KR20010017609A

KR20010017609A - 소성변형비 이방성계수가 낮은 저탄소 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20010017609A
Application number: KR1019990033200A
Authority: KR
Inventors: 백승철
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1999-08-12
Filing date: 1999-08-12
Publication date: 2001-03-05

Abstract

본 발명은 소성변형비 이방성계수가 낮은 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판에 관한 것으로, 냉연강판의 조성은 중량비로,

C : 0.015∼0.050

Mn : 0.010 이하

Ti : 0.002 내지 0.030

P : 0.020 이하

S : 0.015 이하

Si : 0.015 이하

Al : 0.04 이하

N : 0.004 이하

이고, 나머지는 Fe로 이루어져 있으며, 이러한 조성의 강을 1050 내지 1300 ℃에서 재가열하고, 마무리온도 890 내지 950 ℃, 권취온도 660 내지 750 ℃에서 열간압연 후, 65 내지 90 냉간압연하고, 균열온도 840 내지 870 ℃, 급냉대 냉각속도 20 내지 100 ℃/s, 과시효대 온도 350 내지 500 ℃에서 연속소둔한 후, 0.5 내지 2.0 의 조질압연함으로써, 변형 중에 각 방향의 두께 감소율이 균일하고 스트레칭성이 우수한 냉연강판에 관한 것으로, 특히 프레스가공이 용이하여 복잡한 자동차 부품의 성형에 유리한 냉연강판을 제공한다.

Description

소성변형비 이방성계수가 낮은 저탄소 냉연강판 및 그 제조방법{Low carbon cold rolled with low plastic deformation ratio and anisotropic coefficient}

본 발명은 소성변형비 이방성계수가 낮아서 변형 중에 각 방향의 두께 감소율이 균일하고 스트레칭성이 우수한 냉연강판에 관한 것으로, 특히 프레스가공이 용이하여 복잡한 자동차 부품의 성형에 유리한 냉연강판에 관한 것이다.

종래에, 프레스 성형에 의하여 제조되는 자동차 내판 및 외판의 재료로서, 성형을 완료할 때까지, 결함 없이 원하는 모양의 부품으로 원활히 성형하기 위하여 가공성이 우수한 냉연강판이 요구되었다.

이때, 소성변형비(r)는 두께 방향의 변형율에 대한 인장 방향의 변형율을 나타내는 값으로, 판재를 소정량으로 인장하였을 때의 두께 변화율을 나타내는 값이다. 또한, 소성변형비는 또한 재료를 압축 인장하였을 때, 두께 방향 변형율에 대한 폭방향 변형율의 비율을 나타내는 값이다.

따라서, 소성변형비가 크면, 큰 성형 후에도 두께 감소가 작으므로 가공성이 향상되는 것이다. 즉, 소성변형비가 크다는 것은 판재를 인장하였을 때, 두께가 상대적으로 적게 감소한다는 것을 의미하며, 이는 성형을 크게하여도 재료에 네킹(necking)이 발생하지 않는다는 것을 의미한다.

한편, 판재의 가공성을 향상시키기 위해서는, 연신율 및 소성변형비를 증가 시켜야 한다. 또한, 이러한 성질과 함께 가공성 정도를 나타내는 중요한 인자로 소성변형비 이방성계수가 있다.

이러한 소성변형비 이방성계수는 재료에 일축인장을 어느 방향으로 행하는 가에 따라 달라진다. 즉, 재료에 일축인장을 가하는 방향에 따라, 소성변형비의 정도가 달라지며, 이를 소성변형비 이방성계수이다. 일반적으로, 소성변형비 이방성계수를 측정하는 방법은 판재의 인장 방향이 압연 방향에 대하여 각각 0°, 45°, 90°일 때의 각각의 소성변형비(r₀, r₄₅, r₉₀)를 측정하고, 이러한 각각의 소성변형비를 다음식에 대입하여 소성변형비의 이방성계수(△r)를 구한다.

△r = (r₀+ r₉₀- 2r₄₅)/2

여기서, 판재의 소성변형비 이방성계수(△r)가 작다는 것은, 강판의 인장방향에 따른 두께 감소가 일정하다는 것을 의미하며, 이때 강판은 인장방향에 무관하게 균일한 변형분포를 갖게 된다는 것을 의미한다. 따라서, 강판이 인장방향에 무관하게 균일하게 변형되었을 때, 네킹의 발생이 억제되므로 강판의 스트레칭 특성이 향상되는 것이다.

