KR20130140207A

KR20130140207A - 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130140207A
Application number: KR1020137030736A
Authority: KR
Inventors: 유리 도다; 리키 오카모토; 노부히로 후지타; 고오이치 사노; 히로시 요시다; 도시오 오가와; 구니오 하야시; 가즈아키 나카노
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-05-25
Filing date: 2012-05-24
Publication date: 2013-12-23
Also published as: ZA201308836B; KR101634776B1; TW201303038A; WO2012161241A1; ES2690050T3; MX339616B; CN103562427B; EP2716782B1; MX2013013621A; CA2837049A1; CN103562427A; CN103562428B; CN103562428A; TW201303039A; PL2716782T3; MX2013013064A; EP2716782A4; TWI470091B; RU2562574C2; TWI470092B

Abstract

이 냉연 강판은 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 또한 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하이고, 압연 방향에 대해 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 또한 상기 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30이 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 금속 조직이 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 30％ 이상 또한 99％ 이하, 마르텐사이트를 1％ 이상 또한 70％ 이하 포함한다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법 {COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 벌징 가공성이나 교축 가공성 등에 기여하는 균일 변형능과, 굽힘성, 신장 플랜지성 및 버링 가공성 등에 기여하는 국부 변형능의 양쪽이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 DP(Dual Phase) 조직을 갖는 강판에 관한 것이다.

본원은 2011년 5월 25일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-117432호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차로부터의 탄산 가스의 배출량을 억제하기 위해, 고강도 강판의 사용에 의한 자동차 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 탑승자의 안전성 확보의 관점으로부터도, 자동차 차체에는 연강판 외에, 고강도 강판이 많이 사용되어 오고 있다. 그러나, 자동차 차체의 경량화를 금후 더욱 진행시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 높여야만 된다. 또한, 예를 들어 자동차 차체의 하체 부품에 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 균일 변형능에 추가하여, 버링 가공성 등에 기여하는 국부 변형능도 개선해야만 한다.

그러나, 일반적으로, 강판의 강도를 높이면, 성형성(변형능)이 저하된다. 예를 들어, 교축 가공이나 벌징 가공에 중요한 균일 연신율이 저하된다. 이에 대해, 비특허문헌 1에는 강판에 오스테나이트를 잔류시킴으로써, 균일 연신율을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 비특허문헌 2에는 강판의 금속 조직을 복합화함으로써, 동일 강도에서도 균일 연신율을 확보하는 방법이 개시되어 있다.

한편, 비특허문헌 3에는 개재물 제어나 단일 조직화, 또한 조직간의 경도차의 저감에 의해, 굽힘성이나 구멍 확장성이나 버링 가공성으로 대표되는 국부 연성이 개선되는 금속 조직 제어법이 개시되어 있다. 이는, 조직 제어에 의해 강판을 단일 조직으로 하고, 또한 조직간의 경도차를 저감시킴으로써, 구멍 확장성 등에 기여하는 국부 변형능을 개선하는 것이다. 그러나, 단일 조직으로 하기 위해서는, 비특허문헌 4에 기재된 바와 같이 오스테나이트 단상으로부터의 열처리가 제법의 기본이 된다.

또한, 비특허문헌 4에는 열간 압연 후의 냉각 제어에 의한 금속 조직의 제어에 의해, 석출물 및 변태 조직의 바람직한 형태와, 페라이트 및 베이나이트의 적절한 분율을 얻음으로써, 강판의 강도와 연성을 양립시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 상기의 어떤 기술이든 조직 제어에 의지한 국부 변형능의 개선 방법이고, 베이스의 조직 형성에 크게 영향을 받아 버린다.

연속 열간 압연 시에 압하량을 증가시킴으로써 결정립을 미세화하고, 강판의 재질을 개선하는 방법에 대해서도, 선행 기술이 존재한다. 예를 들어, 비특허문헌 5에는 오스테나이트역 내의 최대한 저온 영역에서 대압하를 행하고, 미재결정 오스테나이트로부터 페라이트로 변태시킴으로써, 제품의 주상인 페라이트의 결정립을 미세화시켜, 강판의 강도 및 강인을 높이는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 비특허문헌 5에서는 본 발명이 해결하려고 하는 국부 변형능의 개선을 위한 수단에 대해, 일절 배려되어 있지 않고, 냉연 강판에 적용하는 수단에 대해서도 서술되어 있지 않다.

타카하시, 신닛테츠 기보(2003) No.378, p.7 O.Matsumura et al, Trans. ISIJ(1987) vol.27, p.570 카토 등, 제철 연구(1984) vol.312, p.41 K.Sugimoto et al, (2000) Vol.40, p.920 나카야마 제강소 NFG 제품 소개

상술한 바와 같이, 고강도이고 또한 균일 변형능 및 국부 변형능의 양쪽의 특성을 동시에 만족시키는 기술은 눈에 띄지 않는 것이 실상이다. 예를 들어, 고강도 강판의 국부 변형능 개선을 위해서는, 개재물을 포함하는 조직 제어를 행하는 것이 필요했다. 그러나, 이 개선은 조직 제어에 의하고 있으므로, 석출물이나, 페라이트나 베이나이트 등의 조직의 분율이나 형태를 제어할 필요가 있어, 베이스의 금속 조직이 한정되어 있었다. 베이스 금속 조직이 한정되므로, 국부 변형능에 추가하여, 강도와 국부 변형능을 동시에 향상시키는 것이 곤란했다.

본 발명에서는, 베이스 조직의 제어뿐만 아니라, 집합 조직의 제어를 행하고, 또한 결정립의 사이즈나 형태를 제어함으로써, 고강도이고 또한 균일 변형능과 국부 변형능이 우수하고, 더불어 성형성 방위 의존성(이방성)이 적은 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명에서 강도라 함은, 주로 인장 강도를 의미하고, 또한 고강도라 함은, 인장 강도로 440㎫ 이상을 가리킨다. 또한, 본 발명에서 고강도이고 또한 균일 변형능과 국부 변형능이 우수하다라고 함은, 인장 강도(TS), 균일 연신율(u-EL), 구멍 확장률(λ) 및 판 두께 d와 C방향 굽힘 최소 반경 RmC의 비인 d/RmC의 특성값을 사용하여, TS≥440(단위:㎫), TS×u－EL≥7000(단위:㎫ㆍ％), TS×λ≥30000(단위:㎫ㆍ％), 그리고 d/RmC≥1(단위 없음)의 모든 조건을 동시에 만족시키는 경우로 한다.

종래의 지식에 따르면, 전술한 바와 같이 구멍 확장성이나 굽힘성 등에 기여하는 국부 변형능의 개선은 개재물 제어, 석출물 미세화, 조직 균질화, 단일 조직화 및 조직간의 경도차의 저감 등에 의해 행해지고 있었다. 그러나, 이들 기술만으로는, 주된 조직 구성을 한정할 수밖에 없다. 또한, 고강도화를 위해, 강도 상승에 크게 기여하는 대표적인 원소인 Nb나 Ti 등을 첨가한 경우에는, 이방성이 극히 커지는 것이 우려된다. 그로 인해, 다른 성형성 인자를 희생으로 하거나, 성형 전의 블랭킹의 방향을 한정할 수밖에 없어, 용도가 한정된다. 한편, 균일 변형능은 마르텐사이트 등의 경질 조직을 금속 조직 중에 분산시킴으로써 개선할 수 있다.

