KR20120113791A

KR20120113791A - 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20120113791A
Application number: KR1020127021979A
Authority: KR
Inventors: 가네하루 오쿠다; 야스시 다나카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-03-26
Filing date: 2011-03-07
Publication date: 2012-10-15
Also published as: CN102822359B; EP2554687A4; JP4998757B2; CN102822359A; JP2011202251A; US20130008571A1; WO2011118421A1; EP2554687A1; KR101264574B1

Abstract

인장 강도가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 1.1 이상인 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판을 얻는다. 질량％ 로, C : 0.0005?0.040 ％, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 0.5?3.0 ％, P : 0.005?0.1 ％, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005?0.5 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 추가로, Nb : 0.5 ％ 이하, Ti : 0.5 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연에 의해 마무리 압연 출측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 550 ℃ 이상 720 ℃ 이하에서 권취하고, 냉각시켜 열연판을 얻고, 그 열연판에 산세 및 압하율 50 ％ 이상 85 ％ 이하의 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 그 냉연판에, 어닐링 온도 : 760 ℃ 이상 950 ℃ 이하에서 어닐링을 실시하고, 그 때 700 ℃ 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 변형을 부여한다.

Description

딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH STEEL PLATE HAVING SUPERIOR DEEP DRAWING CHARACTERISTICS}

본 발명은, 자동차용 강판 등의 용도에 유용한, 인장 강도가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO₂ 의 배출량을 규제하기 위해, 자동차의 연비 개선이 요구되고 있다. 추가로, 충돌시에 승무원의 안전을 확보하기 위해, 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이와 같이, 자동차 연비 개선을 목적으로 한 차체의 경량화 및 자동차 충돌 성능의 향상을 목적으로 한 차체의 강화가 적극적으로 진행되고 있다.

자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 만족시키기 위해서는, 강성에 문제가 되지 않는 범위에서 부품 소재를 고강도화하고, 판두께를 감소시키는 것에 의한 경량화가 효과적인 것으로 알려져 있고, 최근에는 고장력 강판이 자동차 부품에 적극적으로 사용되고 있다.

경량화 효과는 사용하는 강판이 고강도일수록 커지기 때문에, 자동차 업계에서는, 예를 들어 내판 및 외판용의 패널용 재료로서 인장 강도 (TS) 가 390 ㎫ 이상인 강판을 사용하는 동향이 있다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 상당수는, 프레스 가공에 의해 성형되기 때문에, 자동차용 강판은 우수한 프레스 성형성을 가지고 있는 것이 필요해진다. 그러나, 고강도 강판은, 통상적인 연강판에 비해 성형성, 특히 딥 드로잉성이 열등하므로, 자동차의 경량화를 진행시키는 데에 있어서의 과제로서, TS 가 390 ㎫ 이상이고 양호한 딥 드로잉 성형성을 겸비하는 고강도 강판의 요구가 높아지고 있다. 딥 드로잉성은 랭크포드값 (이하, r 값) 으로 평가되는데, r 값은 면내 이방성이 존재하는 점에서, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 1.1 이상인 것이 요구되고 있다.

고 r 값을 가지면서 고강도화하는 방법으로서, 극저 탄소 강판에 Ti, Nb 를 고용 탄소, 고용 질소를 고착시키는 양 첨가하고, IF 화 (Interstitial free) 한 강을 베이스로 하여, 이것에 Si, Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가하는 수법이 있고, 예를 들어 특허문헌 1 에 개시되는 기술이 있다.

특허문헌 1 은, C：0.002?0.015 ％, Nb：C ％×3?(C ％×8＋0.020 ％), Si：1.2 ％ 이하, Mn：0.04?0.8 ％, P：0.03?0.10 ％ 의 조성을 갖고, TS 가 35?45 kgf/㎟ 급 (340?440 ㎫ 급) 의 비시효성을 갖는 성형성이 우수한 고장력 냉연 강판에 관한 기술이다.

그러나, 이와 같은 극저 탄소강을 소재로 하는 기술에서는, TS 가 440 ㎫ 이상인 강판을 제조하고자 하면, 합금 원소 첨가량이 많아지고, 다량으로 고용 강화 성분을 첨가하면, r 값이 열화되므로, 고강도화를 도모할수록, r 값이 저하되는 문제가 있었다.

강판의 고강도화의 방법으로서, 전술한 바와 같은 고용 강화 이외에, 조직 강화법이 있다. 예를 들어, 연질인 페라이트와 경질인 마텐자이트로 이루어지는 복합 조직 강판인 DP (Dual-Phase) 강판이 있다. DP 강판은, 일반적으로 연성은 대체로 양호하고 우수한 강도-연성 밸런스 (TS×EL) 를 가지며, 또한 항복비가 낮은, 즉 인장 강도에 비해 항복 응력이 낮아, 프레스 성형시의 형상 동결성이 우수하다는 특징이 있지만, r 값이 낮아 딥 드로잉성이 열등하다. 이것은 결정 방위적으로 r 값에 기여하지 않는 마텐자이트가 존재하는 것 외에, 마텐자이트 형성에 필수인 고용 C 가 고 r 값화에 유효한｛111｝재결정 집합 조직의 형성을 저해하는 것에 의한 것으로 알려져 있다.