종래에 자동차용 강판의 성형성을 향상시키기 위하여, 극저탄소강에 고용 C 및 N을 석출 시킬 수 있는 성분을 첨가한 IF 강을 개발하였다. 여기서, 극저탄소강은 탄소의 함량이 적은 강판을 의미하므로, 이러한 극저탄소강을 제조하기 위해서는, 제강 공정에서 장시간의 RH작업을 실시하여야 한다.

즉, 탄소의 함량이 작은 강에 Ti 나 Nb 등을 첨가하여 고용 C 및 N 을 석출시키면, 강중에 고용원소(C 및 N)가 감소하여 강판의 가공성이 향상된다. 그러나, 이러한 강판은 2차 가공 취성이 열등하고 또한 BH(Bake Hardening) 특성이 없는 단점을 갖는다. 즉, 1차 가공된 강판을 다시 2차로 가공할 때 파괴가 일어나는 현상을 2차 가공 취성 파괴라 하며, 이러한 현상은 강 중에 고용원소가 감소하여, 강의 결정립계가 약할 때 발생한다. 또한, BH 특성은, 예를 들어 자동차 도장 공정 시 강판이 가열될 때, 강 중의 고용원소가 성형 과정에 생기는 강 내부의 전위와 결합하면서 전위의 이동을 억제하여 항복강도가 상승하는 특성이다.

따라서, 강판을 자동차 부품으로 사용하기 위해서, 강판은 우수한 2차 가공 취성 및 BH 특성이 요구된다. 하지만 극저탄소강 내에서 고용원소가 거의 존재하지 않으므로, 2차 가공 취성이 열등하고 또한 BH 특성이 나타나지 않는다.

반면, Fe₃C 탄화물이 석출될 수 있는 양 이상의 고용 C 을 함유한 저탄소강의 내에는 고용탄소가 존재하므로 우수한 2차 가공 취성 및 BH 특성을 나타낸다. 그러나, 이러한 저탄소강은 소성변형비가 작고 소성변형비 이방성계수가 크므로 가공성이 열등하다는 단점을 갖는다.

한편, 이러한 문제를 해결하기 위하여, 상소둔법을 이용하여 소성변형비 이방성 계수가 낮은 이방성 강판이 개발되었다. 이러한 이방성 강판은 소성변형비 이방성계수가 낮으므로 스트레칭 특성을 향상시킬 수 있었지만, 평균 소성변형비가 1로서 매우 낮은 값을 나타내므로, 디프드로잉 특성이 열악하고, 생산성이 낮으며, 생산원가가 높다는 문제점이 있었다.

따라서, 상기와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 본 발명의 목적은, 소성변형비 이방성계수가 낮고, 2차 가공 취성이 우수하며, 또한 우수한 BH 특성을 구비한 저탄소 강판을 생산할 수 있는 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기의 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 고용탄소를 갖고 있음으로 2차가공취성이 우수하고 BH성이 있는 저탄소강의 소성변형비를 증가시키면서 소성변형비 이방성계수를 감소시켜 가공성이 우수한 저탄소강판을 연속소둔법으로 제조하는 것을 특징으로 한다.

도1은 소둔온도에 따른 소성변형비의 변화를 나타내는 그래프.

도2는 각 소둔온도에서 소둔한 강의 방위분포함수를 나타내는 그래프.

도3은 각 석출물의 크기를 나타내는 전자투과현미경의 사진.

도4는 TiC 석출물이 결정립의 성장을 억제하는 모양을 나타내는 전자투과현미경의 사진.

본 발명자는 용강의 성분, 열처리 조건, 조질압연의 조건에 따른 냉연강판의 재질 변화를 관찰한 결과 소성변형비 이방성계수가 낮아서 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판을 개발하였다. 이 강판의 요구되는 성분의 범위는 중량비로 다음과 같다.

C : 0.015∼0.050

Mn : 0.010 이하

Ti : 0.002 내지 0.030

P : 0.020 이하

S : 0.015 이하

Si : 0.015 이하

Al : 0.04 이하

N : 0.004 이하

이고, 나머지는 Fe로 이루어졌으며, 이때 Ti의 함량 범위는

48/12×N[] 〈 Ti[] 〈 48/32×S[]+48/12×N[]이다.