본 발명자들은 고강도이고 또한 벌징 가공성 등에 기여하는 균일 변형능과, 구멍 확장성이나 굽힘성 등에 기여하는 국부 변형능의 양쪽을 향상시키기 위해, 새롭게 강판의 금속 조직의 분율이나 형태의 제어에 추가하여, 강판의 집합 조직의 영향에 착안하여, 그 작용 효과를 상세하게 조사, 연구하였다. 그 결과, 강판의 화학 조성과, 금속 조직과, 특정한 결정 방위군의 각 방위의 극밀도로 나타내는 집합 조직을 제어함으로써, 고강도이고 또한 압연 방향, 압연 방향과 90°를 이루는 방향(C방향), 압연 방향과 30°를 이루는 방향, 또는 압연 방향과 60°를 이루는 방향의 랭크포드값(r값)이 밸런스되어 국부 변형능이 비약적으로 향상되고, 또한 마르텐사이트 등의 경질 조직을 분산시킴으로써 균일 변형능도 확보할 수 있는 것을 명백하게 하였다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판은 강판의 화학 조성이, 질량％로, C:0.01％ 이상 또한 0.4％ 이하, Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하, Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하, Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하를 함유하고, P:0.15％ 이하, S:0.03％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.01％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고; 상기 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에서는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내는 극밀도인 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 또한 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하이고; 압연 방향에 대해 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 또한 상기 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30이 0.70 이상 또한 1.50 이하이고; 상기 강판의 금속 조직에, 복수의 결정립이 존재하고, 이 금속 조직이, 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 30％ 이상 또한 99％ 이하, 마르텐사이트를 1％ 이상 또한 70％ 이하 포함한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 강판의 화학 조성에서는, 질량％로, Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Nb:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하, Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Rare Earth Metal:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하, Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하, Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Pb:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Y:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Hf:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하의 1종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연 강판에서는 상기 결정립의 체적 평균 직경이 5㎛ 이상 또한 30㎛ 이하여도 된다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하이고, 상기 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 3.0 이하여도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 압연 방향의 랭크포드값인 rL이 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 또한 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r60이 0.70 이상 또한 1.50 이하여도 된다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 마르텐사이트의 면적률을 단위 면적％로 fM, 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈를 단위 ㎛로 dia, 상기 마르텐사이트 사이의 평균 거리를 단위 ㎛로 dis, 상기 강판의 인장 강도를 단위 ㎫로 TS로 했을 때, 하기의 식 1 및 식 2를 만족시켜도 된다.

[식 1]

[식 2]

(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 마르텐사이트의 면적률을 단위 면적％로 fM으로 하고, 상기 마르텐사이트의 장축을 La 및 단축을 Lb로 했을 때, 하기의 식 3을 만족시키는 상기 마르텐사이트의 면적률이, 상기 마르텐사이트 면적률 fM에 대해 50％ 이상 또한 100％ 이하여도 된다.

[식 3]

(8) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 금속 조직이, 면적률로, 상기 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하 포함해도 된다.

(9) 상기 (1) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 마르텐사이트에 템퍼링 마르텐사이트가 포함되어도 된다.

(10) 상기 (1) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 강판의 상기 금속 조직 중의 상기 결정립 중, 입경이 35㎛를 초과하는 조대 결정립의 면적률이 0％ 이상 10％ 이하여도 된다.

(11) 상기 (1) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 주상인 상기 페라이트 또는 상기 베이나이트에 대해 100점 이상의 점에 대해 경도의 측정을 행한 경우에, 상기 경도의 표준 편차를 상기 경도의 평균값으로 나눈 값이 0.2 이하여도 된다.

(12) 상기 (1) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비해도 된다.

(13) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법은, 질량％로, C:0.01％ 이상 또한 0.4％ 이하, Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하, Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하, Al:0.001％이상, 2.0％ 이하를 함유하고, P:0.15％ 이하, S:0.03％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.01％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강에 대해, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 1회 이상 포함하는 제1 열간 압연을 행하여, 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고; 하기의 식 4에 의해 산출되는 온도를 단위 ℃로 T1로 하고, 하기의 식 5에 의해 산출되는 페라이트 변태 온도를 단위 ℃로 Ar₃로 한 경우, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하고, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이고, Ar₃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이하로 제한되어, 압연 종료 온도가 Ar₃ 이상인 제2 열간 압연을 상기 강에 대해 행하고; 상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간을 단위 초로 t로 했을 때, 이 대기 시간 t가 하기의 식 6을 만족시키고, 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이고, 냉각 개시 시의 강 온도와 냉각 종료 시의 강 온도의 차인 냉각 온도 변화가 40℃ 이상 또한 140℃ 이하이고, 상기 냉각 종료 시의 강 온도가 T1＋100℃ 이하인 1차 냉각을, 상기 강에 대해 행하고; 상기 제2 열간 압연의 종료 후에, 실온 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 2차 냉각하고; 실온 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위에서 상기 강을 권취하고; 상기 강을 산세하고; 30％ 이상 또한 70％ 이하의 압연율로 상기 강을 냉간 압연하고; 상기 강을, 750℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위 내로 가열하여, 1초 이상 또한 1000초 이하 보유 지지하고; 1℃/초 이상 또한 12℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 580℃ 이상 또한 720℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 3차 냉각하고; 4℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 4차 냉각하고; 과시효 처리 온도를 단위 ℃로 T2로 하고, 이 과시효 처리 온도 T2에 의존하는 과시효 처리 보유 지지 시간을 단위 초로 t2로 했을 때, 상기 강을, 과시효 처리로 하고, 상기 과시효 처리 온도 T2가 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내이고, 또한 상기 과시효 처리 보유 지지 시간 t2가 하기의 식 8을 만족시키도록 보유 지지한다.

[식 4]

여기서, [C], [N] 및 [Mn]은, 각각, C, N 및 Mn의 질량 백분율이다.

[식 5]

또한, 이 식 5에서, [C], [Mn], [Si] 및 [P]는, 각각, C, Mn, Si 및 P의 질량 백분율이다.

[식 6]

여기서, tl은 하기의 식 7로 나타낸다.

[식 7]

여기서, Tf는 상기 최종 패스 완료 시의 상기 강의 섭씨 온도이고, P1은 상기 최종 패스에서의 압하율의 백분율이다.

[식 8]

(14) 상기 (13)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강은 상기 화학 조성으로서, 질량％로, Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Nb:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하, Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Rare Earth Metal:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하, Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하, Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Pb:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Y:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Hf:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하의 1종 이상을 더 함유하고, 상기 식 4에 의해 산출되는 온도 대신에, 하기의 식 9에 의해 산출되는 온도를 상기 T1로 해도 된다.

[식 9]

여기서, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]은, 각각, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율이다.

(15) 상기 (13) 또는 (14)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t가, 또한 하기의 식 10을 만족시켜도 된다.

[식 10]

(16) 상기 (13) 또는 (14)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t가, 또한 하기의 식 11을 만족시켜도 된다.

[식 11]

(17) 상기 (13) 내지 (16) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 열간 압연에서, 40％ 이상의 압하율인 압하를 적어도 2회 이상 행하고, 상기 평균 오스테나이트 입경을 100㎛ 이하로 해도 된다.

(18) 상기 (13) 내지 (17) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 열간 압연의 종료 후, 3초 이내에, 상기 2차 냉각을 개시해도 된다.

(19) 상기 (13) 내지 (18) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 열간 압연에서, 각 패스 사이의 상기 강의 온도 상승을 18℃ 이하로 해도 된다.

(20) 상기 (13) 내지 (19) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 1차 냉각을 압연 스탠드 사이에서 행해도 된다.

(21) 상기 (13) 내지 (20) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압연의 최종 패스가 상기 대압하 패스여도 된다.

(22) 상기 (13) 내지 (21) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 2차 냉각에서는 10℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 상기 강을 냉각해도 된다.

(23) 상기 (13) 내지 (22) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 과시효 처리 후에, 용융 아연 도금을 실시해도 된다.

