KR20020073564A

KR20020073564A - 복합조직형 고장력 강판, 복합조직형 고장력 도금강판 및이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20020073564A
Application number: KR1020027009698A
Authority: KR
Inventors: 마쯔오까사이지; 하나자와가즈히로; 사까따게이; 시미즈데쯔오
Original assignee: 가와사끼 세이데쓰 가부시키가이샤
Priority date: 2000-11-28
Filing date: 2001-11-27
Publication date: 2002-09-27
Also published as: TW520398B; CN1193110C; EP1338667B1; EP1338667A4; AU776043B2; CN1419607A; AU2411802A; US20030129444A1; CA2398126A1; WO2002044434A1; EP1338667A1; DE60143907D1

Abstract

본 발명은, 질량%로, C: 0.01 ∼ 0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005 ∼ 0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01 ∼ 0.5% 를 함유하고, V와 C가, 0.5 ×C/12 ≤V/51 ≤3 ×C/12 인 관계를 만족하고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 주상인 페라이트상과, 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 함유하는 제2상으로 이루어진 조직을 가지는, 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 강판, 및 이 강판상에 용융아연도금을 가지는 복합조직형 고장력 용융아연도금 강판 및 이들 강판의 제조방법을 제안한다.

Description

복합조직형 고장력 강판, 복합조직형 고장력 도금강판 및 이들의 제조방법 {COMPOSITE STRUCTURE TYPE HIGH TENSILE STRENGTH STEEL PLATE, PLATED PLATE OF COMPOSITE STRUCTURE TYPE HIGH TENSILE STRENGTH STEEL AND METHOD FOR THEIR PRODUCTION}

최근, 지구환경 보전이라는 관점에서 자동차의 연비 개선이 요구되고, 또 차량 충돌시에 탑승자를 보호한다는 관점에서 자동차 차체의 안정성 향상도 요구되고 있다. 이 때문에 자동차 차체의 경량화와 강화라는 쌍방을 도모하기 위한 검토가 적극적으로 진행되고 있다.

자동체 차체의 경량화와 강화를 동시에 만족시키기 위해서는, 부품 소재를 고강도화시키는 것이 효과적이며, 최근에는 고장력 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있다.

강판을 소재로 하는 자동차 차체용 부품의 대부분은 프레스 가공에 의해 성형된다. 그래서, 사용되는 고장력 강판에는 우수한 프레스 성형성을 갖는 것이 요구된다. 프레스 성형성 향상을 위해서는, 강판의 기계적 특성으로 높은 랭크포드값(r치)과 높은 연성(El) 및 낮은 항복응력(YS)이 필요하다.

그러나, 일반적으로 강판을 고강도화시키면, r치 및 연성이 저하되고 프레스 성형성이 저하되는 동시에 항복응력이 상승되고 형상 동결성이 저하되어 스프링 백의 문제가 발생하기 쉽다.

또, 자동차 부품에는 적용 부위에 따라서는 높은 내식성도 요구되기 때문에, 종래부터 자동차 부품용 강판으로 내식성이 우수한 각종 표면처리 강판이 사용되어 왔다. 이러한 표면처리 강판 중 특히 용융아연 도금강판은, 재결정 소둔 및 도금을 동일 라인에서 실시하는 연속 용융아연 도금 설비를 통하여 제조되어 우수한 내식성과 저렴한 제조가 가능하다. 또, 용융아연 도금 후에 다시 가열 처리한 합금화 용융아연 도금강판은 우수한 내식성에 추가로 용접성이나 프레스 성형성도 우수하다는 면에서 널리 사용되고 있다.

자동차 차체를 더욱 경량화 및 강화하기 위해서는, 프레스 성형성이 우수한 고장력 냉연강판의 개발, 그리고 연속 용융아연 도금라인에 의해 우수한 내식성도 구비한 고장력 용융아연 도금강판의 개발이 요구되고 있다.

프레스 성형성이 양호한 고장력 강판의 대표예로는, 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트의 복합조직으로 이루어진 복합조직(dual-phase microstructure) 강판을 들 수 있다. 특히, 연속 소둔 후 가스젯 냉각으로 제조되는 복합조직 강판은 항복응력이 낮고 높은 연성과 우수한 베이킹 경화성을 겸비하고 있다. 상기 복합조직 강판은 가공성에 대해서는 대충 양호하지만, 엄격한 조건 하에서의 가공성, 특히 r치가 낮고 딥 드로잉 성형성이 떨어진다는 결점이 있었다.

또, 우수한 내식성을 부여하기 위해서, 용융아연 도금(galvanization)을 실시하는 경우 연속 용융아연 도금라인은 소둔 설비와 도금 설비를 연속화하여 설치하는 것이 일반적이다. 그래서, 용융아연 도금을 실시하는 경우, 소둔 후의 냉각은 도금온도의 제약을 받아 이보다 낮은 온도까지 일거에 내리지 못하고 중단된다. 그 결과, 평균 냉각속도도 필연적으로 작아진다. 따라서, 용융아연 도금강판을 연속 용융아연 도금라인에서 제조하는 경우, 냉각속도가 큰 냉각 조건 하에서 생성되는 마르텐사이트를 용융 도금 후의 강판 중에 생성시키기가 어렵다. 그래서, 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 갖는 고장력 용융아연 도금강판을 연속 용융아연 도금라인에서 제조하는 것은 일반적으로 어렵다.

이러한 불리한 조건 하에서 복합조직 강판의 r치를 크게 하여 딥 드로잉성을 개선하는 시도가 이루어지고 있다. 예컨대, 일본 특허공보 소55-10650호에는 냉간압연 후 재결정 온도∼A_c3변태점의 온도에서 상자 소둔을 실시하고, 그 다음에 복합조직으로 만들기 위해서 700∼800℃로 가열한 후 담금질(quenching) 및 뜨임 (tempering)을 수반하는 연속 소둔을 실시하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법에서는 연속 소둔시에 담금질 및 뜨임을 실시하기 때문에 항복응력이 높아서 낮은 항복비를 얻지 못한다. 이 높은 항복응력의 강판은 프레스 성형에 적합하지 않으며 또한 프레스 부품의 형상 동결성이 악화되는 결점이 있다.

또, 상기 높은 항복응력을 개선하기 위한 방법으로는 일본 공개특허공보 소55-100934호에 개시되어 있다. 이 방법은 높은 r치를 얻기 위해서, 먼저 상자 소둔을 실시하지만, 상자 소둔시의 온도를 페라이트(α)-오스테나이트(γ)의 2상 영역으로 하고, 균열(soaking)시에 α상에서 γ상으로 Mn을 농화(濃化)시킨다. 이 Mn 농화 상은 연속 소둔시에 우선적으로 γ상이 되어 가스젯 정도의 냉각속도에서도 혼합 조직을 얻을 수 있으며 또한 항복응력도 낮다. 그러나, 이 방법에서는 Mn 농화를 위해 α- γ의 2상 영역이라는 비교적 고온에서 장시간의 상자 소둔이 필요하고, 이 때문에 소둔시의 열 팽창에서 기인되는 코일 내부에서의 강판간의 밀착이 다수 발생하고, 템퍼컬러의 발생 및 노체의 내부 피복재의 수명 저하 등 제조 공정상 많은 문제가 있다. 종래에는, 이와 같이 높은 r치와 낮은 항복응력을 겸비한 고장력 강판을 공업적으로 안정적으로 제조하기가 어려웠다.