이와 같은 복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 시도로서, 예를 들어, 특허문헌 2, 특허문헌 3 의 기술이 있다.

특허문헌 2 는, 냉간 압연 후 재결정 온도?Ac₃ 변태점의 온도에서 상자 어닐링을 실시하고, 그 후, 복합 조직으로 하기 위해 700?800 ℃ 로 가열한 후, 퀀칭 탬퍼링을 실시한다. 그러나 이 방법에서는, 상자 어닐링 후, 연속 어닐링에 의해 퀀칭 (quenching) 탬퍼링을 실시하기 때문에, 제조 비용이 문제가 된다. 또 상자 어닐링은, 처리 시간이나 효율 면에서, 연속 어닐링이 열등하다.

특허문헌 3 의 기술은, 고 r 값을 얻기 위해서 냉간 압연 후, 먼저 상자 어닐링을 실시하고, 이 때의 온도를 페라이트 (α)-오스테나이트 (γ) 의 2 상역으로 하여, 그 후 연속 어닐링을 실시하는 것이다. 이 기술에서는, 상자 어닐링의 α-γ 2 상역에서의 균열시에 γ 상에 Mn 을 농화시킨다.

이 Mn 농화상은 그 후의 연속 어닐링시에 우선적으로 γ 상이 되고, 가스 제트 정도의 냉각 속도로도 복합 조직이 얻어지는 것이다. 그러나 이 방법에서는, Mn 농화이기 때문에 비교적 고온에서 장시간의 상자 어닐링이 필요하고, 그 때문에, 특허문헌 2 에서 기재한 문제점에 더하여, 추가로 강판 간의 밀착의 다발, 템퍼 컬러의 발생 및 노체 (爐體) 이너 커버의 수명 저하 등의 문제가 있다.

또, 특허문헌 4 는, 중량％ 로, C：0.003?0.03 ％, Si：0.2?1 ％, Mn：0.3?1.5 ％, Ti：0.02?0.2 ％ (단 (유효 Ti)/(C＋N) 의 원자 농도비를 0.4?0.8 로 한다) 를 함유하는 강을 열간 압연하고, 냉간 압연한 후, 소정 온도로 가열 후 급랭하는 연속 어닐링을 실시하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성 및 형상 동결성이 우수한 복합 조직형 고장력 냉연 강판의 제조 방법이다. 실시예에는, 0.012 ％ C-0.32 ％ Si-0.53 ％ Mn-0.03 ％ P-0.051 ％ Ti 의 조성의 강을 냉간 압연 후 α-γ 의 2 상역인 870 ℃ 로 가열 후, 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시킴으로써, r 값이 1.61, TS 가 482 ㎫ 인 복합 조직형 냉연 강판이 제조 가능하다는 것이 개시되어 있다. 그러나, 100 ℃/s 라는 높은 냉각 속도를 얻기 위해서는, 워터 퀀칭 설비가 필요한 것 외에, 워터 퀀칭된 강판은 표면 처리성이나 표면 성상의 열화가 우려되는 것이나, 제조 설비상 및 형상 불량의 문제가 있다.

딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법의 기술로서, 특허문헌 5의 기술이 있다. 이 기술은, 소정의 C 량을 함유하고, 평균 r 값이 1.3 이상, 또한 조직 중에 베이나이트, 마텐자이트, 오스테나이트 중 1 종류 이상을 합계로 3?100 ％ 갖는 고강도 강판을 얻는 것이고, 제조 방법으로는, 냉간 압연의 압하율을 30?95 ％ 로 하고, 이어서 Al 과 N 의 클러스터나 석출물을 형성함으로써 집합 조직을 발달시켜 r 값을 높이기 위한 어닐링 (r 값을 높이기 위해 평균 가열 속도 4?200 ℃／시간으로 가열하고, 최고 도달 온도 600?800 ℃ 로 하는 어닐링) 을 실시하고, 계속해서 조직 중에 베이나이트, 마텐자이트, 오스테나이트 중 1 종류 이상을 합계로 3 ％ 이상 갖도록 하기 위한 열처리 (Ac₁ 변태점 이상 1050 ℃ 이하의 온도까지 가열하는 열처리) 를 실시하는 것을 특징으로 하는 것이다. 이 방법에서는, 냉간 연연 후, 양호한 r 값을 얻기 위한 어닐링과, 조직을 만들기 위한 열처리를 각각 필요로 하고 있고, 또한 어닐링 공정에서는 최고 도달 온도에서의 유지 시간이 1 시간 이상이라는 장시간 유지를 필요로 하고 있어, 생산성이 열등하다.

또한 특허문헌 6 에서는, 질량％ 로, C：0.01?0.08 ％, V：0.01?0.5 ％ 를 함유하는 강으로, C 함유량과 V 함유량의 원자비의 적정화를 도모함으로써 복합 조직 강판의 r 값을 개선하는 기술이 개시되어 있다. 이 기술은 재결정 어닐링 전에 강 중의 C 를 V 계 탄화물로 석출시켜, 고용 C 를 최대한 저감시켜 고 r 값을 도모하고, 계속해서 α-γ 의 2 상역에서 가열함으로써 V 계 탄화물을 용해시켜 γ 상 중에 C 를 농화시키고 그 후의 냉각 과정에서 면적률로 1 ％ 이상의 마텐자이트를 포함하는 제 2 상을 생성시키는 것이다. 그러나, 열연판의 VC 의 석출 효율이 나빠, V 를 첨가해도 r 값 향상 효과가 적어, 양호한 r 값을 안정적으로 얻을 수 없었다.