(24) 상기 (13) 내지 (23) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 과시효 처리 후에, 용융 아연 도금을 실시하고; 상기 용융 아연 도금 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내에서 열처리를 행해도 된다.

본 발명의 상기 형태에 따르면, Nb나 Ti의 원소 등이 첨가된 경우라도 이방성으로의 영향이 작아, 고강도이고 또한 국부 변형능과 균일 변형능이 우수한 냉연 강판을 얻을 수 있다.

이하에 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판에 대해 상세하게 설명한다. 우선, 냉연 강판의 결정 방위의 극밀도에 대해 서술한다.

결정 방위의 평균 극밀도 D1:1.0 이상 또한 5.0 이하

결정 방위의 극밀도 D2:1.0 이상 또한 4.0 이하

본 실시 형태에 관한 냉연 강판에서는, 2종류의 결정 방위의 극밀도로서, 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위[강판의 표면으로부터 강판의 판 두께 방향(깊이 방향)으로 판 두께의 5/8 내지 3/8의 거리만큼 이격된 범위]인 판 두께 중앙부에 있어서의 압연 방향에 평행한(판 두께 방향을 법선으로 함) 판 두께 단면에 대해, 100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1(이하에서는, 평균 극밀도라고 생략하는 경우가 있음)과, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2를 제어하고 있다.

본 실시 형태에서는 평균 극밀도 D1이, 특히 중요한 집합 조직(금속 조직 중의 결정립의 결정 방위)의 특징점(방위 집적도, 집합 조직의 발달도)이다. 또한, 평균 극밀도 D1은 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내는 극밀도이다.

5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 상기 단면에 대해, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 또는 X선 회절을 행하여, 랜덤 시료에 대한 각 방위의 전자 회절 강도 또는 X선 회절 강도의 강도비를 구하고, 이 각 강도비로부터 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1을 구할 수 있다.

이 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1이 5.0 이하이면, 하체 부품이나 골격 부품의 가공에 최저한 필요해지는 d/RmC[판 두께 d를 최소 굽힘 반경 RmC(C방향 굽힘)로 나눈 지표]가 1.0 이상을 만족시킬 수 있다. 이 조건은, 특히, 인장 강도 TS와, 구멍 확장률 λ와, 전연신율 EL이, 자동차 차체의 하체 부재에 필요해지는 2개의 조건, 즉 TS×λ≥30000 및 TS×EL≥14000을 바람직하게 만족시키기 위한 하나의 조건이기도 하다.

또한, 평균 극밀도 D1이 4.0 이하이면, 성형성의 방위 의존성(등방성)의 지표인, C방향 굽힘의 최소 굽힘 반경 RmC에 대한 45° 방향 굽힘의 최소 굽힘 반경 Rm45의 비율(Rm45/RmC)이 저하되어, 굽힘 방향에 의존하지 않는 높은 국부 변형능을 확보할 수 있다. 그로 인해, 평균 극밀도 D1이, 5.0 이하이면 되고, 4.0 이하인 것이 바람직하다. 보다 우수한 구멍 확장성이나 작은 한계 굽힘 특성을 필요로 하는 경우에는, 평균 극밀도 D1은, 보다 바람직하게는 3.5 미만이고, 더욱 한층 바람직하게는 3.0 미만이다.

{100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1이 5.0 초과에서는, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해진다. 그 결과, 특정한 방향만의 국부 변형능이 개선되지만, 그 방향과는 다른 방향에서의 국부 변형능이 현저하게 저하된다. 그로 인해, 이 경우에는, 강판이 d/RmC≥1.0을 만족시킬 수 없게 된다.

한편, 평균 극밀도 D1이 1.0 미만으로 되면, 국부 변형능의 저하가 우려된다. 그로 인해, 평균 극밀도 D1이 1.0 이상인 것이 바람직하다.

또한, 동일한 이유로부터, 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2를 4.0 이하로 한다. 이 조건은, 강판이 d/RmC≥1.0을 만족시키는 하나의 조건이고, 특히, 인장 강도 TS와, 구멍 확장률 λ와, 전연신율 EL이, 하체 부재에 필요해지는 2개의 조건, 즉 TS×λ≥30000 및 TS×EL≥14000을 바람직하게 만족시키기 위한 하나의 조건이기도 하다.

또한, 상기 극밀도 D2가 3.0 이하이면, TS×λ나 d/RmC를 더욱 높일 수 있다. 그로 인해, 상기 극밀도 D2는, 바람직하게는 2.5 이하이고, 보다 바람직하게는 2.0 이하이다. 이 극밀도 D2가 4.0 초과이면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해진다. 그 결과, 특정한 방향만의 국부 변형능이 개선되지만, 그 방향과는 다른 방향에서의 국부 변형능이 현저하게 저하된다. 그로 인해, 이 경우에는, 강판이 d/RmC≥1.0을 충분히 만족시킬 수 없게 된다.

한편, 이 극밀도 D2가 1.0 미만으로 되면, 국부 변형능의 저하가 우려된다. 그로 인해, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2가 1.0 이상인 것이 바람직하다.

극밀도는 X선 랜덤 강도비와 동의이다. X선 랜덤 강도비는 특정한 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 회절 강도(X선이나 전자)와, 공시재의 회절 강도를 동일한 조건으로 X선 회절법 등에 의해 측정하여, 얻어진 공시재의 회절 강도를 표준 시료의 회절 강도로 나눈 수치이다. 이 극밀도는 X선 회절이나 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction), 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)를 사용하여 측정할 수 있다. 예를 들어, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1은, 이들 방법에 의해 측정된 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의 극점도를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직(ODF:Orientation Distribution Functions)으로부터 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 방위의 극밀도를 구하고, 이들 극밀도를 상가 평균하여 얻어진다.

X선 회절, EBSD, ECP에 제공하는 시료에 대해서는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 감소하고, 계속해서, 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하는 동시에 판 두께의 5/8 내지 3/8의 범위를 포함하는 적당한 면이 측정면으로 되도록 시료를 조정하여, 상술한 방법에 따라서 극밀도를 측정하면 된다. 판 폭 방향에 대해서는, 1/4 혹은 3/4의 판 두께 위치(강판의 단부면으로부터 강판의 판 폭의 1/4의 거리만큼 이격된 위치) 근방에서 시료를 채취하는 것이 바람직하다.

판 두께 중앙부뿐만 아니라, 가능한 한 많은 판 두께 위치에 대해서도, 강판이 상술한 극밀도를 만족시킴으로써, 보다 한층 국부 변형능이 양호해진다. 그러나, 상술한 판 두께 중앙부의 방위 집적이 가장 강하고 강판의 이방성에 미치는 영향이 크기 때문에, 이 판 두께 중앙부의 재질이 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표한다. 그로 인해, 5/8 내지 3/8의 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1과, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2를 규정하고 있다.

여기서, {hkl}<uvw>는 상술한 방법으로 시료를 채취했을 때, 판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행하고, 압연 방향이 <uvw>와 평행한 것을 나타내고 있다. 또한, 결정의 방위는 통상 판면에 수직인 방위를 (hkl) 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 [uvw] 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}<uvw>는 등가인 면의 총칭이고, (hkl) [uvw]는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 있어서는, 체심 입방 구조(bcc 구조)를 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어, (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)의 각 면은, 등가이고 구별할 수 없다. 이와 같은 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111}면이라고 칭한다. ODF 표시는 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, ODF 표시에서는 개개의 방위를 (hkl)[uvw]로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 실시 형태에 있어서는, {hkl}<uvw>와 (hkl)[uvw]는 동의이다.

다음에, 강판의 r값(랭크포드값)에 대해 설명한다.