또한, 일본 특허공보 평1-35900호에는, 0.012질량% C - 0.32질량% Si - 0.53질량% Mn - 0.03질량% P - 0.051질량% Ti의 조성을 갖는 강을 냉간 압연한 후 α- γ의 2상 영역인 870℃로 가열한 후, 100℃/s의 평균 냉각속도로 냉각시킴으로써, r=1.61, YS=224MPa, TS=482MPa의 매우 높은 r치와 낮은 항복응력을 갖는 복합조직형 냉연강판의 제조가 가능해지는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 100℃/s라는 높은 냉각속도는, 통상적인 냉간압연 후의 연속 소둔 라인 또는 연속 용융아연 도금라인에서 사용되는 가스젯 냉각에서는 달성하기 어려워서 물 담금질(water quenching)설비가 필요한 것 이외에, 물 담금질한 강판은 표면 처리성의 문제가 있기 때문에 제조 설비상 및 재질상의 문제가 있다.

또, 복합조직형 용융아연 도금 고장력 강판을 제조하는 시도도 이루어지고 있다. 종래 복합조직형 용융아연 도금 고장력 강판을 제조하는 방법으로는, Cr이나 Mo라는 경화능을 높이는 합금원소를 다량으로 첨가한 강을 사용하고, 저온 변태상의 생성을 쉽게 하는 방법이 일반적이다. 그러나, 상기 합금원소를 다량으로 첨가하는 것은 제조비용의 상승을 초래하여 바람직하지 않다.

또한, 일본 특허공보 소62-40405호에 개시되어 있는 바와 같이 연속 용융아연 도금라인에서의 소둔 후나 도금 후의 냉각에서의 냉각속도를 규정함으로써 복합조직형 용융아연 도금 고장력 강판을 제조하는 방법도 제안되어 있다. 그러나, 이러한 방법은 연속 용융아연 도금라인의 설비상의 제약 면에서 현실적이지 못하므로, 이 방법으로 얻은 강판의 연성도 충분하다고는 할 수 없다.

본 발명은 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 강판에 관한 것으로, 특히 강판의 인장강도가 440MPa 이상인 자동차용 강판 등의 용도에 적합한 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판 및 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판 및 이들 제조방법에 관한 것이다.

도 1a는 강 중의 V 및 C 함유량이 랭크포드값(r치)에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 1b는 강 중의 V 및 C 함유량이 항복비(YR=항복응력(YS)/인장강도(TS) ×100(%))에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 2a는 TS: 590MPa급과 TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판에서 Nb, Ti, V 첨가량의 관계가 인장강도(TS)에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 2b는 TS: 590MPa급과 TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판에서 Nb, Ti, V 첨가량의 관계가 랭크포드값(r치)에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

본 발명은 상기 문제를 해결한 높은 r치를 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판, 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판 및 이들 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명에서 「용융아연 도금강판(galvanized steel sheet)」이라고 표기하고 있는 것은, 아연 이외에 알루미늄 등을 함유한 용융아연 도금을 실시한 용융아연 도금강판이나, 용융아연 도금 후 소지강판의 철을 도금층에 확산시키기 위한 가열 합금화 처리를 실시한 합금화 용융아연 도금강판도 포함한다.

본 발명자들은 상기 과제를 달성하기 위해서, 강판의 미세조직 및 재결정 집합조직에 미치는 합금원소의 영향에 대해서 예의 연구를 거듭한다. 그럼으로써,강 슬래브 중의 C를 낮은 함유량으로 제한하는 동시에 C 함유량과의 관계에서 V 함유량의 적정화를 도모함으로써, 재결정 소둔 전에는 강 중의 C를 V계 탄화물로 석출시켜 고용 C를 최대한 저감시키고 {111} 재결정 집합조직을 발달시킴으로써 높은 r치를 얻는 것, 또 계속해서 α- γ의 2상 영역으로 가열함으로써 V계 탄화물을 용해시키고 오스테나이트 중에 C를 농화시킴으로써 그 다음의 냉각과정에서 마르텐사이트가 생성되기 쉬워지는 결과, r치가 높고 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판 및 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판을 안정적으로 제조할 수 있음을 발견하였다.

먼저, 본 발명자들이 실시한 기초적인 실험 결과에 대해서 설명한다.

여기에서는, TS: 590MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판 및 TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판에 대해서 실험한다.

먼저, TS: 590MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판의 기초 실험은 다음과 같은 조건에서 실시한다. 질량%로, C: 0.03%, Si: 0.02%, Mn: 1.7%, P: 0.01%, S: 0.005%, Al: 0.04%, N: 0.002%를 기본 조성으로 하고, 여기에 V를 0.03∼0.55질량% 범위로 첨가함으로써, 다른 V 함유량을 갖는 각종 시트 바에 대해서 1250℃로 가열-균열한 후 마무리 압연 종료온도가 900℃가 되도록 3 패스 압연을 실시하여 판두께 4.0㎜의 열연판으로 한다.

또한, 질량%로, C: 0.03%, Si: 0.02%, Mn: 1.7%, P: 0.01%, S: 0.005%, Al: 0.04%, N: 0.002%를 기본 조성으로 하고, 여기에 V, Nb, Ti를 각각 질량%로, 0.03∼0.04, 0.01∼0.18, 0.01∼0.18 범위로 첨가함으로써, 0.5×C[질량%]/12≤(V[질량%]/51 ＋ 2×Nb[질량%]/93 ＋ 2×Ti[질량%]/48)≤3×C[질량%]/12를 만족시키고, 다른 (2×Nb[질량%]/93 ＋ 2×Ti[질량%]/48)/(V[질량%]/51)의 값을 갖는 각종 시트 바에 대해서도 동일하게 처리한다.

또, 상기 마무리 압연 종료 후, 코일 권취 처리로서 650℃ ×1h의 보온처리를 실시한다. 계속해서, 압하율 70%의 냉간압연을 실시하여 판두께 1.2㎜의 냉연판으로 한다. 이어서, 이들 냉연판에 850℃에서 60s의 재결정 소둔을 실시한 후 30℃/s의 냉각속도에서 냉각시킨다.

그리고, TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판의 기초 실험은 다음과 같은 조건에서 실시한다.

질량%로, C: 0.04%, Si: 0.70%, Mn: 2.6%, P: 0.04%, S: 0.005%, Al: 0.04%, N: 0.002%를 기본 조성으로 하고, 여기에 V, Nb, Ti를 각각 질량%로, 0.02∼0.06, 0.01∼0.12, 0.01∼0.12 범위로 첨가함으로써, 0.5×C[질량%]/12 ≤(V[질량%]/51 ＋ 2×Nb[질량%]/93 ＋ 2×Ti[질량%]/48)≤3×C[질량%]/12를 만족시키고, 다른 (2×Nb[질량%]/93 ＋ 2×Ti[질량%]/48)/(V[질량%]/51)의 값을 갖는 각종 시트 바에 대해서 1250℃로 가열 및 균열한 후 마무리 압연 종료온도가 900℃가 되도록 3 패스 압연을 실시하여 판두께 4.0㎜의 열연판으로 한다. 또, 마무리 압연 종료 후, 코일 권취 처리로서 650℃ ×1h의 보온처리를 실시한다. 계속해서, 압하율 70%의 냉간압연을 실시하여 판두께 1.2㎜의 냉연판으로 한다. 이어서, 이들 냉연판에 850℃에서 60s의 재결정 소둔을 실시한 후 30℃/s의 냉각속도에서 냉각시킨다.