특허문헌 7 은, 질량％ 로, C：0.03?0.08 ％ 를 함유하는 강으로, C 와 V, Ti, Nb 의 첨가 원자비를 제어하고, 특허문헌 6 과 마찬가지로, α-γ 의 2 상역에서 가열 중에 C 를 농화시키고 그 후의 냉각 과정에서 마텐자이트를 생성시켜 조직 강화를 도모함과 함께, 고용 강화를 활용함으로써, TS 가 780 ㎫ 급 이상이고 평균 r 값이 1.2 이상을 달성하는 것이다. 그러나, r 값의 면내 이방성이 커져, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 낮다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 8 에는, 가공성과 내시효성을 양립시킬 목적에서, C：0.005 wt％ 이상을 갖는 저탄소 강판을, 연속 어닐링에 의한 재결정 어닐링 후, 550?300 ℃ 의 온도역으로 급랭한 후 30 초 이내에 굽힘 가공을 1?3 회 실시하는 것이 기재되어 있다. 굽힘 가공은, 강판 중에 전위를 도입하여, 탄화물의 석출을 촉진시키는 것이 목적이고, 이 기술에서는, 모상 (母相) 페라이트의 집합 조직을 제어하여, 고 r 값화할 수 없었다.

일본 공개특허공보 소56-139654호 일본 특허공보 소55-10650호 일본 공개특허공보 소55-100934호 일본 특허공보 평1-35900호 일본 공개특허공보 2003-64444호 일본 공개특허공보 2002-226941호 일본 공개특허공보 2003-193191호 일본 공개특허공보 평11-179427호

본 발명은, 종래 기술의 문제점을 해결하여, 인장 강도가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 1.1 이상인 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

상기와 같은 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 진행시킨 결과, 어닐링시의 고용 C 를 제어한 딥 드로잉용 강판으로, 균열 온도 부근에서 변형을 부여함으로써, 딥 드로잉성에 바람직한 집합 조직이 더욱 발달하여, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 상승하는 것을 알아내었다. 본 발명은, 이 지견에 기초하는 것으로, 그 요지는 이하에 나타내는 바와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.0005?0.040 ％, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 0.5?3.0 ％, P : 0.005?0.1 ％, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005?0.5 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 추가로, Nb : 0.5 ％ 이하, Ti : 0.5 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연에 의해 마무리 압연 출측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 550 ℃ 이상 720 ℃ 이하에서 권취하고, 냉각시켜 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 그 열연판에 산세 및 압하율 50 ％ 이상 85 ％ 이하의 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 그 냉연판에, 어닐링 온도 : 760 ℃ 이상 950 ℃ 이하에서 어닐링을 실시하고, 그 때 700 ℃ 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 변형을 부여하는 어닐링 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[2] 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[3] 추가로, [1] 또는 [2] 에 기재된 제조 방법은, 아연계 도금 처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 TS 가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 1.1 이상인 고 r 값을 갖는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판을 저렴하고 또한 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다.

본 발명에서는, C 함유량이 0.0005?0.040 mass％ 의 범위에서, Ti, Nb, V 의 탄질화물 형성 원소, 및 Si, Mn, P 의 고용 강화 원소에 아울러 고용 C 를 제한한 강에 대해, 냉간 압연 후, 재결정 어닐링시에 재결정 후의 입자 성장 단계에서 변형을 부여함으로써, 딥 드로잉성이 바람직한｛111｝/ND (ND：판면 수직 방향) 집합 조직이 선예화 (鮮銳化) 됨으로써 (발달함으로써) 고 r 값화가 가능해진다.

이 이유에 대해서는, 반드시 분명한 것은 아니지만, 다음과 같이 생각할 수 있다.

고 r 값화, 즉｛111｝재결정 집합 조직을 발달시키기 위해서는, 종래 연강판에 있어서는, 냉간 압연 및 재결정 전의 고용 C 를 최대한 저감시키는 것이나 열연판 조직을 미세화하는 것 등이 유효한 수단이 되어 왔다.

종래 알려져 있는 바와 같이, Nb 는 재결정 지연 효과가 있기 때문에, 열간 압연시의 마무리 온도를 적절히 제어함으로써 열연판 조직을 미세화하는 것이 가능하고, 또한 강 중에 있어서 Nb 나 Ti 는 높은 탄화물 형성능을 가지고 있다. 본 발명에서는, 열연 마무리 온도를 Ar₃ 변태점 바로 위의 적절한 범위로 하여 열연판 조직을 미세화하는 것에 더하여, 열연 후의 코일 권취 처리 온도도 적절히 함으로써, 열연판 중에 NbC, TiC, VC 를 석출시켜, 냉연 전 및 재결정 전의 고용 C 의 저감을 도모하고 있다.