본 실시 형태에서는, 국부 변형능을 더욱 향상시키기 위해, 각 방향의 r값(후술하는 압연 방향의 r값인 rL, 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 r값인 r30, 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 r값인 r60, 압연 방향에 대해 직각 방향의 r값인 rC)을 소정 범위로 하면 된다. 이들 r값은 본 실시 형태에 있어서 중요하다. 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상술한 각 극밀도를 적정하게 제어한 후, 이들 r값을 적절하게 제어함으로써, 보다 양호한 구멍 확장성 등의 국부 변형능이 얻어지는 것이 판명되었다.

압연 방향에 대해 직각 방향의 r값(rC):0.70 이상 또한 1.50 이하

본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도를 상기의 범위 내로 하는 동시에, rC를 0.70 이상으로 함으로써, 보다 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, rC가 0.70 이상이면 된다. rC의 상한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, rC가 1.50 이하이면 된다. 바람직하게는 rC가 1.10 이하이면 된다.

압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 r값(r30):0.70 이상 또한 1.50 이하

본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도를 상기의 범위 내로 하는 동시에, r30을 1.50 이하로 함으로써, 보다 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, r30이 1.50 이하이면 된다. 바람직하게는, r30이 1.10 이하이면 된다. r30의 하한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, r30이 0.70 이상이면 된다.

압연 방향의 r값(rL):0.70 이상 또한 1.50 이하

압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 r값(r60):0.70 이상 또한 1.50 이하

또한, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도, rC, r30을 상술한 범위 내로 하는 동시에, rL 및 r60이, 각각 rL≥0.70, r60≤1.50을 만족시킴으로써, 보다 양호한 TS×λ를 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, rL이 0.70 이상이고, r60이 1.50 이하이면 된다. 바람직하게는, r60이 1.10 이하이면 된다. 상술한 rL의 상한 및 r60의 하한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는 rL이 1.50 이하, r60이 0.70 이상이면 된다. 바람직하게는 rL이 1.10 이하이면 된다.

상술한 각 r값에 대해서는, JIS5호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 의해 평가한다. 통상의 고강도 강판의 경우를 고려하여, 인장 변형이, 5 내지 15％의 범위 내이고, 또한 균일 연신율에 상당하는 범위에서 r값을 평가하면 된다.

또한, 굽힘 가공을 실시하는 방향은 가공 부품에 따라서 다르기 때문에 특별히 한정하는 것은 아니고, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판에 의해, 어떤 굽힘 방향에 있어서도 동일한 특성이 얻어지는 것이다.

그런데, 일반적으로 집합 조직과 r값은 상관이 있는 것이 알려져 있지만, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판에 있어서는, 상술한 결정 방위의 극밀도에 관한 한정과 r값에 관한 한정은 서로 동의가 아니다. 따라서, 양쪽의 한정이 동시에 만족되면 보다 양호한 국부 변형능을 얻을 수 있다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 기본적인 금속 조직은 복수의 결정립을 포함하여, 페라이트 및 또는 베이나이트를 주상으로 하고, 마르텐사이트를 제2 상으로 하는 DP(Dual Phase) 조직인 것을 특징으로 한다. 주상인 변형능이 우수한 페라이트나 베이나이트에, 제2 상으로서 경질 조직인 마르텐사이트가 분산됨으로써, 강도와, 균일 변형능을 높이는 것이 가능해진다. 이 균일 변형능의 향상은 금속 조직 중에 경질 조직인 마르텐사이트가 미세 분산됨으로써, 강판의 가공 경화율이 상승하는 것에 기인한다. 또한, 여기서 말하는, 페라이트 및 베이나이트에는 폴리고널페라이트, 베이니틱페라이트를 포함한다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판은 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 이외의 조직으로서, 잔류 오스테나이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 복수의 개재물 등을 포함한다. 이들 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 이외의 조직은 면적률로 0％ 이상 또한 10％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 조직 중에 오스테나이트가 잔존하면 2차 가공 취성이나 지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, 불가피하게 존재하는 면적률로 5％ 정도의 잔류 오스테나이트 이외에는, 실질적으로 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 것이 바람직하다.

주상인 페라이트와 베이나이트의 면적률:30％ 이상 또한 99％ 미만

주상인 페라이트 및 베이나이트는 비교적 연질이고 높은 변형능을 갖는다. 페라이트와 베이나이트를 합하여 면적률이 30％ 이상인 경우에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 균일 변형능과 국부 변형능의 양쪽의 특성이 만족된다. 보다 바람직하게는, 페라이트와 베이나이트를 합하여 면적률로 50％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트와 베이나이트를 합한 면적률이 99％ 이상이면, 강판의 강도와 균일 변형능이 저하된다.

바람직하게는, 주상으로서, 베이나이트의 면적률을 5％ 이상 또한 80％ 이하로 해도 된다. 보다 강도가 우수한 베이나이트의 면적률을 5％ 이상 또한 80％ 이하로 함으로써, 강판의 강도와 연성(변형능)의 밸런스 중, 강도를 보다 바람직하게 높일 수 있다. 페라이트보다 경도가 단단한 조직인 베이나이트의 면적률을 높임으로써, 강판의 강도가 향상된다. 또한, 마르텐사이트와의 경도차가 페라이트보다 작은 베이나이트는 연질상과 경질상의 계면에서의 보이드의 발생을 억제하여, 구멍 확장성을 향상시킨다.

또는, 주상으로서, 페라이트의 면적률을 30％ 이상 또한 99％ 이하로 한다. 보다 변형능이 우수한 페라이트의 면적률을 30％ 이상 또한 99％ 이하로 함으로써, 강판의 강도와 연성(변형능)의 밸런스 중, 연성(변형능)을 보다 바람직하게 높일 수 있다. 특히, 페라이트가 균일 변형능의 향상에 기여한다.

마르텐사이트의 면적률 fM:1％ 이상 또한 70％ 이하

제2 상으로서 경질 조직인 마르텐사이트가 금속 조직 중에 분산됨으로써, 강도와, 균일 변형능을 높이는 것이 가능해진다. 마르텐사이트의 면적률이 1％ 미만인 경우, 경질 조직의 분산이 적고, 가공 경화율이 낮아져, 균일 변형능이 저하된다. 바람직하게는, 마르텐사이트의 면적률이 3％ 이상이다. 한편, 면적률로 70％를 초과하는 마르텐사이트를 포함하는 경우에는, 경질 조직의 면적률이 지나치게 높으므로, 강판의 변형능이 대폭으로 감소한다. 강도와 변형능의 밸런스에 따라서, 마르텐사이트의 면적률을 50％ 이하로 해도 된다. 바람직하게는, 마르텐사이트의 면적률이 30％ 이하여도 된다. 보다 바람직하게는, 마르텐사이트의 면적률이 20％ 이하여도 된다.

마르텐사이트의 결정립의 평균 사이즈 dia:13㎛ 이하

마르텐사이트의 평균 사이즈가 13㎛를 초과하는 경우, 강판의 균일 변형능이 낮아지고, 또한 국부 변형능도 낮아질 우려가 있다. 이는, 마르텐사이트의 평균 사이즈가 조대하면, 가공 경화에 대한 기여가 작아지므로 균일 연신율이 낮아지고, 또한 조대한 마르텐사이트의 주위에서 보이드가 발생하기 쉬워지므로 국부 변형능이 낮아진다고 생각된다. 바람직하게는 마르텐사이트의 평균 사이즈가 10㎛ 이하이다. 보다 바람직하게는 마르텐사이트의 평균 사이즈가 7㎛ 이하이다. 가장 바람직하게는 5㎛ 이하가 좋다.