얻은 냉연강판에 대해서 인장시험을 실시하여 인장 특성을 조사한다. 인장시험은 JIS 5호 인장시험편을 사용하여 실시한다. r치는 압연방향(r_L), 압연방향으로 45도 방향(r_D) 및 압연방향으로 수직(90도) 방향(r_C)의 평균 r치{=(r_L＋r_C＋2 ×r_D)/4}로 구한다.

도 1a 및 도 1b는 V를 함유하고 Nb 및 Ti를 함유하지 않은 강 슬래브를 사용하여 제조한 TS: 590MPa급의 냉연강판에서 강 슬래브 중의 V 함유량이 냉연강판의 r치와 항복비(YR=항복응력(YS)/인장강도(TS) ×100(%))에 미치는 영향을 나타내기 위한 도면이다. 가로축은 도 1a 및 도 1b 모두 V 함유량과 C 함유량의 원자비 ((V/51)/(C/12))이고, 세로축은 도 1a가 r치, 도 1b가 항복비(YR)이다.

도 1a 및 도 1b에서, 강 슬래브 중의 V 함유량을 C와의 원자비로 하여 0.5 ∼3.0 범위로 제한함으로써, 높은 r치와 낮은 항복비를 얻고 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조가 가능해짐을 알 수 있게 된다.

본 발명의 강판에서는 재결정 소둔 전에는 고용 C 및 N이 적고 {111} 재결정 집합조직이 강하게 발달하기 때문에 높은 r치를 얻을 수 있음을 발명자들은 알아냈다. 또, α- γ의 2상 영역에서 소둔함으로써 V 탄화물이 용해되어 고용 C가 오스테나이트상으로 다량 농화되고, 그 다음의 냉각과정에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 쉽게 변태될 수 있어 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻을 수 있음을 발명자들은 알아냈다.

여기에서, 종래에는 탄화물 형성 원소로서 Ti 및 Nb가 주로 사용되어 왔으나, 본 발명자들은 고온영역에서의 소둔에 의해 유효하게 고용 C를 얻기 위해서, 탄화물의 용해도가 Ti 및 Nb보다 높은 V에 착안하였다. 즉, V 탄화물은 Ti 탄화물 및 Nb 탄화물보다 고온 소둔시에 쉽게 용해되는 결과, α- γ의 2상 영역에서 소둔함으로써 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되기에 충분한 양의 고용 C를 얻을 수 있음을 발견하였다. 또한, 이 현상은 V에 의해 가장 현저히 발생되지만, Nb, Ti를 복합 첨가함으로써 동일하게 얻을 수 있음도 명확해졌다.

본 발명은 이들 지견에 의한 것이지만 또한 다음과 같은 지견도 얻어 더욱 진보된 발명에 이르렀다.

발명자들은 V에 추가하여 Nb 및 Ti를 함유한 강 슬래브를 사용하여 제조한 TS: 590MPa급과 TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판의 r치에 대해 비교한 결과, 다음 사항이 명확해진다. 도 2a 및 도 2b는 V, Nb 및 Ti를 함유한 강 슬래브를 사용하여 제조한 TS: 590MPa급과 TS: 780MPa급의 냉연강판에서 강 슬래브 중의 V, Nb 및 Ti의 함유량이 냉연강판의 인장강도(TS)와 랭크포드값(r치)에 미치는 영향을 나타내기 위한 도면이다. 가로축은 도 2a 및 도 2b 모두 V 함유량과 Nb 및 Ti의 함유량의 원자비(2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)이고, 세로축은 도 2a가 인장강도(TS), 도 2b가 r치이다.

그 결과에 따르면, TS: 780MPa급에서는 다량의 고용 강화 원소로 고강도화를 도모하고 있기 때문에, 고용 C량의 증가 등에 따라 TS: 590MPa급에 비하여 r치가 저하된다. 그러나, TS: 780MPa급에서는 (2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)을 1.5 이상의 범위로 함으로써, r치가 현저히 향상됨을 알 수 있다. 이러한 TS:780MPa급에서 (2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)을 1.5 이상의 범위로 함으로써 r치가 현저히 향상되는 특징은 TS: 590MPa급에서는 확인되지 않는다.

상세한 원인은 명확하지 않지만, TS: 780MPa급과 같이, 고용 C 등, r치를 저하시키는 요인이 되는 원소를 다량으로 함유하는 계에서는, V에 비하여 Nb나 Ti쪽이 고용 C, N을 화합물로 석출하기 쉽고, 열간압연 후의 고용 C, N량이 소량이 되기 때문에 r치가 향상된 것으로 볼 수 있다. 또, (2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48) /(V/51)이 15를 초과하는 범위에서는 TS가 현저히 저하되기 때문에, TS: 780MPa급의 복합조직형 고장력 냉연강판을 얻기에 바람직하지 않다. 그 이유는 V 탄화물에 비하여 Nb 탄화물이나 Ti 탄화물이 용해되기 어렵기 때문에, V에 비하여 Nb와 Ti의 첨가량이 너무 많아지면, α- γ의 2상 영역에서의 소둔시에 오스테나이트상으로 농화되는 C량이 대폭으로 감소되어 냉각 후에 생성되는 마르텐사이트상이 연질화되기 때문이라고 볼 수 있다.

본 발명은 상기 지견에 따라 더 검토하여 완성된 것으로, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며, V와 C가 다음 식(ⅰ)의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,

주상(主相)인 페라이트상과 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 포함한 제2상으로 이루어진 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직(dual-phase)형 고장력 냉연강판.

0.5×C/12 ≤V/51 ≤3×C/12 (ⅰ)

(2) (1)에 있어서, 추가로 질량%로, Nb: 0 초과∼0.3% 와 Ti: 0 초과 ∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하며, V, Nb, Ti와 C가 식(ⅰ)을 대신하여 다음 식(ⅱ)의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.

0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48) ≤3×C/12 (ⅱ)

또, 바람직하게는 질량%로, Nb: 0.001∼0.3% 와 Ti: 0.001∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하로 하는 것이 좋다.

(3) (2)에 있어서, 추가로 질량%로, C: 0.03∼0.08%, Si: 0.1∼2.0%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하이고, V, Nb, Ti가

1.5 ≤(2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51) ≤15

의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량%로 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

(5) 질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며, V와 C가 다음 식(ⅲ)의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성로 구성된 강 슬래브를 열간 압연하고 계속해서 산세척한 후, 냉간 압연하고 그 다음에 A_c1∼A_c3변태점의 온도영역에서 연속 소둔하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.

0.5×C/12 ≤V/51 ≤3×C/12 (ⅲ)

(6) (5)에 있어서, 추가로 강 슬래브가 질량%로, Nb: 0 초과∼0.3%와 Ti: 0 초과∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하고, V, Nb, Ti와 C가 식(ⅲ)을 대신하여 다음 식(ⅳ)의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.

0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48) ≤3×C/12 (ⅳ)

또, 바람직하게는 질량%로, Nb: 0.001∼0.3%와 Ti: 0.001∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하로 하는 것이 좋다.

(7) (6)에 있어서, 추가로 강 슬래브가 질량%로, C: 0.03∼0.08%, Si: 0.1∼2.0%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하이고, V, Nb, Ti가

1.5 ≤(2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51) ≤15

의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.

(8) (5) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 추가로 강 슬래브가 질량%로 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

(9) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.

(10) (5) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, A_c1∼ A_c3변태점의 온도영역에서 연속 소둔 후에 용융아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.

(11) (10)에 있어서, 냉간압연공정과 A_c1∼ A_c3변태점의 온도영역에서 연속 소둔 공정 사이에 추가로 연속 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.