본 발명에서는, NbC, TiC, VC 로서 석출되지 않는 C 량을 제어함으로써, 냉간 압연 후의 재결정 어닐링에 의해, 평균 r 값의 레벨을 어느 정도 확보시킨다. 또한 페라이트 재결정 후 입자 성장의 단계에서 변형을 부여한다. 그 결과, 딥 드로잉성 (r 값) 에 바람직하지 않은 방위를 갖는 결정립에 변형이 선택적으로 부여되고, 입자 성장 단계에서는 이 결정립이 소멸되어, 딥 드로잉성에 바람직한｛111｝/ND 집합 조직이 선예화되는 것으로 생각할 수 있다. 또한 어닐링 온도 (균열 온도) 가 Ac₁ 변태점 이상인 경우에는, 변형이 부여된 페라이트 입자가 선택적으로 오스테나이트로 변태되고, 추가로 냉각시에 오스테나이트에서 페라이트로 변태되었을 때에 페라이트의 집합 조직이 딥 드로잉성에 바람직한 결정 방위로 선예화되는 것을 생각할 수 있다.

이하에 본 발명을 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명의 강판의 성분 조성을 한정한 이유에 대해 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 원소 함유량의 단위는 「질량％」이다.

C：0.0005?0.040 ％

C 는, 후술하는 Nb, Ti, V 와 함께 본 발명에 있어서의 중요한 원소이다. 또, C 는 강의 고강도화에 유효하다. 복합 조직화하는 경우에는, 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 양호한 r 값을 얻기 위해서는, 과잉의 C 함유는 바람직하지 않으므로, 상한을 0.040 ％ 로 한다. 보다 바람직한 C 함유량은 0.030 ％ 이하이다. C 는 낮을수록 바람직하지만 용제 기술의 관점에서 하한을 0.0005 ％ 로 한다.

Si：1.5 ％ 이하

Si 는 페라이트 변태를 촉진시켜 미변태 오스테나이트 중의 C 함유량을 상승시켜 페라이트와 마텐자이트의 복합 조직을 용이하게 형성시키게 하는 것 외에, 고용 강화의 효과가 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, Si 는 0.2 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 함유량은 0.35 ％ 이상이다. 한편 Si 를, 1.5 ％ 를 초과하여 함유하면, 열연시에 적 (赤) 스케일이 발생하여 표면 외관을 나쁘게 한다. 그 때문에, Si 함유량은 1.5 ％ 이하로 한다. 또 용융 아연 도금을 실시할 때에 도금의 젖음성을 나쁘게 하여 도금 불균일의 발생을 초래하여, 도금 품질이 열화되므로, Si 함유량은 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn：0.5?3.0 ％

Mn 은 고강도화에 유효함과 함께, S 에 의한 열간 균열을 방지하는 데에 유효한 원소이기도 하다. 이와 같은 관점에서 Mn 을 0.5 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 보다 바람직한 함유량은 1.0 ％ 이상이다. 과도한 Mn 첨가는 r 값 및 용접성을 열화시키므로, 상한을 3.0 ％ 로 한다.

P：0.005?0.1 ％

P 는 고용 강화의 효과가 있다. 그러나 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈인 (脫燐) 비용의 상승을 초래한다. 따라서, P 는 0.005 ％ 이상 함유하는 것으로 하였다. 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 한편 0.1 ％ 를 초과하는 과잉의 첨가는, P 가 입계에 편석되어, 내 (耐) 2 차 가공 취성 및 용접성을 열화시킨다. 또, 용융 아연 도금 강판으로 할 때에는, 용융 아연 도금 후의 합금화 처리시에, 도금층과 강판의 계면에 있어서의 강판으로부터 도금층에 대한 Fe 의 확산을 억제하여, 합금화 처리성을 열화시킨다. 그 때문에, 고온에서의 합금화 처리가 필요하여, 얻어지는 도금층은 파우더링, 치핑 등의 도금 박리가 잘 발생하는 것이 되므로 바람직하지 않다. 따라서 P 함유량의 상한을 0.1 ％ 로 하였다.

S：0.01 ％ 이하

S 는 열간 균열의 원인이 되는 것 외에, 강 중에서 개재물로서 존재하여 강판의 여러 특성을 열화시키므로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.01 ％ 까지는 허용할 수 있기 때문에, 0.01 ％ 이하로 한다.

Al：0.005?0.5 ％

Al 은 강의 탈산 원소로서 유용한 것 외에, 고용 N 을 고정시켜 내상온 시효성을 향상시키는 작용이 있기 때문에, 0.005 ％ 이상 함유한다. 한편, 0.5 ％ 를 초과하는 첨가는, 고합금 비용을 초래하고, 또한 표면 결함을 유발하므로, 0.5 ％ 이하로 한다.

N：0.005 ％ 이하

N 은 지나치게 많으면 내상온 시효성을 열화시켜, 다량의 Al 이나 Ti 의 첨가가 필요하기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, 상한을 0.005 ％ 로 한다.

또한 하기의 Nb, Ti, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유한다.

Nb：0.5 ％ 이하

Nb 는 열연판 조직의 미세화 및 열연판 중에 NbC 로서 C 를 석출 고정시키는 작용을 가져, 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 이와 같은 관점에서 Nb 는 0.02 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉의 Nb 의 첨가는 비용 상승이 되고, 또 열연 부하가 커지기 때문에, 0.5 ％ 이하로 한다.