TS/fM×dis/dia의 관계:500 이상

또한, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 인장 강도를 단위 ㎫로 TS(Tensile Strength), 마르텐사이트의 면적률을 단위 ％로 fM(fraction of Martensite), 마르텐사이트의 결정립 사이의 평균 거리를 단위 ㎛로 dis(distance), 마르텐사이트의 결정립의 평균 사이즈를 단위 ㎛로 dia(diameter)로 했을 때, TS, fM, dis, dia의 관계가 하기의 식 1을 만족시키는 경우에, 강판의 균일 변형능이 향상되므로 바람직하다.

[식 1]

TS/fM×dis/dia의 관계가 500보다 작은 경우에는, 강판의 균일 변형능이 크게 저하될 우려가 있다. 이 식 1의 물리적인 의미는 명백하게 되어 있지 않다. 그러나, 마르텐사이트의 결정립 사이의 평균 거리 dis가 작을수록, 또한 마르텐사이트의 결정립의 평균 사이즈 dia가 클수록, 효율적으로 가공 경화되기 때문이라고 생각된다. 또한, TS/fM×dis/dia의 관계에, 특별히 상한값은 없다. 단, 실조업상, TS/fM×dis/dia의 관계가 10000 초과로 되는 경우는 적으므로, 상한을 10000 이하로 한다.

장축 단축비가 5.0 이하인 마르텐사이트의 비율:50％ 이상

또한, 마르텐사이트의 결정립의 장축을 단위 ㎛로 La로 하고, 단축을 단위 ㎛로 Lb로 했을 때, 하기의 식 2를 만족시키는 마르텐사이트의 결정립이, 상기 마르텐사이트 면적률 fM에 대해, 면적률로 50％ 이상 또한 100％ 이하인 경우에, 국부 변형능이 향상되므로 바람직하다.

[식 2]

이 효과가 얻어지는 상세한 이유는 명백하게 되어 있지 않다. 그러나, 마르텐사이트의 형태가, 침 형상보다도, 구 형상에 가까워짐으로써, 마르텐사이트 주위의 페라이트나 베이나이트로의 과도한 응력 집중이 완화되어, 국부 변형능이 향상되는 것이라고 생각된다. 바람직하게는, La/Lb가 3.0 이하인 마르텐사이트의 결정립이, fM에 대해, 면적률로 50％ 이상이다. 보다 바람직하게는, La/Lb가 2.0 이하인 마르텐사이트의 결정립이, fM에 대해, 면적률로 50％ 이상이다. 또한, 등축인 마르텐사이트의 비율이, fM에 대해 50％ 미만에서는 국부 변형능이 열화될 우려가 있다. 또한, 상기의 식 2의 하한값은 1.0으로 된다.

또한, 상기 마르텐사이트의 일부 또는 전체가 템퍼링 마르텐사이트여도 된다. 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 강판의 강도가 감소하지만, 주상과 제2 상 사이의 경도차가 감소하여, 강판의 구멍 확장성이 향상된다. 필요로 하는 강도와 변형능의 밸런스에 따라서, 마르텐사이트 면적률 fM에 대한, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 제어하면 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판은 잔류 오스테나이트를 5％ 이하 포함해도 된다. 5％를 초과하면, 가공 후에 잔류 오스테나이트가 매우 단단한 마르텐사이트로 변태되어, 구멍 확장성이 대폭으로 열화된다.

상기한 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 금속 조직은 1/8 내지 3/8의 판 두께 범위(즉, 1/4의 판 두께 위치가 중심이 되는 판 두께 범위)를 전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의해 관찰할 수 있다. 이 관찰에 의해 얻어진 화상으로부터 상기 특성값을 결정할 수 있다. 또는, 후술하는 EBSD에 의해서도 결정할 수 있다. 이 FE-SEM 관찰에서는, 강판의 압연 방향에 평행한(판 두께 방향을 법선으로 함) 판 두께 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취하고, 이 관찰면에 대해 연마 및 나이탈 에칭을 행하고 있다. 또한, 판 두께 방향에 대해, 강판 표면 근방 및 강판 중심 근방에서는, 각각, 탈탄 및 Mn 편석에 의해 강판의 금속 조직(구성 요소)이 그 밖의 부분과 크게 다른 경우가 있다. 그로 인해, 본 실시 형태에서는, 1/4의 판 두께 위치를 기준으로 한 금속 조직의 관찰을 행하고 있다.

결정립의 체적 평균 직경:5㎛ 이상 또한 30㎛ 이하

추가로, 변형능을 더욱 향상시키는 경우에는, 금속 조직 중의 결정립의 사이즈, 특히, 체적 평균 직경을 미세화하면 된다. 또한, 체적 평균 직경을 미세화함으로써, 자동차용 강판 등으로 구해지는 피로 특성(피로 한도비)도 향상된다. 미립에 비하면 조대립의 수가 변형능에 미치는 영향도가 높기 때문에, 변형능은 개수 평균 직경보다도 체적의 가중 평균으로 산출되는 체적 평균 직경과 강하게 상관된다. 그로 인해, 상기의 효과를 얻는 경우에는, 체적 평균 직경이 5㎛ 이상 또한 30㎛ 이하, 바람직하게는 5㎛ 이상 또한 20㎛ 이하, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이상 또한 10㎛ 이하이면 된다.

또한, 체적 평균 직경이 작아지면, 마이크로 오더로 발생하는 국부적인 변형 집중이 억제되어, 국부 변형 시의 변형을 분산할 수 있고, 연신율, 특히 균일 연신율이 향상된다고 생각된다. 또한, 체적 평균 직경이 작아지면, 전위 운동의 장벽이 되는 결정립계를 적절하게 제어할 수 있어, 이 결정립계가 전위 운동에 의해 발생하는 반복 소성 변형(피로 현상)에 작용하여, 피로 특성이 향상된다.

또한, 이하와 같이, 개개의 결정립(입자 단위)의 직경을 결정할 수 있다. 펄라이트는 광학 현미경에 의한 조직 관찰에 의해 특정된다. 또한, 페라이트, 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트의 입자 단위는 EBSD에 의해 특정된다. EBSD에 의해 판정된 영역의 결정 구조가 면심 입방 구조(fcc 구조)이면, 이 영역을 오스테나이트라고 판정한다. 또한, EBSD에 의해 판정된 영역의 결정 구조가 체심 입방 구조(bcc 구조)이면, 이 영역을 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 중 어느 하나라고 판정한다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트는 EBSP-OIM(등록 상표, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)에 장비되어 있는 KAM(Kernel Average Misorientation)법을 사용하여 식별할 수 있다. KAM법에서는, 측정 데이터 중 어떤 정육각형의 픽셀(중심의 픽셀)과 이 픽셀에 이웃하는 6개의 픽셀을 사용한 제1 근사(전체 7픽셀), 혹은 이들 6개의 픽셀의 더욱 외측의 12개의 픽셀도 사용한 제2 근사(전체 19픽셀), 혹은 이들 12개의 픽셀의 더욱 외측의 18개의 픽셀도 사용한 제3 근사(전체 37픽셀)에 대해, 각 픽셀 사이의 방위차를 평균하고, 얻어진 평균값을 그 중심의 픽셀의 값으로 결정하고, 이와 같은 조작을 픽셀 전체에 대해 행한다. 이 KAM법에 의한 계산을 입계를 초과하지 않도록 행함으로써, 입자 내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 이 맵은 입자 내의 국소적인 방위 변화에 기초하는 변형의 분포를 나타내고 있다.