(12) (10) 또는 (11)에 있어서, 추가로 강 슬래브는 질량%로, 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

본 발명의 냉연강판 및 용융아연 도금강판은 인장강도(TS)가 440MPa 이상인 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 강판이다.

먼저, 본 발명의 냉연강판 및 용융아연 도금강판의 조성을 한정한 이유에 대해서 설명한다. 한편, 질량%는 단순히 %로 기재한다.

C: 0.01∼0.08%

C는 강판 강도를 증가시키고, 또한 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직 형성을 촉진시키는 원소로서, 본 발명에서는 복합조직 형성의 관점에서 0.01% 이상, 더욱 바람직하게는 0.015% 이상 함유할 필요가 있다. 또, TS: 540MPa 이상 및 TS: 780MPa 이상의 고강도화를 지향하는 경우에는, C는 각각 0.015% 이상, 0.03% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C가 0.08%를 초과하여 함유하면, {111} 재결정 집합조직의 발달을 저해시키고 딥 드로잉 성형성을 저하시킨다. 그래서, 본 발명에서는 C 함유량은 0.01∼0.08%로 한정한다. 강판 강도의 고강도화가 특히 필요한 경우 0.03∼0.08%로 하는 것이 바람직하다. 또, 딥 드로잉성이라는 관점에서는 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si: 2.0% 이하

Si는 강판의 연성을 현저히 저하시키지 않고 강판을 고강도화시킬 수 있는 유용한 강화 원소이지만, 그 함유량이 2.0%를 초과하면, 딥 드로잉성의 저하를 초래하는 동시에 표면 성상이 악화된다. 그래서, Si는 2.0% 이하로 한정한다. 또, TS: 780MPa 이상의 고강도화를 지향하는 경우에는, 필요한 강도를 확보하기 위해서 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 본 발명의 주목적인 TS: 440MPa이상의 고강도화를 도모하기 위해서는 0.01% 이상의 범위인 것이 바람직하다.

Mn: 3.0% 이하

Mn은 강을 강화시키는 작용이 있고, 또한 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻는 임계 냉각속도를 작게 하여 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직 형성을 촉진시키는 작용을 가지고 있으며, 재결정 소둔 후의 냉각속도에 따른 양을 함유시키는 것이 바람직하다. 또, Mn은 S에 의한 열간 균열을 방지하는 유효한 원소이기도 하기 때문에, 함유하는 S량에 따라 적당량 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 3.0%를 초과하면 딥 드로잉성 및 용접성이 저하된다. 그래서, 본 발명에서는 Mn 함유량은 3.0% 이하로 한정한다. 또, Mn 함유량은 0.5% 이상 함유시키는 것이 상기 효과를 현저히 발휘시키는 데에 바람직하고, 특히 TS: 780MPa 이상의 고강도화에는 1.0% 이상이 바람직하다. 또, 본 발명의 주 목적인 TS: 440MPa 이상의 고강도화를 도모하기 위해서는 0.1% 이상의 범위인 것이 바람직하다.

P: 0.10% 이하

P는 강을 강화시키는 작용이 있고, 원하는 강도에 따라 필요량 함유시킬 수 있으나, P 함유량이 0.10%를 초과하면 프레스 성형성이 저하된다. 그래서, P 함유량은 0.10% 이하로 한정한다. 또, 보다 우수한 프레스 성형성이 요구되는 경우에는, P 함유량은 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, TS: 780MPa 이상을 확보하기 위해서 C, Mn 등을 다량으로 함유하는 경우, 용접성의 저하를 방지하기 위해서 P 함유량은 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하다. 그리고, TS:440MPa 이상의 고강도화를 도모하기 위해서는 0.001% 이상의 범위인 것이 바람직하다.

S: 0.02% 이하

S는 강판 중에는 개재물로서 존재하고, 강판의 연성, 성형성, 특히 연신 플랜지 성형성의 저하를 초래하는 원소이다. 그래서, 될 수 있으면 저감하는 것이 바람직한데 0.02% 이하로 저감시키면 그다지 악영향을 미치지 않게 되기 때문에, 본 발명에서는 S 함유량은 0.02%를 상한값으로 한다. 또, 보다 우수한 연신 플랜지 성형성이 요구되는 경우, 또는 TS: 780MPa 이상을 확보하기 위해서 C, Mn 등을 다량으로 함유한 경우에, 우수한 용접성이 요구되는 경우에는 S 함유량은 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다. 한편, 제강 공정에서의 탈S 비용을 고려하면 S 함유량은 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005∼0.20%

Al은 강의 탈산 원소로서 첨가되고, 강의 청정도를 향상시키는 데에 유용한 원소이지만, 0.005% 미만인 경우에는 첨가의 효과가 없다. 한편, 0.20%를 초과하여 함유해도 한층 더 탈산 효과는 얻을 수 없으며 반대로 딥 드로잉성이 저하된다. 그래서, Al은 0.005∼0.20%로 한정한다. 또, 본 발명에서는 Al 탈산 이외의 탈산방법에 의한 용제방법을 배제하는 것이 아니라, 예컨대 Ti 탈산이나 Si 탈산을 실시해도 되고, 이들 탈산법에 의한 강판도 본 발명의 범위에 포함된다. 이 때 Ca나 REM 등을 용강에 첨가해도 본 발명의 강판의 특징은 조금도 저해되지않고, Ca나 REM 등을 함유한 강판도 본 발명의 범위에 포함되는 것은 물론이다.

N: 0.02% 이하

N은 고용 강화나 변형시효경화로 강판 강도를 증가시키는 원소이지만, 0.02%를 초과하여 함유하면, 강판 중에 질화물이 증가되고 그럼으로써 강판의 딥 드로잉성이 현저히 저하된다. 그래서, N은 0.02% 이하로 한정한다. 또, 프레스 성형성의 향상이 더 요구되는 경우에는 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하로 한다. 여기에서, 제강 공정에서의 탈N 비용을 고려하면 N 함유량은 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

V: 0.01∼0.5%이고 0.5×C/12 ≤V/51≤3×C/12

V는 본 발명에서 가장 중요한 원소로, 재결정 전에는 고용 C를 V 탄화물로써 석출 고정함으로써 {111} 재결정 집합조직을 발달시켜 높은 r치를 얻을 수 있다. 또한, V는 α- γ의 2상 영역 소둔시에는 V 탄화물을 용해시켜 고용 C를 다량으로 오스테나이트상으로 농화시키고, 그 다음의 냉각과정에서 쉽게 마르텐사이트 변태시킴으로써 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 갖는 복합조직 강판을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과는 V 함유량이 0.01% 이상, 더욱 바람직하게는 0.02% 이상이고 C 함유량과의 관계에서 0.5×C/12 ≤V/51에서 유효해진다. 한편, V 함유량이 0.5%를 초과하거나 C 함유량과의 관계에서 V/51＞3×C/12이면, α- γ의 2상 영역의 V 탄화물의 용해가 잘 일어나지 않게 되므로, 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻기 어렵다. 따라서, V 함유량은 0.01∼0.5%이고 0.5×C/12 ≤V/51≤3×C/12로 한정한다. 또, V/51≤2×C/12로 하는 것이 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻는 데에 바람직하다.

또, 상기 조성에 추가로 질량%로 Nb: 0 초과∼0.3% 및 Ti: 0 초과∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하고, V 함유량과 C 함유량이 0.5×C/12 ≤V/51≤3×C/12를 만족시키는 대신에 V, Nb, Ti의 각 함유량과 C의 함유량이

0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)≤3×C/12

의 관계를 만족시키는 것이 바람직하다.