이와 같은 성분의 강을 1050 ℃ 내지 1300 ℃에서 재가열한 후, 열간압연한다. 열간압연시 마무리온도는 890 ℃ 내지 940 ℃로 하고, 권취온도는 660 ℃ 내지 750 ℃로 한다. 이러한 열간압연판을 냉간압연공정에서 65 내지 90 압연을 한 후 연속소둔을 실시한다. 냉간압연한 강판을 840 ℃ 내지 870 ℃에서 열처리하고, 20 ℃/s 내지 100 ℃/s의 냉각속도로 급냉한 후, 350 ℃ 내지 500 ℃에서 과시효 열처리한다.

한편, 연속소둔된 냉간압연강판은 0.5 내지 20 의 조질압연을 실시하여 항복점 현상을 제거하여 준다.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

저탄소 강판의 성형성을 확보하기 위해서, 강 중의 고용탄소를 최소화하여야 한다. 또한, 저탄소 강판의 고용탄소를 최소화하기 위해서는 Fe₃C를 최대한 많이 형성하여 한다.

강 중의 고용탄소가 0.015 이하일 때는, 강 중에 Fe₃C 형성이 어려우므로 강 중의 C는 0.015 이상으로 고용되어야 한다. 한편, 강 중의 C 함량이 0.05 을 초과하면 다량의 퍼얼라이트가 존재하므로, 강도가 크게 상승하는 반면 연신율이 저하되는 문제가 있으므로 강 중의 C 함량을 0.05 이하로 유지한다.

일반적으로, 저탄소강에서 Mn은 S의 석출을 위하여 첨가하는 원소이다. 강 중에 고용 S가 존재하면, 강의 열간압연 중 적열취성에 의한 표면균열을 발생시키므로, 고용 S을 완전히 석출시켜야 한다. 즉, 강 중에 형성된 FeS는 고온에서 용융되어 균열을 발생시키는 적열취성의 원인이 되므로, 강 중의 S 함량은 적어도 0.015 이하로 최소화시켜야 한다.

이를 위해, 종래의 저탄소강판에서 Mn은 0.01 내지 0.25 의 함량을 첨가하여, MnS로 고용 S를 석출시켰다. 그러나, Mn 성분이 많이 첨가되면, 강 중에 고용상태로 존재하는 Mn과 고용 C가 결합하여 Mn-C 쌍극자(Dipole)를 형성한다. 이와 같이, Mn-C 쌍극자가 형성되면, 강판 내에서 고용 C의 이동(확산)이 어려워지므로, 고용 C가 Fe₃C로 석출되는 것이 억제된다.

이와 같이 고용 C의 이동이 어려워지면, 소둔공정에서 압연판이 재결정될 때, {111} 집합조직이 억제되므로 소성변형비가 감소하고 소성변형비 이방성계수는 증가한다. 이는 {111} 집합조직 외의 다른 집합조직의 발달로 인하여 인장 방향이 압연 방향에 대하여 45°일 때의 소성변형비, 즉 r₄₅의 값이 크게 감소하기 때문이다. 결국, 저탄소강에서 Mn이 많으면 가공성이 나빠진다.

따라서, 본 발명에서는, 저탄소강판에서 가공성을 저해하는 Mn의 첨가를 최대한 줄이면서 S를 석출시키고자 한다. Mn을 0.01 이하로 최소화하여 가공성을 확보하는 반면에, 강 중에서, 적은 양의 Mn에 의해, 탈황이 되지 않고 강 중에 존재하게 되는 잔류 S는 Ti로 석출시키고자 한다.

강 중에 첨가된 Ti 원소는 강 중에 존재하는 S의 일부를 TiS로 석출시키는 역할을 하고, Ti에 의해서도 석출되지 않은 S는 Mn에 의하여 MnS로 석출된다. 따라서, 강 중의 S 함량이 낮으므로, FeS 형성에 의한 적열취성 현상이 일어나지 않게 한다.

본 발명에서 Ti을 첨가하는 다른 주요한 원인은 TiC 석출에 의하여, 강판의 소성변형비 이방성계수를 감소시키는 것이다. 저탄소 냉연강판은 연속소둔공정의 가열대에서 결정립이 재결정된다. 이때, 압연방향으로 〈110〉 방향을 갖는 α섬유형 집합조직의 결정립이 많이 형성되고, 재결정 후 온도가 더 증가하면, 결정립은 성장한다.

