D의 비교예인 제조 No.14와 같이, 형상비 1이 지나치게 높은 경우, r값이 저하됨과 함께, 랜덤 강도비 (B)가 발달하지 않으므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.E의 비교예인 제조 No.17과 같이, 가열 온도가 낮아, 충분한 F0T나 FT를 확보할 수 없는 경우, 랜덤 강도비 (B)는 강해지지만, 랜덤 강도비 (C)가 약해지므로, r값을 확보할 수 없었다.

강 No.E의 비교예인 제조 No.18과 같이, 가열 속도 2가 지나치게 큰 경우, r값이 저하됨과 함께, 랜덤 강도비 (A)가 발달하므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.F의 비교예인 제조 No.21과 같이, 어닐링 온도가 지나치게 높은 경우, γ 영역 어닐링으로 되어 버리므로 집합 조직이 약해져, 영률, r값 모두 저하되어 있다.

강 No.G의 비교예인 제조 No.24와 같이, F0T나 FT가 지나치게 높은 경우, 랜덤 강도비 (A)가 지나치게 강해지므로, 폭 방향의 영률이 저하되어 버렸다.

강 No.H의 비교예인 제조 No.26과 같이, 열연 후의 냉각 속도가 작아, 냉연율이 낮은 경우, 랜덤 강도비 (A)가 지나치게 강해짐과 함께, 랜덤 강도비 (B), (C)가 약해지므로, 영률, r값 모두 저하되었다.

강 No.H의 비교예인 제조 No.27과 같이, 최종 마무리 압연으로부터 냉각 개시까지의 시간 t가 지나치게 긴 경우, 랜덤 강도비 (A)가 발달하므로, 폭 방향과 압연 방향의 영률이 저하되어 있다.

강 No.I의 비교예인 제조 No.30과 같이, 권취 온도가 지나치게 낮은 경우, 열연판에 고용 C가 잔존하므로 랜덤 강도비 (B), (C)가 충분히 발달하지 않아, 영률이 저하되고, r값도 열화되었다.

강 No.K의 비교예인 제조 No.34와 같이, 권취 온도가 지나치게 높아지고, 또한 냉간 압연율이 지나치게 높아지면, 랜덤 강도비 (A)가 지나치게 강해짐과 함께, r값 및 영률의 절대값을 낮추는 {100}＜012＞ 방위의 집적도가 높아지므로, r값, 영률 모두 확보할 수 없는 결과로 되었다.

강 No.M의 비교예인 제조 No.38과 같이, 어닐링시의 가열 속도(가열 속도 1, 2)가 지나치게 빠르면, {112}＜110＞ 방위가 강해져, 랜덤 강도비 (B)가 약해지므로, 45°방향의 영률이 저하됨과 함께, r값도 열화되어 있다.

강 No.N의 비교예인 제조 No.41과 같이, 어닐링 온도가 지나치게 낮으면, 재결정이 충분히 진행되지 않아, 미재결정이 잔존하므로 연성이 저하됨과 함께, 45°방향의 영률과 r값이 열화되어 있다.

강 No.0의 비교예인 제조 No.44와 같이, 형상비 2가 지나치게 높은 경우, 냉연 어닐링 후에, 랜덤 강도비 (B)가 랜덤 강도비 (C)에 비해 발달하지 않으므로, 폭 방향의 영률이 저하되어 있다.

이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명에 의해, 강성과 딥 드로잉성이 우수한 냉연 강판, 전기 아연계 도금 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판이 실현 가능해지는 것이 명확하다.

본 발명의 냉연 강판은, 예를 들어 자동차, 가정 전기 제품, 건물 등에 사용된다. 또한, 본 발명의 냉연 강판은, 표면 처리를 하지 않는 좁은 의미의 냉연 강판과, 방청을 위해 용융 Zn 도금, 합금화 용융 Zn 도금, 전기 아연계 도금 등의 표면 처리를 실시한 넓은 의미의 냉연 강판을 포함한다. 이 표면 처리에는, 알루미늄계의 도금, 각종 도금 강판의 표면에의 유기 피막, 무기 피막의 형성, 도장, 그들을 조합한 처리도 포함된다. 그리고, 본 발명의 냉연 강판은, 높은 영률을 가지므로, 종래의 강판보다도 판 두께를 감소시키는 것, 즉, 경량화가 가능해져, 지구 환경 보전에 기여할 수 있다. 또한, 본 발명의 냉연 강판은, 형상 동결성도 개선되므로, 자동차용 부재 등의 프레스 부품에의 고강도 강판의 적용이 용이해진다. 또한, 본 발명의 강판을 성형, 가공하여 얻어진 부재는, 충돌 에너지 흡수 특성도 우수하므로, 자동차의 안전성의 향상에도 기여하는 점에서, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