V：0.5 ％ 이하

V 도 Nb 와 동일한 효과를 갖고, 열연판 조직을 미세화시키는 것, 열연판 중에 탄화물로서 C 를 석출 고정시키는 작용을 갖고, 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 단, 과잉의 V 의 첨가는 비용 상승이 되고, 또 열연 부하가 커지기 때문에, 0.5 ％ 이하로 한다.

Ti：0.5 ％ 이하

Ti 도 Nb 와 동일한 효과를 갖고, 열연판 조직을 미세화시키는 것, 열연판 중에 탄화물로서 C 를 석출 고정시키는 작용을 갖고, 고 r 값화에 기여하는 원소이다. 또 Ti 는 고용 S, N 의 석출 고정에 효과가 있다. r 값의 이방성을 제어하기 위해서는, Nb 뿐만 아니라 Ti 도 유효하게 활용하는 것이 중요하다. 이와 같은 관점에서, 하기에서 정의되는 유효 Ti 량 (Ti^*) 을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ti^*=Ti－1.5S－3.4N

단, Ti, S, N 은, Ti, S, N 의 함유량 (질량％) 이다.

한편, 과잉의 Ti 의 첨가는 비용 상승이 되고, 또 열연 부하가 커지기 때문에, 0.5 ％ 이하로 한다. 이상이 본 발명의 기본 성분이다.

본 발명에서는 상기한 성분 이외의 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 하는 것이 바람직하지만, 추가로 하기의 Cr, Mo 의 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.

Cr：0.5 ％ 이하

Cr 은 열연 단계에서 C 를 석출 고정시킴으로써 고 r 값화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr 을 0.1 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉으로 Cr 을 첨가해도 이 효과가 포화되어, 고합금 비용을 초래하므로 첨가하는 경우에는 상한을 0.5 ％ 로 한다.

Mo：0.5 ％ 이하

Mo 는 열연 단계에서 C 를 석출 고정시킴으로써 고 r 값화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo 는 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉으로 Mo 를 첨가해도 이 효과가 포화되어, 고합금 비용을 초래하므로 첨가하는 경우에는 상한을 0.5 ％ 로 한다.

또한, B, Ca, REM 등을, 통상적인 강 조성 범위 내이면 함유해도 문제는 없다.

예를 들어, B 는 강의 퀀칭성을 향상시키는 작용을 갖는 원소로, 필요에 따라 함유할 수 있다. 그러나 그 함유량이 0.003 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화되기 때문에 0.003 ％ 이하가 바람직하다.

또, Ca 및 REM 은 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 갖고, 이로써 강판의 모든 특성의 열화를 방지한다. 이와 같은 효과는 Ca 및 REM 중에서 선택된 1 종 또는 2 종의 함유량이 합계로 0.01 ％ 를 초과하면 포화되므로, 이 이하로 하는 것이 바람직하다.

또 그 밖의 불가피적 불순물로는, 예를 들어 Sb, Sn, Zn, Co 등을 들 수 있고, 이들 함유량의 허용 범위는, Sb：0.01 ％ 이하, Sn：0.1 ％ 이하, Zn：0.01 ％ 이하, Co：0.1 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

상기 성분 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브로 한다. 강 슬래브는 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법이나 박슬래브 주조법으로 제조해도 된다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 추가하여, 냉각시키지 않고 온편인 상태로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 직송 압연?직접 압연 등의 에너지 프로세스도 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도는, 석출물을 조대화시킴으로써｛111｝재결정 집합 조직을 발달시켜 딥 드로잉성을 개선하기 위해, 낮은 편이 바람직하다. 그러나 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는 압연 하중이 증대되어 열간 압연시에 있어서의 트러블 발생의 위험성이 증대되므로, 슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 산화의 증가에 수반하는 스케일 손실의 증대 등으로부터, 슬래브 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정：

상기 조건에서 가열된 강 슬래브에 조 (粗) 압연 및 마무리 압연을 실시하는 열간 압연을 실시한다. 여기서, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바로 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 또, 슬래브 가열 온도를 낮게 하고, 또한 열간 압연시의 트러블을 방지한다는 관점에서, 시트 바를 가열하는 소위 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법인 것은 말할 필요도 없다.

이어서, 시트 바를 마무리 압연하여 열연판으로 한다. 마무리 압연출측 온도 (FT) 는 800 ℃ 이상으로 한다. 이것은 냉간 압연 및 재결정 어닐링 후에 우수한 딥 드로잉성이 얻어지는 미세한 열연판 조직을 얻기 때문이다. FT 가 800 ℃ 미만에서는 조직이 가공 조직을 갖고, 냉간 압연, 어닐링 후에｛111｝집합 조직이 발달하지 않을 뿐만 아니라, 열간 압연시의 압연 부하가 높아진다. 한편 FT 가 980 ℃ 를 초과하면 조직이 조대화되어, 냉간 압연, 어닐링 후의｛111｝재결정 집합 조직의 형성 및 발달을 저해하여 r 값이 얻어지지 않는다. 따라서 FT 는 800 ℃ 이상으로 한정하고, 980 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감시키기 위해 마무리 압연의 일부 또는 전부의 패스로 윤활 압연을 실시해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은 강판 형상의 균일화나 재질 균질화의 관점에서도 유효하다. 윤활 압연시의 마찰 계수는 0.10?0.25 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한 상전후되는 시트 바끼리를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연하는 연속 압연 프로세스로 하는 것도 바람직하다. 연속 압연 프로세스를 적용하는 것은 열간 압연의 조업 안정성의 관점에서도 바람직하다.