Nb: 0 초과∼0.3% 및 Ti: 0 초과∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하고, V, Nb, Ti와 C가 0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)≤3×C/12의 관계를 만족시키는 것;

Nb 및 Ti는 V와 마찬가지로 탄화물 형성 원소로서, 상기 V와 동일한 작용을 갖는다. 즉, 재결정 전에는 고용 C를 Nb 및 Ti 탄화물로서 석출 고정함으로써 {111} 재결정 집합조직을 발달시켜 높은 r치를 얻을 수 있고, 또한 α- γ의 2상 영역에서의 소둔시에는 Nb 및 Ti 탄화물을 용해시켜 고용 C를 다량으로 오스테나이트상으로 농화시키고, 그 다음의 냉각과정에서 마르텐사이트 변태시킴으로써, 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 갖는 복합조직 강판을 얻을 수 있다. 단, Nb 및 Ti의 상기 기술한 효과는 V에 비하면 매우 작기 때문에, 강 슬래브 중에 V를 첨가하지 않고 Nb나 Ti만 첨가하는 것만으로는 본 발명의 효과인 딥 드로잉성을 충분히 높일 수는 없다.

따라서, Nb 및 Ti를 0을 초과하여 첨가하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 Nb 및 Ti 함유량이 각각 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 경우 C및 V 함유량의 관계에서 0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)인 것이 상기 효과를 발휘하는 데에 바람직하다. 한편, Nb 및 Ti의 단독 첨가 또는 복합 첨가의 합계로 0.3%를 초과하거나 또는 C와 V 함유량의 관계에서 (V/51 ＋ 2 ×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)＞3×C/12의 경우에는, α- γ의 2상 영역에서의 탄화물의 용해가 잘 일어나지 않게 되므로, 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻기 어려워진다. 따라서, Nb 및 Ti 중 어느 하나만 첨가하는 경우에는, 모두 0 초과∼0.3% 범위로 하고, 또 Nb 및 Ti를 복합 첨가하는 경우에는, 합계로 0.3% 이하로 하고, V 및 C의 관계에서 0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)≤3×C/12로 하는 것이 바람직하다.

한편, TS: 780MPa 이상의 고강도화를 도모하는 경우, 첨가하는 다량의 C, Mn 등의 고용강화 원소 등에 의해 딥 드로잉성은 저하되기 쉽다. 이 경우, 상기에 추가로 V, Nb나 Ti의 첨가량을 1.5 ≤(2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)≤15 범위로 하는 것이 바람직하다. (2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)을 1.5 이상의 범위로 하는 이유는 상세한 원인은 명확하지 않지만, V에 비하여 다량의 Nb나 Ti를 첨가함으로써, 열간압연 후의 탄화물 형성을 촉진시켜 고용 C량을 감소시키므로 {111} 재결정 집합조직이 쉽게 발달하기 때문이라고 생각된다. 또, TS: 780MPa 이상의 강도를 확보하기 위해서는, (2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)은 15 이하의 범위인 것이 바람직하다.

또, 본 발명에서는 상기 강 조성에 추가로 다음에 나타낸 A군 및 B군, 즉

A군: Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0 이하

B군: Cu, Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0 이하

중에서 1군 또는 2군을 함유하는 것이 바람직하다.

A군: Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0 이하

A군: Cr 및 Mo는 모두 Mn과 마찬가지로 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻는 임계 냉각속도를 작게 하여 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직 형성을 촉진시키는 작용을 가지고 있으며 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위한 바람직한 Cr, Mo의 함유량의 하한값은 Cr: 0.05%, Mo: 0.05%이다. 단, Cr, Mo 중 1종 또는 2종으로 합계 2.0% 초과하여 함유하면 딥 드로잉성이 저하된다. 그래서, A군: Cr, Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

B군: Cu, Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0% 이하

B군: Cu, Ni는 강을 강화시키는 작용이 있고 원하는 강도에 따라 필요량 함유할 수 있으나, Cu 및 Ni를 단독 첨가 또는 복합 첨가의 합계로 2.0%를 초과하면 딥 드로잉성이 저하되는 경향이 있다. 그래서, Cu, Ni는 1종 또는 2종을 합계로 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 효과를 얻기 위한 바람직한 Cu, Ni의 함유량의 하한값은 Cu: 0.05%, Ni: 0.05%이다.

한편, 본 발명에서는 상기 성분 이외에 대해서는 특별히 한정하고 있지 않으나, B, Ca, Zr, REM 등을 통상적인 강 조성의 범위 내이면 함유시켜도 전혀 문제는 없다.

여기에서, B는 강의 경화능을 향상시키는 작용을 갖는 원소로서 필요에 따라함유할 수 있다. 그러나, B 함유량이 0.003%를 초과하면 효과가 포화되기 때문에 B는 0.003% 이하가 바람직하다. 또, 보다 바람직한 범위는 0.001∼0.002%이다. Ca 및 REM은 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 가지며, 그럼으로써 강판의 연신 플랜지성(stretch-flanging property)을 향상시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과는 Ca 및 REM 중에서 선택된 1종 또는 2종의 함유량이 합계로 0.01%를 초과하면 포화된다. 그래서, Ca 및 REM 중 1종 또는 2종의 함유량은 합계로 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또 더욱 바람직한 범위는 0.001∼ 0.005%이다.

상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 불가피한 불순물로는, 예컨대 Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위로는 Sb: 0.01% 이하, Sn: 0.1% 이하, Zn: 0.01% 이하, Co: 0.1% 이하의 범위이다.

다음에 본 발명의 강판의 조성에 대해서 설명한다.

본 발명의 냉연강판은 조직이 주상인 페라이트상과 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 포함한 제2상으로 이루어진 조직을 갖는다.

낮은 항복응력(YS)과 높은 연성(El)을 가지며 우수한 딥 드로잉성을 갖는 냉연강판으로 만들기 위해서, 본 발명에서는 강판 조직을 주상인 페라이트상과 마르텐사이트상을 포함한 제2상의 복합조직으로 할 필요가 있다. 주상인 페라이트상은 면적율로 80% 이상, 따라서 제2상은 20% 이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상이 면적율로 80% 미만인 경우에는, 높은 연성을 확보하는 것이 어려워지고, 프레스 성형성이 저하되는 경향이 있기 때문이다. 또한, 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우에는 페라이트상을 면적율로 85% 이상, 따라서 제2상을 15% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 복합조직의 이점을 이용하기 위해서 페라이트상은 99% 이하로 할 필요가 있다.

또, 제2상으로 본 발명에서는 마르텐사이트상을 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상 함유할 필요가 있다. 마르텐사이트가 면적율로 1% 미만인 경우에는 낮은 항복응력(YS)과 높은 연성(El)을 동시에 만족시킬 수 없다. 더욱 바람직하게는 마르텐사이트상은 면적율로 3% 이상, 20% 이하이고, 더욱 양호한 연성이 요구되는 경우에는 마르텐사이트상은 면적율로 15% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 제2상은 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상 단독으로 하거나, 또는 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상과 부상(副相)으로 그 이외의 펄라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상 중 어느 하나의 혼합으로 할 수도 있으며 특별히 한정되지 않는다. 단, 이들 펄라이트상, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상은 상기 마르텐사이트상의 효과를 더욱 유효하게 발휘시키기 때문에 이들 상의 합계를 제2상의 조직에 대한 면적율로 50% 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 조직을 갖는 냉연강판 및 용융아연 도금강판은 낮은 항복응력이고 높은 연성을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 강판이다.