본 발명에 따른 강은 강 중에 2∼3nm 이하의 크기를 갖는 TiC 석출물이 존재하고, 이 석출물에 의하여 결정립계의 이동이 억제되어 결정립의 성장이 느리게 진행된다. 소둔온도가 증가하면, 다른 결정립의 성장이 억제되는 가운데, 결정립계 이동의 이동도(mobility)가 큰 {111}면을 갖는 결정립계만이 성장하므로 y 섬유형 집합조직이 발달한다.

최종적으로 Ti을 첨가하여, TiC 를 석출시킨 강판에서는 α섬유형 집합조직과 함께 y 섬유형 집합조직이 동시에 발달하게 된다. y 섬유형 집합조직을 갖는 강판은 소성변형비(r) 값이 높지만, 실제의 소둔된 강판의 집합조직은 {554}〈225〉이다. 이 집합조직을 갖는 강판은, 인장 방향이 압연 방향에 대하여 0°및 90°일 때 높은 소성변형비(r)의 값을 갖지만, 인장 방향이 압연 방향에 대하여 45°일 때 소성변형비(r)가 낮은 특징을 갖는다.

일반적인 소둔 냉연강판에서는 인장 방향이 압연 방향에 대하여 45°일 때 소성변형비(r)가 가장 낮다. 반면, α섬유형 집합조직을 갖는 강판은 인장 방향이 압연 방향에 대하여 0°및 90°일 때 소성변형비(r)가 낮고 45°일 때 소성변형비(r)가 높다.

이러한 이유로 α섬유형 집합조직과 y 섬유형 집합조직이 동시에 발달하는 강판은 각 방향에서 소성변형비 이방성 계수가 낮은 값을 나타낼 수 있는 것이다.

본 발명에 따르면, Ti 첨가를 통하여 적절한 양의 TiC를 석출하여 결정립의 성장 및 집합조직을 제어함으로써, α섬유형 집합조직과 y 섬유형 집합조직이 동시에 발달된 소성변형비 이방성계수가 낮은 저탄소강을 제조할 수 있다.

그러나, TiC의 석출물이 너무 많으면 재결정온도가 증가하고 결정립 성장이 너무 억제되어 연산율 및 소성변형비(r)의 값이 감소한다. 이 때문에 Ti의 함량을 0.002 내지 0.030 으로 제한하였다.

한편, TiC 석출물의 수가 너무 적으면 결정립 성장의 억제 효과가 적어지고 TiC 석출물의 수가 너무 많으면 {111}면을 갖는 결정립이 성장되지 않으므로 TiC 석출물의 수를 조절하는 것도 중요하다.

TiC의 석출물의 수는 N, S 및 Ti 함량에 의존하므로, 본 발명에서 각 성분에 따라 적당한 TiC를 석출할 수 있도록 Ti의 함량을 다음의 식에 의하여 결정한다.

48/12 ×N[] 〈 Ti[] 〈 48/32 ×S[] + 48/12 ×N[]

이 식의 유도과정은 다음과 같다. TiN의 석출온도는 1200℃ 이상이므로, TiN은 제강 공정 및 열간 압연의 재 열처리공정에서 석출한다. N을 석출하고도 강에 남아있는 Ti는 열연공정에서 S 및 C과 반응하여 석출물을 형성한다. 이 때문에 TiC를 석출하기 위하여는 N을 석출할 수 있는 양보다 Ti가 많아야 한다. 또한, S를 석출할 수 있는 양보다 Ti를 많이 첨가하면 S를 석출하고도 남아있는 Ti가 전부 TiC로 석출되어 TiC의 수가 너무 많아지므로 N과 S를 석출시킬 수 있는 Ti 양보다 적게 첨가하여야 한다.

이와 같이, Ti를 첨가할 때 전체 N을 석출시키고도 남아있는 Ti가 S 및 C와 각각 결합하여 적정한 양의 TiC를 석출시키도록 Ti함량 범위를 위의 식과 같이 결정한다.

강 중에 P가 많으면, 강판의 항복강도가 증가하여 스프링백 현상이 커지므로 P는 0.02 이하로 유지시킨다. 그리고, Si 함량도 많으면, 항복강도가 증가하므로 0.015 이하로 유지한다.

이와 같은 성분으로 용해한 강을 열간압연하며 열간압연은 강의 Ar₃온도 이상에서 강의 조직이 오스테나이트 상태일 때 압연한다. 페라이트 영역에서 압연하면 {110}〈001〉 조직이 많이 형성되므로 최종적으로 가공성이 열화된다. 이러한 현상을 방지하기 위하여, 열간압연의 마무리 온도는 880∼950 ℃로 한다.