압연 후 550 ℃ 이상 720 ℃ 이하에서 권취한다. 이 온도 범위가 열연판 중에 NbC, TiC, VC 를 석출시켜, 냉연 전 및 재결정 전의 고용 C 의 저감에 바람직하다. 권취 온도 (CT) 가 720 ℃ 를 초과하면 냉간 압연, 어닐링 후에 고 r 값으로 할 수 없고, 또 결정립이 조대화되어 강도가 저하되기 때문에 고강도화 면에서 바람직하지 않다.

냉간 압연 공정：

이어서, 그 열연판에 산세 및 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정을 실시한다. 산세는 통상적인 조건에서 실시하면 된다. 냉간 압연 조건은 원하는 치수 형상의 냉연판으로 할 수 있으면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압연시의 압하율은 적어도 50 ％ 이상으로 한다. 고 r 값화에는 고압하율이 유효하고, 압하율이 50 ％ 미만에서는｛111｝재결정 집합 조직이 발달하지 않아, 우수한 딥 드로잉성을 얻기 곤란해진다. 한편, 본 발명에서는 압하율을 85 ％ 까지의 범위에서 높게 할수록 r 값이 상승되는데, 85 ％ 를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 압연시의 롤에 대한 부하도 높아지기 때문에, 상한을 85 ％ 로 한다.

어닐링 공정：

다음으로, 냉간 압연한 강판을, 어닐링 온도：760 ℃ 이상 950 ℃ 이하에서 어닐링을 실시한다. 그 때, 700 ℃ 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서 강판에 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 변형을 부여한다. ｛111｝재결정 집합 조직을 발달시키기 위해서는, 760 ℃ 이상에서 어닐링할 필요가 있다. 어닐링 온도가 950 ℃ 를 초과하면 재결정 입자가 현저하게 조대화되어, 특성이 현저하게 열화된다.

어닐링 중의 변형 부여는, 본 발명에 있어서 중요한 요건이다. 냉간 압연한 강판에, 700 ℃ 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 변형을 부여하고, 760 ℃ 이상 950 ℃ 이하에서 어닐링을 실시한다. 700 ℃ 이상에서는, 강판은 재결정되어, 입자 성장 단계에 있다. 입자 성장 단계에서 강판에 변형을 부여함으로써, ＜100＞/ND 방위 등의 딥 드로잉성 (r 값) 에 바람직하지 않은 방위를 갖는 결정립에 변형이 선택적으로 부여되고, 이와 같이 선택적으로 변형이 부여된 페라이트 입자는 입자 성장 단계에서 소멸되고, 딥 드로잉성에 바람직한｛111｝/ND 집합 조직이 선예화되는 것으로 생각할 수 있다. 또한 어닐링 온도가 Ac₁ 변태점 이상인 경우에는, 변형이 부여된 페라이트 입자가 선택적으로 오스테나이트로 변태됨으로써, 냉각시에 오스테나이트로부터 페라이트로 변태된 후의 집합 조직이 선예화되는 것으로 생각할 수 있다. 이 효과를 발현시키기 위해서는, 적어도 0.1 ％ 의 변형 부여가 필요하다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하는 변형 부여는, 변형 부여에 의해, 결정이 회전하여, 압연 방향의 r 값에 바람직하지 않은 결정 방위가 발달하게 된다.

또한, 변형량은 압연 길이 방향의 신장률로 한다. 변형의 부여 방법에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, r 값에 바람직하지 않은 방위를 갖는 결정립에 변형을 선택적으로 부여시키는 관점에서는, 인장 변형이 보다 바람직하고, 그 외, 압연에 의한 변형 부여, 굽힘에 의한 변형 부여가 있다. 굽힘 변형의 경우에는, 판두께 방향에서 변형량이 상이하므로, 변형 중립면으로부터 외측 방향의 판두께에서의 굽힘 변형의 평균값이 상기 변형의 범위에 들어가 있는 것이 바람직하다. 예를 들어, 인장 변형에 의한 변형 부여의 경우에는, 어닐링시에 강판에 부여되는 장력을 제어함으로써, 변형량을 조정하는 것이 가능하다. 또, 굽힘 변형에 의한 변형 부여의 경우에는, 어닐링시에 강판 표면에 롤을 가압하여 롤의 가압력을 제어함으로써, 변형량을 조정하는 것이 가능하다.

상기 어닐링 후의 냉각 속도는 특별히 규정되는 것은 아니지만, 제 2 상으로서 마텐자이트를 면적률로 1 ％ 이상 형성시켜, TS 를 540 ㎫ 이상으로 하는 경우에는, 어닐링 온도로부터 500 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하가 되도록 하여 냉각시킬 필요가 있다. 그 온도역의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만이 되면, 마텐자이트가 형성되기 어려워, 마텐자이트의 면적률이 1 ％ 미만이 된다. 평균 냉각 속도가 15 ℃/s 를 초과하면, 제 2 상분율이 높아져 페라이트의 면적률이 50 ％ 미만이 되는 경우가 있어, 연성이 열등하다. 그 때문에, 어닐링 온도로부터 500 ℃ 까지의 온도역의 평균 냉각 속도를 5 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 500 ℃ 이하의 냉각에 대해서는, 지금까지의 냉각에 의해 γ 상은 어느 정도 안정화되므로, 특별히 한정은 하지 않지만, 계속해서, 300 ℃ 까지 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 바람직하고, 과시효 처리를 실시하는 경우에는, 과시효 처리 온도까지를 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되도록 하는 것이 바람직하다. 이와 같은 냉각 속도의 제어는, 가스 제트 냉각에 의해 실시할 수 있다.