다음에, 본 발명의 냉연강판 및 용융아연 도금강판의 제조방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 제조방법에 사용되는 강 슬래브의 조성은 상기 기술한 냉연강판 및 용융아연 도금강판의 조성과 동일하므로 강 슬래브의 한정 이유에 대한 설명은생략한다.

본 발명의 냉연강판은, 상기 범위 내의 조성을 갖는 강 슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 만드는 열연공정, 이 열연판을 산세척하는 산세척공정, 이 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 만드는 냉연공정 및, 이 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연 소둔판으로 만드는 재결정 소둔공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다.

또, 본 발명의 용융아연 도금강판은 상기 범위 내의 조성을 갖는 강 슬래브를 소재로 하고, 이 소재에 열간압연을 실시하여 열연판으로 만드는 열연공정, 이 열연판을 산세척하는 산세척공정, 이 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 만드는 냉연공정 및, 이 냉연판에 재결정 소둔과 용융아연 도금을 실시하여 용융아연 도금강판으로 만드는 연속 용융아연 도금공정을 순차적으로 실시함으로써 제조된다. 또한, 필요에 따라 연속 용융아연 도금공정 전에 이 냉연강판에 소둔이나 산세척을 실시하는 공정을 실시함으로써 제조된다.

사용되는 강 슬래브는 성분의 마크로 편석을 방지하기 위해서 연속주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법으로 제조해도 된다. 또, 강 슬래브를 제조한 후 일단 실온까지 냉각시키고, 그 다음에 재가열하는 종래법에 추가로 냉각하지 않고 온편 상태 그대로 가열로에 삽입하는 방법이나 약간의 열을 유지한 후에 바로 압연하는 직송 압연ㆍ직접 압연하는 방법 등의 에너지 절약 공정도 문제없이 적용할 수 있다.

상기 소재(강 슬래브)를 가열하고 열간압연을 실시하여 열연판으로 만드는열연공정을 실시한다. 열연공정은 원하는 판두께의 열연판을 제조할 수 있는 조건이면 되고, 통상적인 압연 조건을 이용해도 특별히 문제는 없다. 또, 참고로 바람직한 열연조건을 다음과 같이 나타낸다.

슬래브 가열온도: 900℃ 이상

슬래브 가열온도는 석출물을 조대화시킴으로써 {111} 재결정 집합조직을 발달시키고 딥 드로잉성을 개선시키기 위해서 낮은 것이 바람직하다. 그러나, 가열온도가 900℃ 미만인 경우에는, 압연 하중이 증대되어 열간압연시에 트러블 발생의 위험성이 증대된다. 그래서, 슬래브 가열온도는 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 산화 중량의 증가에 따른 스케일 손실의 증대에 따른 생산률 저하 등 면에서 슬래브 가열온도의 상한값은 1300℃로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또, 슬래브 가열온도를 낮게 하고 또한 열간압연시의 트러블을 방지한다는 관점에서 열간압연시에 시트 바를 가열하는 이른바 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법임은 말할 것도 없다.

마무리 압연 종료온도: 700℃ 이상

마무리 압연 종료온도(FDT)는 냉간압연 및 재결정 소둔 후에 우수한 딥 드로잉성이 얻어지는 균일한 열연 모판 조직을 얻기 위해서 700℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 즉, 마무리 압연 종료온도가 700℃ 미만인 경우에는, 열연 모판 조직이 불균일해지는 동시에 열간압연시의 압연 부하가 높아져 열간압연시에 트러블 발생의 위험성이 증대되기 때문이다.

권취온도: 800℃ 이하

권취온도는 800℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 즉, 권취온도가 800℃를 초과하면 스케일이 증가되어 스케일 손실에 따라 생산률이 저하되는 경향이 있기 때문이다. 또, 권취온도는 200℃ 미만이 되면, 강판 형상이 현저히 불균일해지고 실제 사용시에 문제점을 발생시키는 위험성이 증대되기 때문에, 권취온도의 하한값을 200℃로 하는 것이 더욱 바람직하다.

이렇게 본 발명의 열연공정에서는 강 슬래브를 900℃ 이상으로 가열한 후, 마무리 압연 종료온도: 700℃ 이상으로 하는 열간압연을 실시하고, 800℃ 이하의 권취온도로 권취하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 열간압연공정에서는 열간압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해서 마무리 압연의 일부 또는 전부의 패스 사이에서 윤활 압연으로 해도 된다. 또한, 윤활 압연을 실시하는 것은 강판 형상의 균일화나 재질의 균일화라는 관점에서도 유효하다. 또, 윤활 압연시의 마찰 계수는 0.10∼0.25 범위로 하는 것이 바람직하다.

또한, 전후에 위치하는 시트 바끼리 접합하고 연속적으로 마무리 압연하는 연속 압연공정으로 하는 것이 바람직하다. 연속 압연공정을 적용하는 것은 열간압연의 조업 안정성이라는 관점에서도 바람직하다.

이어서, 열연판에 스케일 제거를 위해 산세척을 실시한다. 산세척 공정은 통상적인 방법에 따르면 되고, 산세척액으로는 예컨대 염산이나 황산계 처리액을 사용하는 것이 바람직하다.

그리고, 열연판에 냉간압연을 실시하여 냉연판으로 만든다. 냉간압연 조건은 원하는 치수 형상의 냉연판으로 만들 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않지만 냉간압연시의 압하율은 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만인 경우에는, {111} 재결정 집합조직이 발달하지 못하고 우수한 딥 드로잉성을 얻을 수 없기 때문이다.

본 발명의 냉간압연에서는 그 다음에 재결정 소둔공정에서 냉연판에 재결정 소둔을 실시하여 냉연 소둔판으로 한다. 재결정 소둔은 연속 소둔 라인에서 실시한다. 한편, 본 발명의 용융아연 도금강판에서는 냉간압연에 계속해서 상기 냉연강판을 연속 용융아연 도금라인에서 재결정 소둔 및 용융아연 도금을 실시하여 용융아연 도금강판으로 만든다. 이 때 재결정 소둔의 소둔온도는 A_c1∼A_c3변태점의 온도범위의 (α＋γ)의 2상 영역에서 실시할 필요가 있다. 그 이유는 (α＋γ)의 2상 영역에서 소둔을 실시함으로써, V, Ti나 Nb의 탄화물을 용해시켜 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 데에 충분한 양의 고용 C를 오스테나이트상에 분배하기 위함이다. 소둔온도가 A_c1변태점보다 낮으면 페라이트 단일상 조직으로 되어 마르텐사이트를 생성할 수 없게 되기 때문이고, 한편, A_c3변태점보다 높으면 결정립이 조대화되는 동시에 오스테나이트 단일상 영역으로 되어 {111} 재결정 집합조직이 발달하지 못하고 딥 드로잉성이 현저히 저하되기 때문이다.

여기에서, 본 발명의 냉간압연에서는 재결정 소둔시의 냉각은 마르텐사이트를 생성할 수 있고 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻기 위해서, 냉각속도 5℃/s 이상에서 실시하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 용융아연 도금강판에는 상기 재결정 소둔 후에는 380∼530℃의 온도영역으로 급랭시키는 것이 바람직하다. 급랭 정지 온도가 380℃ 미만인 경우에는 잘 도금되지 않고, 한편 530℃를 초과하면 도금 표면에 얼룩이 잘 발생하기 때문이다. 또, 냉각속도는 마르텐사이트를 생성할 수 있고 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 얻기 위해서, 5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 급랭 후에는 계속해서 용융아연 도금욕에 침지시켜 용융아연 도금한다. 이 때, 도금욕의 Al 농도는 0.12∼0.145질량% 범위로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 중의 Al 함유량이 0.12질량% 미만인 경우에는 합금화가 너무 진행되어 도금 밀착성(내파우더링성)이 저하되는 경향이 있기 때문이고, 한편 0.145질량%를 초과하면 잘 도금되지 않기 때문이다.