Claims

질량％로,
C:0.0005∼0.0045％,
Mn:0.80∼2.50％,
Ti:0.002∼0.150％,
B:0.0005∼0.01％,
Si:0∼1.0％,
Al:0∼0.10％,
Nb:0∼0.040％,
Mo:0∼0.500％,
Cr:0∼3.000％,
W:0∼3.000％,
Cu:0∼3.000％,
Ni:0∼3.000％,
Ca:0∼0.1000％,
Rem:0∼0.1000％,
V:0∼0.100％,
P:0.15％ 이하,
S:0.010％ 이하,
N:0.006％ 이하,
이고,
하기 (1)식을 만족시키고,
잔량부가 철 및 불순물이고,
판 두께 1/4의 두께 위치에서의 {332}＜110＞ 방위의 랜덤 강도비 (A)가 3 이하, {557}＜9 16 5＞ 방위의 랜덤 강도비 (B) 및 {111}＜112＞ 방위의 랜덤 강도비 (C)가 모두 7 이상이고, 또한 {(B)/(A)≥5} 및 {(B)＞(C)}를 만족시키는, 냉연 강판.

상기 (1)식에 있어서,

임. Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 함.
제1항에 있어서,
질량％로,
Si:0.01∼1.0％,
Al:0.010∼0.10％
중 1종 또는 2종을 함유하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서,
질량％로,
Nb:0.005∼0.040％
를 함유하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서
질량％로,
Mo:0.005∼0.500％,
Cr:0.005∼3.000％,
W:0.005∼3.000％,
Cu:0.005∼3.000％,
Ni:0.005∼3.000％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서
질량％로,
Ca:0.0005∼0.1000％,
Rem:0.0005∼0.1000％,
V:0.001∼0.100％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서
압연 직각 방향의 영률이 225㎬ 이상, 압연 방향 및 압연 방향에 대해 45°방향의 영률이 모두 206㎬ 이상이고, 또한 평균 r값이 1.4 이상인, 냉연 강판.
제1항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 전기 아연계 도금이 실시되어 있는, 전기 아연계 도금 냉연 강판.
제1항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금이 실시되어 있는, 용융 아연 도금 냉연 강판.
제1항에 기재된 냉연 강판의 표면에, 합금화 용융 아연 도금이 실시되어 있는, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판.
질량％로,
C:0.0005∼0.0045％,
Mn:0.80∼2.50％,
Ti:0.002∼0.150％,
B:0.0005∼0.01％,
Si:0∼1.0％,
Al:0∼0.10％,
Nb:0∼0.040％,
Mo:0∼0.500％,
Cr:0∼3.000％,
W:0∼3.000％,
Cu:0∼3.000％,
Ni:0∼3.000％,
Ca:0∼0.1000％,
Rem:0∼0.1000％,
V:0∼0.100％,
P:0.15％ 이하,
S:0.010％ 이하,
N:0.006％ 이하,
이고,
하기 (1)식을 만족시키고,
잔량부가 철 및 불순물인 강편을 1150℃ 이상으로 가열하고, 이어서 마무리 압연의 개시 온도를 1000∼1100℃로 하여, 1000∼950℃ 사이의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 4.4 이하로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행하고, 이어서, 하기 (3)식에서 구해지는 A3 변태 온도보다도 50℃ 낮은 온도 이상, 950℃ 이하의 온도 범위에서, 하기 (2)식에서 결정되는 형상비 (X)가 3.0∼4.2로 되는 압연을, 적어도 1패스 이상 행하고, 이어서 최종 압연 종료 후, 2s 이내에 냉각을 개시하고, 700℃까지의 온도 범위 내를 평균 냉각 속도 15℃/s 이상으로 냉각한 후, 500∼650℃의 온도 범위에서 권취하고, 이어서 산세를 행한 후, 압하율이 50∼90％인 냉간 압연을 실시하고, 실온으로부터 650℃까지의 온도 범위를 평균 가열 속도 2∼20℃/s로 가열하고, 또한 650℃∼700℃ 사이를 평균 가열 속도 2∼15℃/s로 가열하고, 이어서 700℃ 이상 900℃ 이하의 온도 범위 내에서 1초 이상 유지하는 어닐링을 행하는, 냉연 강판의 제조 방법.

상기 (1)식에 있어서,

임. Mn*＜0, B*＜0인 경우는, B*를 0으로 함.

상기 (2)식에 있어서,

L : 롤 직경(mm),
hin : 압연 롤 입구측의 판 두께(mm),
hout : 압연 롤 출구측의 판 두께(mm),
임.

상기 (3)식에 있어서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti. Nb, V, Al, B는, 각 원소의 함유량[질량％]임. Si, Al, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V의 함유를 의도하고 있지 않은 강판에 대해서는, 이들의 함유율을 0％로 하여 계산함.
제10항에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에 전기 아연계 도금을 실시하는, 전기 아연계 도금 냉연 강판의 제조 방법.
제10항에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는, 용융 아연 도금 냉연 강판의 제조 방법.
제10항에 기재된 방법으로 제조한 강판의 표면에, 용융 아연 도금을 실시한 후, 450∼600℃까지의 온도 범위에서 10s 이상의 열처리를 더 행하는, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판의 제조 방법.