또, 상기 냉연판 어닐링 공정의 후에 전기 아연 도금 처리, 혹은 용융 아연 도금 처리 등의 아연계 도금 처리를 실시하여, 강판 표면에 도금층을 형성해도 된다.

예를 들어, 도금 처리로서, 용융 아연 도금 처리를 실시할 때에는, 상기 어닐링을 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하고, 어닐링 후의 냉각에 계속하여 용융 아연 도금욕에 강판을 침지시켜, 강판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하면 되거나, 혹은 추가로 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조해도 된다. 그 경우, 용융 도금의 포트로부터 나온 후, 혹은 추가로 합금화 처리한 후의 냉각에 있어서도, 300 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 이상이 되도록 냉각시키는 것이 바람직하다.

또, 상기 어닐링 후의 냉각까지를 어닐링 라인에서 실시하고, 일단 실온까지 냉각시킨 후, 용융 아연 도금 라인에서 용융 아연 도금을 실시하거나, 혹은 추가로 합금화 처리를 실시해도 된다.

여기서, 도금층은 순아연 및 아연계 합금 도금에 한정하지 않고, Al 이나 Al 계 합금 도금 등, 종래, 강판 표면에 실시되고 있는 각종 도금층으로 하는 것도 물론 가능하다.

또, 냉연 어닐링판 및 도금 강판에는 형상 교정, 표면 조도 등의 조정을 목적으로 하여 조질 압연 또는 레벨러 가공을 실시해도 된다. 조질 압연 혹은 레벨러 가공의 신장률은 합계로 0.2?15 ％ 의 범위 내인 것이 바람직하다. 0.2 ％ 미만에서는 형상 교정, 조도 조정의 소기의 목적을 달성할 수 없거나, 한편 15 ％ 를 초과하면 현저한 연성 저하를 가져온다. 또한, 조질 압연과 레벨러 가공에서는 가공 형식이 상위하지만, 그 효과는 양자에서 큰 차이가 없는 것을 확인하였다. 조질 압연, 레벨러 가공은 도금 처리 후에도 유효하다.

본 발명법으로 제조된 강판의 조직은, 페라이트 단상 또는 면적률로 50 ％ 이상의 페라이트상과, 면적률로 1 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 복합 조직을 갖는다. 이 페라이트상은,｛111｝재결정 집합 조직을 발달시킨 것이다. 양호한 딥 드로잉성을 확보하기 위해서는, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값을 높게 할 필요가 있다. 본 발명법에 의하면, Ti, Nb, V 의 탄화물 형성 원소와 C 량을 제어하는 것에 추가하여, 어닐링시에 페라이트 재결정 후의 입자 성장 단계에서 소정량의 변형을 부여함으로써, r 값이 가장 낮은 방향인 압연 방향의 r 값을 1.1 이상으로 할 수 있다. 그 결과, 강판은, 인장 강도가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, r 값이 가장 낮은 방향의 r 값이 1.1 이상으로 우수한 딥 드로잉성을 갖는다.

양호한 딥 드로잉성을 갖고, 인장 강도 (TS) 가 540 ㎫ 이상인 강판으로 하기 위해서는, 면적률로 50 ％ 이상의 페라이트상과, 면적률로 1 ％ 이상의 마텐자이트상을 포함하는 강 조직으로 하는 것이 바람직하다. 페라이트상이 면적률로 50 ％ 미만이 되면, r 값이 가장 낮은 압연 방향의 r 값이 1.1 미만이 되어, 양호한 딥 드로잉성을 확보하는 것이 곤란해진다. 보다 바람직한 페라이트상의 면적률은 70 ％ 이상이다. 복합 조직의 이점을 이용하기 위해서는, 페라이트상은 99 ％ 이하로 한다. 또한, 여기서 페라이트상이란, 폴리고날 페라이트상이나, 오스테나이트상으로부터 변태된 전위 밀도가 높은 베이니틱 페라이트상을 의미한다.

마텐자이트상이 면적률로 1 ％ 미만에서는 양호한 강도-연성 밸런스를 얻기 어려워진다. 마텐자이트상은, 면적률로 3 ％ 이상 존재하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기한 페라이트상, 마텐자이트상 외에, 펄라이트, 베이나이트 혹은 잔류 γ 상 등의 금속상을 포함한 조직으로 해도 된다.