또, 용융아연 도금처리 후에 도금층의 합금화 처리를 실시해도 된다. 또, 합금화 처리를 하는 경우에는 도금층 중의 Fe 함유율이 9∼12%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다.

합금화 처리는 용융아연 도금처리 후 450∼550℃의 온도영역까지 재가열하여 용융아연 도금층의 합금화를 실시하는 것이 바람직하다. 합금화 처리 후에는 5℃/s 이상의 냉각속도에서 300℃까지 냉각하는 것이 바람직하다. 고온에서의 합금화는 마르텐사이트의 형성이 어려워지고 강판의 연성이 저하될 우려가 있으며, 한편 합금화 온도가 450℃ 미만인 경우에는 합금화 진행이 느려 생산성이 저하되는 경향이 있기 때문이다. 또한, 합금화 처리 후의 냉각속도가 극단으로 작은 경우에는 마르텐사이트의 형성이 어려워진다. 그래서, 합금화 처리 후부터 300℃까지의 온도범위에서의 냉각속도를 5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 도금성을 한층 더 개선할 필요가 있는 경우에는, 냉간압연 후 연속 용융아연 도금을 실시하기 전에 별도로 연속 소둔 라인에서 소둔하고, 계속해서 강판 표면에 생성된 강 중 성분의 농화층을 산세척으로 제거하고, 그 다음에 연속 용융아연 도금라인에서 상기 기술한 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 이 때, 산세척은 산세척 라인에서 실시하거나 또는 연속 용융아연 도금라인 내에 설치된 산세척조에서 실시해도 된다. 이 경우, 연속 소둔 라인의 분위기는 스케일 생성을 방지하기 위해서, 강판에 대하여 환원성 분위기인 것이 바람직하고, 일반적으로는 수% H₂를 함유하는 질소가스를 사용하면 된다. 연속 소둔 라인에서의 강판 도달온도는 강 성분에 따라 결정되는 A_c1변태점 이상에서 소둔을 실시하는 것이 바람직하다. 그 이유는 강판 표면에 합금원소의 농화를 촉진시키는 동시에 연속 소둔 라인에서 일단 복합조직을 형성함으로써 제2상에 합금원소를 농화시킬 필요가 있기 때문이다. 연속 소둔 라인에서 소둔된 후 강판은 강 중 성분의 P가 확산되어 강판 표면에 편석되는 동시에 Si, Mn, Cr 등이 산화물로서 농화될 경향이 있기 때문에, 이 강판 표면에 형성된 농화층을 산세척으로 제거하는 것이 바람직하다. 이어서, 연속 용융아연 도금라인에서 상기 기술한 바와 동일하게 소둔을 실시한다. 복합조직으로서의 특성을 발현시키기 위해서, 연속 용융아연 도금라인에서 실시하는 소둔은 A_c1∼A_c3변태점의 온도범위의 (α＋γ)의 2상 영역에서 실시되는 것이 바람직하다. 여기에서, 연속 소둔 라인이나 연속 용융아연 도금라인 모두 A_c1변태점 이상에서 소둔하는 이유는 상기 기술한 바와 같이 복합조직을 형성하기 위함이다. 일단 연속 소둔 라인에서 복합조직이라는 최종적인 조직으로 만들고 제2상이 되는 원소의 농화 장소를 만듦으로써, 어느 정도 그 장소에 합금원소를 농화시킬 수 있게 된다. 바람직하게는 최종 제품과 동일한 복합조직이 냉각 후에 얻어지면 되고, 이를 위해서는 합금원소를 입계의 3중점(3개의 결정립으로 형성된 입계의 교점) 부근에 농화시켜 두는 것이 더욱 바람직하다. 그 다음에 다시 연속 용융아연 도금라인에서 2상 영역에서 소둔하면 합금원소가 다시 제2상, 즉 γ상으로 농화되고, 냉각과정 중에 이 γ상이 마르텐사이트로 되기 쉬워진다. 또, 여기에서 말하는 합금원소란 Mn, Mo 등과 같은 치환형 합금원소로, 소둔공정의 온도에서는 비교적 잘 확산되지 않고 보다 농화되기 쉬운 상황을 만드는 것이 항복비를 내리기 위해서 필요하다.

또, 재결정 소둔공정 후의 냉연강판 및 도금처리 후 또는 합금화 처리 후의 용융아연 도금강판에는 형상교정, 표면조도 등을 조정하기 위해서 연신율 10% 이하의 조질(調質) 압연을 부가해도 된다. 또한, 본 발명의 냉연강판은 가공용 냉연강판으로서뿐아니라 가공용 표면처리 강판의 원판으로서도 적용할 수 있다. 가공용 표면처리 강판으로는, 상기 기술한 용융아연 도금강판(합금계를 포함함) 이외에 주석 도금강판, 에나멜 등을 들 수 있다. 수지 또는 유지 코팅, 각종 도장 또는 전기 도금 등의 처리를 실시해도 전혀 문제는 없다. 또한, 본 발명의 용융아연 도금강판에는 아연 도금 후 화성처리성, 용접성, 프레스 성형성 및 내식성 등과 같은 개선을 위해서 특수한 처리를 실시해도 된다.

표 1 내지 표 4에 나타낸 조성을 갖는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 만든다. 여기에서, 표 1 및 표 2에 나타낸 조성을 갖는 슬래브는 냉연강판에 관한 실험을 목적으로, 그리고 표 3 및 표 4에 나타낸 조성의 슬래브는 용융아연 도금강판에 관한 실험을 목적으로 각각 제조했다. 특히, 표 2 및 표 4에 나타낸 조성을 갖는 슬래브는 각각 TS: 780MPa 이상의 냉연강판 및 용융아연 도금강판을 얻는 것을 목적으로 제조한다. 다음에, 이들 강 슬래브를 1150℃로 가열한 후 마무리 압연 종료온도: 900℃, 권취온도: 650℃로 하는 열간압연을 실시하는 열연공정에 의해 판두께 4.0㎜의 열연 강대로 한다. 계속해서, 이들 열연 강대에 산세척하고 압하율: 70%로 냉간압연을 실시하는 냉연공정에 의해 판두께 1.2㎜의 냉연 강대, 즉 냉연판으로 만든다. 이어서, 표 1 및 표 2의 냉연강판에 각각 연속 소둔 라인에서 표 5 및 표 6에 나타낸 소둔온도에서 재결정 소둔을 실시한다. 얻은 냉연판에 추가로 연신율: 0.8%의 조질 압연을 실시한다. 그리고, 용융아연 도금강판에서는 표 3 및 표 4의 냉연판에 연속 용융아연 도금라인에서 각각 표 7 및 표 8에 나타낸 소둔온도에서 재결정 소둔을 실시하고, 그 다음에 용융아연욕 중 Al 농도 0.13%의 조건 하에서 용융아연 도금을 실시한다. 또, 일부의 강판(표 7의 강판 No.52, 68, 69, 70)에 관해서는 냉간압연 후에 연속 소둔 라인에서 830℃에서 소둔을 실시하고 나서 연속 용융아연 도금라인 내에서 산세척한 후, 소둔 및 용융아연욕 온도 480℃, 욕 중 Al 농도 0.13%의 조건 하에서 용융아연 도금을 실시하여 얻은 강대(용융아연 도금강판)에 추가로 연신율: 0.8%의 조질 압연을 실시한다. 또한, 표 7의 강판 75, 77에 대해서는 용융아연 도금을 실시한 후에 합금화 온도 520℃ 조건에서 합금화 처리를 실시한다.