또한, 열간압연 후 코일의 권취온도는 권취 상태에서 탄화물 형성이 원활하여 고용탄소를 최소화시키도록 고온으로 한다. 이 과정에서 고용탄소를 최소화시키는 것은 열연강판을 압연 한 후 소둔할 때 {111} 재결정 집합조직을 잘 발달시키기 위한 것이다. 즉, 소둔 중에 고용탄소가 적어야 {111} 집합조직이 발달한다.

{111} 집합조직이 잘 발달하면 소성변형비가 증가하므로 프레스 가공에 유리하게 된다. 이러한 이유로 열연강판의 권취온도를 660∼750℃로 하였다.

상온까지 냉각된 열연강판을 산으로 세정하고 냉간압연한 후 소둔한다. 소둔 중에 재결정 형성이 쉽게 이루어지게 큰 압하율로 압연하며 {111} 재결정 집합조직이 잘 발달되는 온도 영역에서 소둔한다. 냉간압연하는 공정에서 압연은 65 내지 90 의 압하율로 실시한다. 연속소둔 조건 중 균열대 온도는 840 내지870 ℃로 한다. 균열대 이후에 강판은 급냉대 및 과시효대를 거치게 되는데, 이것은 탄화물을 형성시키고 일정량의 고용탄소를 강 중에 남게하기 위함이다. 급냉대에서 20 내지 100 ℃/s 속도로 냉각된 강 내에 과잉의 고용탄소가 존재하다가 대부분은 과시효대에서 Fe₃C로 석출되고 일정량 고용탄소로 강 내에 남아 있는다. 남아있는 고용탄소에 의하여 강의 BH 특성이 생기게 된다. 과시효대는 탄화물을 안정적으로 석출시키는 온도로 유지해야 하므로, 과시효대 온도를 350 내지 500 ℃로 한다.

열처리된 냉각압연판에 있는 고용원소에 의하여 항복점현상이 발생한다. 항복점현상이 있는 강판으로 자동차 부품을 성형하면 스트레쳐스트레인 결함이 발생할 가능성이 있으므로 조질압연에 의하여 항복점현상을 제거하여야 한다. 조질압연의 압하율이 적으면 항복점현상을 완전히 제거할 수 없고, 항복점현상이 너무 크면 항복강도가 증가하여 스프링백이 커지므로 적정한 압하율로 조질압연을 실시하여야 한다. 본 발명에서는 0.5 내지 2.0 의 조질압연을 실시하여 항복점현상을 제거한다.

이하는 본 발명의 실시예를 설명한다.

하기 표1은 본 발명에 따른 강(Ti1, Ti2)의 조성과 비교예로 사용되는 강(A1 내지 Zr2)의 조성을 나타낸다.

표1

표1에 나타난 강들을 용해하고 열간압연을 실시하였다. 열간압연시 재가열 온도는 1250 ℃, 마무리온도는 910 ℃, 권취온도는 720 ℃로 작업하였다. 열간압연판의 표면 산화층을 산으로 세척하여 제거한 후, 75 냉간압연을 실시하였다.

냉간압연한 강판을 연속 어닐링로에서 열처리하였다. 열처리시 균열대의 온도는 850 ℃이고 균열대에서 유지시간은 28 초로 하였다. 과시효대 온도는 400 ℃이었다. 열처리 후 1.4 의 압하율로 조질압연을 실시하였다.

하기 표2는 표1의 성분으로 제조한 냉연강판의 재질을 측정한 결과이다.

본 발명에 따르면, 강의 소성변형비 이방성계수(△r)가 비교재에 비하여 매우 낮은 것을 알 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 강은 소성변형비 이방성계수가 낮으므로 변형 중에 각 방향의 두께 편차가 감소하여 균일하게 변형되고 또한 스트레칭성이 우수한 특성을 나타낸다.

비교강 중에서 특수원소를 첨가하지 않은 강(A1), B을 첨가한 강(B1) 및 Zr을 첨가한 강(Zrl)과 본 발명의 강(Til)을 재질변화 및 집합조직의 변화면에서 관찰하였다. 도1은 상기 각각의 비교강들과 본 발명의 강의 소둔온도에 따른 소성변형비(r)의 값의 변화를 관찰한 결과이다. 소둔온도가 840 ℃일 때, 본 발명의 강에 있어서 소성변형비 이방성계수(△r)는 0이하로 낮아지는 매우 낮은 값을 나타낸다. 이러한 원인은 소둔온도에 따른 강판의 집합조직의 변화로 설명할 수 있다.