딥 드로잉성 면에서는, 평균 r 값이 1.4 이상인 것이 바람직하다. 본 발명법에 의하면, 상기한 Ti, Nb, V 와 C 량의 제어, 어닐링시의 변형 부여에 의해, 평균 r 값을 1.4 이상으로 할 수도 있다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하여 조압연하여 시트 바로 하고, 이어서 표 2 에 나타내는 조건으로 마무리 압연 후, 권취하여, 열연판을 얻었다. 이 열연판을 산세 후 압하율 65 ％ 의 냉간 압연을 실시하여 판두께 1.2 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 이 냉연판에 연속 어닐링 라인에서, 표 2 에 나타내는 어닐링 온도에서 어닐링됨과 함께, 그 때, 표 2 의 조건으로 변형 부여를 실시하였다. 강판에 부여되는 변형량은, 강판에 부여되는 장력에 의한 인장 응력 또는 롤로의 권취에 의한 굽힘 응력을 조정함으로써 조정하였다. 인장 응력에 대해서는, 텐션 미터 (로드 셀) 에 의해 실장력을 측정하면서, 측정 판두께로부터 계산되는 소정의 신장률이 되도록 장력을 조정하였다. 롤의 가압에 대해서는, 롤을 밀어 넣었을 때의 강판 표면의 판두께 변형이 소정의 변형량이 되도록 가압량을 조정하였다. 표 2 의 어닐링 온도에서 균열한 후의 냉각은 가스 제트 냉각에 의해 실시하였다. 추가로 얻어진 냉연 어닐링판에 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

또한, No.2 의 강판은, 연속 용융 아연 도금 라인에서 냉연판 어닐링 공정을 실시하고, 그 후 계속하여 인라인에서 용융 아연 도금 (도금욕 온도：480 ℃) 을 실시하고, 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하여 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

상기에서 제조한 각 냉연 어닐링판 (냉연 강판, 용융 아연 도금 강판) 에 대해, 강판 조직, 인장 특성, 및 r 값을 조사하였다. 조사 방법은 하기와 같다. 조사 결과를 표 2 에 나타낸다.

(1) 인장 특성

각 얻어진 냉연 어닐링판으로부터 압연 방향에 대해 90°방향 (C 방향) 으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 크로스 헤드 속도 10 ㎜/min 로 인장 시험을 실시하여, 항복점 (YP), 인장 강도 (TS), 신장 (EL) 을 구하였다.

(2) r 값

얻어진 각 냉연 어닐링판의 압연 방향 (L 방향), 압연 방향에 대해 45°방향 (D 방향), 압연 방향에 대해 90°방향 (C 방향) 으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하였다. 이들 시험편에 10 ％ 의 단축 인장 변형을 부여했을 때의 각 시험편의 폭 변형과 판두께 변형을 구하고, JIS Z 2254 의 규정에 준거하여 평균 r 값 (평균 소성 변형비) 을 구하여, 이것을 r 값으로 하였다. 또한, 표 2 의 r min 은 r 값이 가장 낮은 r 값으로, 압연 방향의 r 값이다.

(3) 강판 조직

강판의 미크로 조직은, 3 ％ 나이탈로 부식 후, 주사형 전자 현미경으로 1000 배의 배율로 3 시야를 사진 촬영하여, 화상 해석에 의해, 페라이트 분율 (면적률) 을 측정하였다. 페라이트 이외의 상에 대해서는, 5000 배의 배율로 관찰하여, 그 종류를 확인하고, 3 시야에서 마텐자이트의 분율 (면적률) 을 화상 처리에 의해 구하였다.

표 2 로부터 분명한 바와 같이, 본 발명예에서는, 모두 TS 가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, 압연 방향의 r 값 (r min) 이 1.1 이상을 가지고 있다. 또, 평균 r 값이 1.4 이상이다. 이것에 대해, 본 발명 범위를 벗어나는 조건에서 제조한 비교예는, TS 가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하, 압연 방향의 r 값이 1.1 이상인 조건의 적어도 하나를 만족하지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 인장 강도가 390 ㎫ 이상 700 ㎫ 이하이고, 압연 방향의 r 값이 1.1 이상인 고 r 값을 갖는 고강도 강판을, 연속 어닐링으로 저렴하게 또한 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다. 예를 들어 본 발명의 고강도 강판을 자동차 부품에 적용했을 경우, 지금까지 프레스 성형이 곤란했던 부위도 고강도화가 가능해져, 자동차 차체의 충돌 안전성이나 경량화에 기여할 수 있다. 또 자동차 부품에 한정하지 않고 가전 부품이나 파이프용 소재로서도 적용할 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.0005?0.040 ％, Si : 1.5 ％ 이하, Mn : 0.5?3.0 ％, P : 0.005?0.1 ％, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005?0.5 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 추가로, Nb : 0.5 ％ 이하, Ti : 0.5 ％ 이하, V : 0.5 ％ 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연에 의해 마무리 압연 출측 온도 : 800 ℃ 이상으로 하는 마무리 압연을 실시하고, 550 ℃ 이상 720 ℃ 이하에서 권취하고, 냉각시켜 열연판으로 하는 열간 압연 공정과, 그 열연판에 산세 및 압하율 50 ％ 이상 85 ％ 이하의 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 그 냉연판에, 어닐링 온도 : 760 ℃ 이상 950 ℃ 이하에서 어닐링을 실시하고, 그 때 700 ℃ 이상 어닐링 온도 이하의 온도역에서 0.1 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 변형을 부여하는 어닐링 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
추가로, 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 제조 방법은, 아연계 도금 처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.