얻은 강대로부터 시험편을 채취하고, 압연방향에 직교하는 단면(C단면)에 대해서 광학현미경 또는 주사형 전자현미경으로 미세조직을 촬영하고, 화상해석장치를 사용하여 주상인 페라이트의 조직 분율 및 제2상의 종류와 조직 분율을 구한다. 여기에서, 조직관찰용 시료는 경면 연마 후 2%의 HNO₃을 함유한 알콜용액으로 에칭을 실시한 후에 관찰에 사용한다. 또, 얻은 강대로부터 JIS 5호 인장시험편을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장시험을 실시하여 항복응력(YS), 인장강도(TS), 연신(El), 항복비(YR) 및 랭크포드값(r치)을 구한다. 이들 결과를 표 5 내지 표 8에 나타낸다.

표 5 및 표 6에 나타낸 결과에서 냉연강판의 본 발명 예는 모두 낮은 항복응력(YS), 높은 연신(El) 및 낮은 항복비(YR)를 가지며 또한 높은 r치를 나타내어,딥 드로잉 성형성이 우수한 동시에 인장강도(TS)가 440MPa 이상인 고장력을 갖는다. 반면에, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예에서는 항복응력(YS)이 높거나 연신(El)이 낮거나 또는 r치가 낮게 되어 있다. 특히, 표 6 중에 나타낸 TS: 780MPa 이상의 고강도 강판에서는 예컨대 V를 함유하고 Nb 및 Ti를 함유하지 않은 강 No.2-A를 사용하여 제조한 강판 No.28이나 V, Nb 및 Ti 전부를 함유하고 0.5 ×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)≤3×C/12의 관계식도 만족시키지만, (2 ×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51)이 1.5 미만인 강 No.2-I를 사용하여 제조한 강판 No.38에서는 고강도화에 수반되는 r치의 저하가 약간 보인다. 반면에, V, Nb 및 Ti 전부를 함유하고 0.5×C/12 ≤(V/51 ＋ 2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)≤3×C/12의 관계식을 만족시키는 동시에 1.5 ≤(2×Nb/93 ＋ 2×Ti/48)/(V/51) ≤1.5의 관계식도 만족시키는 강 No.2-B, 2-C, 2-D 및 2-E를 사용하여 각각 제조한 강판 No.29, 32, 33 및 34에서는 r치가 향상되어 있음을 알 수 있다.

또, 표 7 및 표 8에 용융아연 도금강판에 대해서 얻은 결과를 나타내고 있는데, 용융아연 도금강판의 경우에도 상기 기술한 냉연강판의 경우와 동일한 결과를 얻는다.

본 발명의 강판이면 용융아연 도금을 실시하는 제조방법에서도 우수한 특성을 얻을 수 있다.

본 발명에 따르면 우수한 딥 드로잉 성형성을 갖는 고장력 냉연강판 및 용융아연 도금강판을 안정적으로 제조할 수 있다는 산업상 현저한 효과를 발휘한다.본 발명의 냉연강판 및 용융아연 도금강판을 자동차 부품에 적용한 경우, 프레스 성형이 쉽고 자동차 차체의 경량화에 충분히 기여할 수 있는 효과도 있다.

Claims

질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며, V와 C가

0.5 ×C/12 ≤V/51 ≤3 ×C/12

의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,

주상인 페라이트상과 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 포함한 제2상으로 이루어진 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.
질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며,

추가로 질량%로, Nb: 0 초과∼0.3%와 Ti: 0 초과∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하고, V, Nb, Ti와 C가

0.5 ×C/12 ≤(V/51 ＋ 2 ×Nb/93 ＋ 2 ×Ti/48) ≤3 ×C/12

의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,

주상인 페라이트상과 조직 전체에 대한 면적율로 1% 이상의 마르텐사이트상을 포함한 제2상으로 이루어진 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.
제 2 항에 있어서, 질량%로, Nb: 0.001∼0.3%와 Ti: 0.001∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.
제 2 항에 있어서, 질량%로, C: 0.03∼0.08%, Si: 0.1∼2.0%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하이고, V, Nb, Ti가

1.5 ≤(2 ×Nb/93 ＋ 2 ×Ti/48)/(V/51) ≤15

의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 질량%로, 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하
질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하,S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며, V와 C가

0.5 ×C/12 ≤V/51 ≤3 ×C/12

의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연하고 계속해서 산세척한 후, 냉간 압연하고 그 다음에 A_c1∼A_c3변태점의 온도영역에서 연속 소둔하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.
질량%로, C: 0.01∼0.08%, Si: 2.0% 이하, Mn: 3.0% 이하, P: 0.10% 이하, S: 0.02% 이하, Al: 0.005∼0.20%, N: 0.02% 이하 및 V: 0.01∼0.5%를 함유하며,

추가로, Nb: 0 초과∼0.3%와 Ti: 0 초과∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하고, V, Nb, Ti와 C가

0.5 ×C/12 ≤(V/51 ＋ 2 ×Nb/93 ＋ 2 ×Ti/48) ≤3 ×C/12

의 관계를 만족시키고, 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연하고 계속해서 산세척한 후, 냉간 압연하고 그 다음에 A_c1∼A_c3변태점의 온도영역에서 연속 소둔하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서, 강 슬래브가 질량%로, Nb: 0.001∼0.3%와 Ti: 0.001∼0.3% 중 1종 또는 2종을 합계로 0.3% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서, 강 슬래브가 질량%로, C: 0.03∼0.08%, Si: 0.1∼2.0%, Mn: 1.0∼3.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하이고, V, Nb, Ti가

1.5 ≤(2×Nb/93＋2 ×Ti/48)/(V/51) ≤15

의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.
제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 강 슬래브가 질량%로, 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 냉연강판의 제조방법.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하
제 1 항에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.
제 2 항에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.
제 3 항에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.
제 4 항에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.
제 5 항에 기재된 강판 상에 용융아연 도금을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판.
제 6 항에 기재된 방법에서, 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 후에, 용융아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 16 항에 있어서, 상기 냉간압연공정과 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 공정 사이에, 추가로 연속 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 7 항에 기재된 방법에서, 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 후에, 용융아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 18 항에 있어서, 상기 냉간압연공정과 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 공정 사이에, 추가로 연속 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 8 항에 기재된 방법에서, 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 후에, 용융아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 20 항에 있어서, 상기 냉간압연공정과 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 공정 사이에, 추가로 연속 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 9 항에 기재된 방법에서, 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 후에, 용융아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 22 항에 있어서, 상기 냉간압연공정과 상기 A_c1∼ A_c3변태점 온도영역에서의 연속 소둔 공정 사이에, 추가로 연속 소둔 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.
제 16 항 내지 제 23 항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 강 슬래브는 질량%로, 다음에 나타낸 A군 및 B군 중 1군 또는 2군을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 복합조직형 고장력 용융아연 도금강판의 제조방법.

A군: Cr 및 Mo 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하

B군: Cu 및 Ni 중 1종 또는 2종을 합계로 2.0질량% 이하