도2는 각 강판의 소둔온도에 따른 방위분포함수의 변화를 나타낸 결과로서, 본 발명의 강에서만 α섬유형 집합조직과 y 섬유형 집합조직이 동시에 발달하는 것을 보여 주고 있다. 이는, 비교강들과는 다르게 본 발명의 강에서만 α섬유형 집합조직과 y 섬유형 집합조직이 발달한 것은 본 발명의 강에 있어서의 TiC 석출물에 기인한다.

도3은 비교강들과 본 발명의 강에 존재하는 BN, MnS, (Zr,Mn)(N,S,O), TiS, TiN 및 TiC 석출물의 크기를 나타내는 사진이다. TiC 석출물에 비하여 다른 석출물은 크기가 크고 수가 적으나 TiC 석출물은 수가 많고 크기가 작아서 결정립 성장을 억제하는데 효과적이다.

또한, 도4는 본 발명에 따른 강(Ti1)을 소둔온도 800 ℃에서 소둔하였을 때, TiC 석출물이 결정립 성장을 억제하고 있는 사진이다. 소둔온도가 800 ℃일 때, 소둔 과정에서, TiC 석출물이 결정립 성장을 억제하고 있는 사진이다. 한편, 800 ℃의 소둔온도에서 소둔하였을 때, TiC 석출물이 효과적으로 결정립의 이동을 억제하다가 소둔온도가 840 ℃ 이상일 때 이동도가 큰 {111}면의 결정립이 급격히 성장하여 y 섬유형 집합조직이 발달한 것이다. 이러한 원리로 TiC 석출물을 본 발명의 조건으로 석출시켰을 때 소성변형비 이방성계수가 낮은 강을 제조할 수 있는 것이다.

상기와 같이 본 발명에 따르면, 소성변형비 이방성계수가 낮아서 스트레칭성이 우수한 저탄소 강판은 자동차 부품에 양호하게 적용될 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강을 사용하여 자동차 부품을 성형할 때 우수한 가공성으로 인하여 복잡한 모양의 부품을 용이하게 가공할 수 있다. 그리고, 저탄소강판의 우수한 BH성 및 2차 가공취성으로 인하여 자동차 부품의 안정성을 향상시킬 수 있는 특징이 있다.

이상, 상기 내용은 본 발명의 실시예를 단지 예시한 것으로 본 발명이 속하는 분야의 당업자는 첨부된 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 요지로부터 벗어남이 없이 본 발명에 대한 수정 및 변경을 가할 수 있다.

Claims

소성변형비 이방성계수가 낮은 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판에 있어서,

상기 냉연강판의 조성은 중량비로,

C : 0.015∼0.050

Mn : 0.010 이하

Ti : 0.002 내지 0.030

P : 0.020 이하

S : 0.015 이하

Si : 0.015 이하

Al : 0.04 이하

N : 0.004 이하

이고, 나머지는 Fe로 이루어진 것을 특징으로 하는 냉연강판.
제1항에 있어서, Ti의 조성 범위는 하기식,

48/12×N[] 〈 Ti[] 〈 48/32×S[]+48/12×N[]을 만족하는 것을 특징으로 하는 냉연강판.
소성변형비 이방성계수가 낮은 가공성이 우수한 저탄소 냉연강판의 제조 방법에 있어서,

중량비로,

C : 0.015∼0.050

Mn : 0.010 이하

Ti : 0.002 내지 0.030

P : 0.020 이하

S : 0.015 이하

Si : 0.015 이하

Al : 0.04 이하

N : 0.004 이하

이고, 나머지는 Fe로 이루어진 성분의 강을 1050 내지 1300 ℃에서 재가열하고, 마무리온도 890 내지 950 ℃, 권취온도 660 내지 750 ℃에서 열간압연 후, 65 내지 90 냉간압연하고, 균열온도 840 내지 870 ℃, 급냉대 냉각속도 20 내지 100 ℃/s, 과시효대 온도 350 내지 500 ℃에서 연속소둔한 후, 0.5 내지 2.0 의 조질압연하는 것을 특징으로 하는 냉연강판 제조 방법.
제3항에 있어서, Ti의 조성 범위는 하기식,

48/12×N[] 〈 Ti[] 〈 48/32×S[]+48/12×N[]을 만족하는 것을 특징으로 하는 냉연강판 제조 방법.