본 실시 형태에서는 EBSP-OIM(등록 상표)에 있어서, 제3 근사에 의해 인접하는 픽셀 사이의 방위차를 계산한다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 입경은, 예를 들어 1500배의 배율로 0.5㎛ 이하의 측정 스텝에서 상술한 방위 측정을 행하고, 이웃하는 측정점의 방위차가 15°를 초과하는 위치를 입자 경계(이 입자 경계는 반드시 일반적인 결정립계라고는 할 수 없음)로서 정하여, 그 원상당 직경을 산출함으로써 얻어진다. 금속 조직 중에 펄라이트가 포함되는 경우에는, 광학 현미경에 의해 얻어진 화상에 대해, 2치화 처리, 절단법 등의 화상 처리법을 적용함으로써 펄라이트의 결정립경을 산출할 수 있다.

이와 같이 정의된 결정립(입자 단위)에서는, 원상당 반경(원상당 직경의 반값)을 r로 한 경우에, 개개의 입자의 체적이 4×π×r³/3에 의해 얻어지고, 이 체적의 가중 평균에 의해 체적 평균 직경을 구할 수 있다. 또한, 하기의 조대립의 면적률은 이 방법에 의해 얻어진 조대립의 면적률을 측정 대상의 면적으로 나눔으로써 얻을 수 있다. 또한, 상기의 체적 평균 직경 이외, 예를 들어, 상기한 마르텐사이트의 결정립의 평균 사이즈 dia 등은, 상기의 원상당 직경, 또는 2치화 처리 및 절단법 등에 의해 구한 결정립경을 사용한다.

상기한 마르텐사이트의 결정립 사이의 평균 거리 dis는 상기의 FE-SEM 관찰법 이외에, 이 EBSD법(단, EBSD가 가능한 FE-SEM)에 의해 얻어진, 마르텐사이트와 마르텐사이트 이외의 입자 사이의 경계를 사용하여 결정할 수도 있다.

입경이 35㎛ 초과인 조대 결정립의 면적률:0％ 이상 또한 10％ 이하

또한, 국부 변형능을 보다 개선하는 경우에는, 금속 조직의 전체 구성 요소에 대해, 단위 면적당에 입경이 35㎛를 초과하는 입자(조대립)가 차지하는 면적의 비율(조대립의 면적률)을 0％ 이상 또한 10％ 이하로 제한하면 된다. 입경이 큰 입자가 증가하면, 인장 강도가 작아져, 국부 변형능도 저하된다. 따라서, 가능한 한 결정립을 미립으로 하는 것이 바람직하다. 추가로, 모든 결정립이 균일하고 또한 등가로 변형을 받음으로써 국부 변형능이 개선되므로, 조대립의 양을 제한함으로써, 국부적인 결정립의 변형을 억제할 수 있다.

페라이트의 경도 H: 하기의 식 3을 만족시키는 것이 바람직하다.

주상인 연질의 페라이트는 강판의 변형능 향상에 기여한다. 따라서, 페라이트의 경도 H의 평균값이 하기의 식 3을 만족시키는 것이 바람직하다. 하기의 식 3 이상으로 경질인 페라이트가 존재하면, 강판의 변형능 향상 효과가 얻어지지 않을 우려가 있다. 또한, 페라이트의 경도 H의 평균값은, 나노인덴터로 1mN의 하중으로 페라이트의 경도를 100점 이상 측정하여 구하는 것으로 한다.

[식 3]

여기서, [Si], [Mn], [P], [Nb] 및 [Ti]은, 각각, Si, Mn, P, Nb 및 Ti의 질량 백분율이다.

페라이트 또는 베이나이트의 경도의 표준 편차/평균값:0.2 이하

본 발명자들은 주상인 페라이트 또는 베이나이트의 균질성에 착안한 검토를 행한 결과, 이 주상의 균질성이 높은 조직이면, 균일 변형능과 국부 변형능의 밸런스를 바람직하게 개선할 수 있는 것을 발견하였다. 구체적으로는, 페라이트의 경도의 표준 편차를, 페라이트의 경도의 평균값으로 나눈 값이 0.2 이하이면, 상기 효과가 얻어지므로 바람직하다. 또는, 베이나이트의 경도의 표준 편차를, 베이나이트의 경도의 평균값으로 나눈 값이 0.2 이하이면, 상기 효과가 얻어지므로 바람직하다. 이 균질성은 주상인 페라이트 또는 베이나이트에 대해 나노인덴터로 1mN의 하중으로 경도를 100점 이상 측정하고, 그 평균값과 그 표준 편차를 사용함으로써 정의할 수 있다. 즉, 경도의 표준 편차/경도의 평균값의 값이 낮을수록 균질성은 높고, 0.2 이하일 때에 그 효과가 얻어진다. 나노인덴터(예를 들어, CSIRO사제 UMIS-2000)에서는, 결정립경보다도 작은 압자를 사용함으로써, 결정립계를 포함하지 않는 단일의 결정립의 경도를 측정할 수 있다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 화학 조성에 대해 설명한다.

C:0.01％ 이상 또한 0.4％ 이하

C(탄소)는 강판의 강도를 높이는 원소이고, 또한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 위해 필수인 원소이다. C 함유량의 하한을 0.01％로 한 것은, 마르텐사이트를 면적률로 1％ 이상 얻기 위해서이다. 바람직하게는 0.03％ 이상이 좋다. 한편, C 함유량이 0.40％ 초과로 되면 강판의 변형능이 저하되고, 또한 강판의 용접성도 악화된다. 바람직하게는 C 함유량을 0.30％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.3％ 이하, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하가 좋다.

Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하

Si(규소)는 강의 탈산 원소이고, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 또한, Si는 열간 압연 후의 온도 제어 시에 페라이트를 안정화시키고, 또한 베이나이트 변태 시의 시멘타이트 석출을 억제하는 원소이다. 그러나, Si 함유량이 2.5％ 초과로 되면, 강판의 변형능이 저하되고, 또한 강판에 표면 흠집이 발생하기 쉬워진다. 한편, Si 함유량이 0.001％ 미만에서는, 상기 효과를 얻는 것이 곤란하다.

Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하

Mn(망간)은 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 4.0％ 초과로 되면, 강판의 변형능이 저하된다. 바람직하게는 Mn 함유량을 3.5％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, Mn 함유량을 3.0％ 이하로 한다. 한편, Mn 함유량이 0.001％ 미만에서는, 상기 효과를 얻는 것이 곤란하다. 또한, Mn은 강 중의 S(유황)을 고정화함으로써, 열간 압연 시의 균열을 방지하는 원소이기도 하다. Mn 이외에, S에 의한 열간 압연 시의 균열의 발생을 억제하는 Ti 등의 원소가 충분히 첨가되지 않은 경우에는, Mn 함유량과 S 함유량이, 질량％로, Mn/S≥20을 만족시키는 것이 바람직하다.

Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하

Al(알루미늄)은 강의 탈산 원소이다. 또한, Al은 열간 압연 후의 온도 제어 시에 페라이트를 안정화시키고, 또한 베이나이트 변태 시의 시멘타이트 석출을 억제하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. 그러나, Al 함유량이 2.0％ 초과에서는, 용접성이 열악해진다. 또한, 정량적으로 효과를 나타내는 것이 어렵지만, Al은 강 냉각 시에 γ(오스테나이트)로부터 α(페라이트)로 변태가 개시되는 온도 Ar₃를, 현저하게 상승시키는 원소이다. 따라서, Al 함유량에 의해, 강의 Ar₃를 제어해도 된다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판은 상기한 기본 성분 외에, 불가피적 불순물을 함유한다. 여기서, 불가피적 불순물이라 함은, 스크랩 등의 부원료나, 제조 공정으로부터 불가피하게 혼입되는 P, S, N, O, Cd, Zn, Sb 등의 원소를 의미한다. 이 중에서, P, S, N 및 O는 상기 효과를 바람직하게 발휘시키기 위해, 이하와 같이 제한한다. 또한, P, S, N 및 O 이외의 상기 불가피적 불순물은 각각 0.02％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 단, 이들 불순물이 0.02％ 이하 포함되어도, 상기 효과를 잃는 것은 아니다. 불순물 함유량의 제한 범위에는 0％가 포함되지만, 공업적으로 안정적으로 0％로 하는 것이 어렵다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

P:0.15％ 이하

P(인)은 불순물이고, 과잉으로 강 중에 함유하면, 열간 압연 또는 냉간 압연 시의 균열을 조장하는 원소이고, 또한 강판의 연성이나 용접성을 손상시키는 원소이다. 따라서, P 함유량을 0.15％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, P 함유량을 0.05％ 이하로 제한한다. 또한, P은 고용 강화 원소로서 작용하고, 또한 불가피하게 강 중에 포함되므로, P 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. P 함유량의 하한은 0％여도 된다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, P 함유량의 하한은 0.0005％여도 된다.

S:0.03％ 이하

S(유황)은 불순물이고, 과잉으로 강 중에 함유하면, 열간 압연에 의해 신장한 MnS가 생성되어, 강판의 변형능을 저하시키는 원소이다. 따라서, S 함유량을 0.03％ 이하로 제한한다. 또한, S는 불가피하게 강 중에 포함되므로, S 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. S 함유량의 하한은 0％여도 된다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, P 함유량의 하한은 0.0005％여도 된다.

N:0.01％ 이하

N(질소)은 불순물이고, 강판의 변형능을 저하시키는 원소이다. 따라서, N 함유량을 0.01％ 이하로 제한한다. 또한, N은 불가피하게 강 중에 포함되므로, N 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. N 함유량의 하한은 0％여도 된다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, N 함유량의 하한은 0.0005％여도 된다.

O:0.01％ 이하

O(산소)는 불순물이고, 강판의 변형능을 저하시키는 원소이다. 따라서, O 함유량을 0.01％ 이하로 제한한다. 또한, O는 불가피하게 강 중에 포함되므로, O 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. O 함유량의 하한은 0％여도 된다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, O 함유량의 하한은 0.0005％여도 된다.

이상의 화학 원소는 본 실시 형태에 있어서의 강의 기본 성분(기본 원소)이고, 이 기본 원소가 제어(함유 또는 제한)되어, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이 본 실시 형태의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 성분에 추가하여(잔량부의 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에서는, 필요에 따라서 이하의 화학 원소(선택 원소)를 강 중에 더 함유시켜도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 강 중에 불가피하게(예를 들어, 각 선택 원소의 양의 하한 미만의 양) 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

즉, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판은 상기한 기본 성분 및 불순물 원소 외에, 선택 성분으로서, Mo, Cr, Ni, Cu, B, Nb, Ti, V, W, Ca, Mg, Zr, REM, As, Co, Sn, Pb, Y, Hf 중 적어도 1개를 더 함유해도 된다. 이하에, 선택 성분의 수치 한정 범위와 그 한정 이유를 설명한다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하

Nb:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하

B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하

Ti(티타늄), Nb(니오브), B(붕소)는 강 중의 탄소 및 질소를 고정하여 미세한 탄질화물을 생성하므로, 강에 석출 강화, 조직 제어, 미립 강화 등의 효과를 초래하는 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Ti, Nb, B 중 어느 하나가 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.001％ 이상, Nb 함유량을 0.001％ 이상, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Ti 함유량을 0.01％ 이상, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. 그러나, 이들 선택 원소를 과도하게 강 중에 첨가해도, 상기 포화해 버리는 것에 추가하여, 열연 후의 재결정이 억제되어 결정 방위의 제어가 곤란해져, 강판의 가공성(변형능)을 열화시킬 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량을 0.2％ 이하, Nb 함유량을 0.2％ 이하, B 함유량을 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, B는 함유량을 0.003％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 모두 0％이다.

Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하

REM:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하

Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하

Mg(마그네슘), REM(Rare Earth Metal), Ca(칼슘)은 개재물을 무해한 형태로 제어하여, 강판의 국부 변형능을 향상시키기 위해 중요한 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Mg, REM, Ca 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, Mg 함유량을 0.0001％ 이상, REM 함유량을 0.0001％ 이상, Ca 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Mg 함유량을 0.0005％ 이상, REM 함유량을 0.001％ 이상, Ca 함유량을 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 이들 선택 원소를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 연신된 형상의 개재물이 형성되어, 강판의 변형능을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Mg 함유량을 0.01％ 이하, REM 함유량을 0.1％ 이하, Ca 함유량을 0.01％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 모두 0％이다.

또한, 여기서는 REM을, 원자 번호가 57인 란탄부터 71인 루테슘까지의 15 원소에, 원자 번호가 21인 스칸듐을 첨가한 합계 16 원소의 총칭으로 한다. 통상은, 이들 원소의 혼합물인 미슈 메탈의 형태로 공급되어, 강 중에 첨가된다.

Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하

Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하

Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하

W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하

Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하

As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하

Mo(몰리브덴), Cr(크로뮴), Ni(니켈), W(텅스텐), Zr(지르코늄), As(비소)는 강판의 기계적 강도를 높이는 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Mo, Cr, Ni, W, Zr, As 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.001％ 이상, Cr 함유량을 0.001％ 이상, Ni 함유량을 0.001％ 이상, W 함유량을 0.001％ 이상, Zr 함유량을 0.0001％ 이상, As 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Mo 함유량을 0.01％ 이상, Cr 함유량을 0.01％ 이상, Ni 함유량을 0.05％ 이상, W 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. 그러나, 이들 선택 원소를 과도하게 강 중에 첨가하면, 강판의 변형능을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Mo 함유량을 1.0％ 이하, Cr 함유량을 2.0％ 이하, Ni 함유량을 2.0％ 이하, W 함유량을 1.0％ 이하, Zr 함유량을 0.2％ 이하, As 함유량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Zr 함유량을 0.05％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 모두 0％이다.

V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하

Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하

V(바나듐) 및 Cu(구리)는 Nb 및 Ti 등과 마찬가지로, 석출 강화의 효과를 갖는 선택 원소이다. 또한, V 및 Cu의 첨가는 Nb 및 Ti 등의 첨가에 의해 발생하는 국부 변형능의 저하와 비교하여, 그 저하의 정도가 작다. 따라서, 고강도이고 또한 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 국부 변형능을 보다 높게 하고 싶은 경우에는, Nb나 Ti 등보다도 효과적인 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, V 및 Cu 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, V 함유량을 0.001％ 이하, Cu 함유량을 0.001％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 양 선택 원소 모두 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. 그러나, 이들 선택 원소를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 강판의 변형능을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, V 함유량을 1.0％ 이하, Cu 함유량을 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 V 함유량을 0.5％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 모두 0％이다.

Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하

Co(코발트)는 정량적으로 효과를 나타내는 것이 어렵지만, 강 냉각 시에 γ(오스테나이트)로부터 α(페라이트)로 변태가 개시되는 온도 Ar₃를, 현저하게 상승시키는 선택 원소이다. 따라서, Co 함유량에 의해, 강의 Ar₃를 제어해도 된다. 또한, Co는 강판의 강도를 향상시키는 선택 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Co 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.001％ 이상으로 한다. 그러나, Co를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 강판의 용접성이 열화되고, 또한 강판의 변형능을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Co 함유량을 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.1％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이 선택 원소 함유량의 하한은 0％이다.

Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하

Pb:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하

Sn(주석) 및 Pb(납)은 도금 습윤성과 도금 밀착성을 향상시키는 데 유효한 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Sn 및 Pb 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, Sn 함유량을 0.0001％ 이상, Pb 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Sn 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. 그러나, 이들 선택 원소를 과도하게 강 중에 첨가하면, 열간에서의 취화가 일어나 열간 가공에서 균열이 발생하여, 강판에 표면 흠집이 발생하기 쉬워질 우려가 있다. 따라서, Sn 함유량을 0.2％ 이하, Pb 함유량을 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 양 선택 원소 모두 함유량을 0.1％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 0％이다.

Y:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하

Hf:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하

Y(이트륨) 및 Hf(하프늄)은 강판의 내식성을 향상시키는 데 유효한 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Y 및 Hf 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 상기 효과를 얻기 위해, Y 함유량을 0.0001％ 이상, Hf 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 선택 원소를 과도하게 강 중에 첨가하면, 구멍 확장성 등의 국부 변형능이 저하될 우려가 있다. 따라서, Y 함유량을 0.20％ 이하, Hf 함유량을 0.20％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Y은 강 중에서 산화물을 형성하여, 강 중의 수소를 흡착하는 효과를 갖는다. 이로 인해 강 중의 확산성 수소가 저감되어, 강판의 내수소 취화 특성을 향상시키는 것도 기대할 수 있다. 이 효과도 상기한 Y 함유량의 범위 내에서 얻을 수 있다. 더욱 바람직하게는, 양 선택 원소 모두 함유량을 0.1％ 이하로 한다. 또한, 하한 미만의 양의 이들의 선택 원소가 강 중에 함유되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 선택 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 선택 원소 함유량의 하한은 0％이다.

이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판은, 상술한 기본 원소를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는, 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.

또한, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판에 표면 처리해도 된다. 예를 들어, 전기 도금, 용융 도금, 증착 도금, 도금 후의 합금화 처리, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기염류 및 무기염류 처리, 논크로메이트 처리 등의 표면 처리를 적용함으로써, 냉연 강판이 각종 피막(필름이나 코팅)을 구비하고 있어도 된다. 이와 같은 예로서, 냉연 강판이, 그 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖고 있어도 된다. 냉연 강판이 상기의 피막을 구비하고 있어도, 고강도이고 또한 균일 변형능과 국부 변형능을 충분히 유지할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에서는, 냉연 강판의 판 두께는 특별히 제한되지 않지만, 예를 들어, 1.5 내지 10㎜여도 되고, 2.0 내지 10㎜여도 된다. 또한, 냉연 강판의 강도도, 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 인장 강도가 440 내지 1500㎫이어도 된다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판은 고강도 강판의 용도 전반에 적용할 수 있고, 균일 변형능이 우수하고, 또한 고강도 강판의 굽힘 가공성이나 구멍 확장성 등의 국부 변형능이 비약적으로 향상되어 있다.

다음에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 고강도이고 또한 우수한 균일 변형능 및 국부 변형능을 갖는 냉연 강판을 제조하기 위해서는, 강의 화학 조성과, 금속 조직과, 특정한 결정 방위군의 각 방위의 극밀도로 나타내는 집합 조직을 제어하는 것이 중요하다. 상세를 이하에 기재한다.

열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 고로나 전로, 전로 등에 의한 제련 및 정련에 이어서 각종 2차 정련을 행하여 상기의 화학 조성을 만족시키는 강을 용제하여, 강(용강)을 얻을 수 있다. 계속해서, 이 강으로부터 강괴 또는 슬래브를 얻기 위해, 예를 들어, 통상의 연속 주조법, 잉곳법, 박 슬래브 주조법 등의 주조 방법으로 강을 주조할 수 있다. 연속 주조의 경우에는, 강을 한번 저온(예를 들어, 실온)까지 냉각하고, 재가열한 후, 이 강을 열간 압연해도 되고, 주조된 직후의 강(주조 슬래브)을 연속적으로 열간 압연해도 된다. 또한, 강(용강)의 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.

고강도이고 또한 균일 변형능과 국부 변형능이 우수한 고강도 강판을 얻기 위해서는, 이하의 요건을 만족시키면 된다. 또한, 이하에서는, 「강」 및 「강판」을 동의로서 사용한다.

제1 열간 압연 공정

제1 열간 압연 공정으로서, 상기 용제 및 주조한 강괴를 사용하여, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하(바람직하게는 1150℃ 이하)의 온도 범위에서, 40％ 이상의 압하율의 압연 패스를 적어도 1회 이상 행한다. 이들 조건으로 제1 열간 압연을 행함으로써, 제1 열간 압연 공정 후의 강판의 평균 오스테나이트 입경이 200㎛ 이하로 되어, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의 균일 변형능과 국부 변형능의 향상에 기여한다.

압하율이 크고 또한 압하의 횟수가 많을수록, 보다 미세한 오스테나이트립이 된다. 예를 들어, 제1 열간 압연 공정에서, 1패스의 압하율이 40％ 이상인 압연을 2회(2패스) 이상 행함으로써, 강판의 평균 오스테나이트 입경이 100㎛ 이하로 되어 바람직하다. 단, 제1 열간 압연에서, 1패스의 압하율을 70％ 이하로 제한하거나, 압하 횟수(패스수)를 10회 이하로 제한함으로써, 강판 온도의 저하나 스케일의 과잉 생성의 우려를 저하시킬 수 있다. 그로 인해, 조압연에 있어서, 1패스의 압하율이 70％ 이하여도 되고, 압하 횟수(패스수)가 10회 이하여도 된다.

이와 같이, 제1 열간 압연 공정 후의 오스테나이트립을 미세로 함으로써, 후행정에서 오스테나이트립을 더욱 미세로 할 수 있고, 또한, 후행정에서 오스테나이트로부터 변태되는, 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트를 미세하고 또한 균일하게 분산시킬 수 있으므로 바람직하다. 또한, 이는 상기의 rC 및 r30 등의 랭크포드값을 제어하는 하나의 조건이 된다. 그 결과, 집합 조직을 제어할 수 있으므로 강판의 이방성과 국부 변형능이 개선되고, 또한 금속 조직을 미세화할 수 있으므로 강판의 균일 변형능과 국부 변형능이(특히 균일 변형능이) 개선된다. 또한, 후공정인 제2 열간 압연 공정 중에, 제1 열간 압연 공정에 의해 미세화된 오스테나이트의 입계가, 재결정 핵의 하나로서 기능한다고 추측된다.

제1 열간 압연 공정 후의 평균 오스테나이트 입경을 확인하기 위해서는, 제1 열간 압연 공정 후의 강판을 가능한 한 큰 냉각 속도로 급냉하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 10℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 강판을 냉각한다. 또한, 냉각하여 얻어진 이 강판으로부터 채취한 판편의 단면을 에칭하여 마이크로 조직 중의 오스테나이트 입계를 들뜨게 하여 광학 현미경으로 측정한다. 이때, 50배 이상의 배율에서의 20이상의 시야에 대해, 오스테나이트의 입경을, 화상 해석이나 절단법으로 측정하고, 각 시야에서 측정한 오스테나이트 입경을 평균하여 평균 오스테나이트 입경을 얻는다.

제1 열간 압연 공정 후에, 시트바아를 접합하여, 연속적으로 후공정인 제2 열간 압연 공정을 행해도 된다. 그때, 조바아를, 일단 코일 형상으로 권취하여, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 저장하고, 다시 되감은 후 접합을 행해도 된다.

제2 열간 압연 공정

제2 열간 압연 공정으로서, 제1 열간 압연 공정 후의 강판에, 하기의 식 4에 의해 산출되는 온도를 단위 ℃로 T1로 했을 때, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하고, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％이고, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이하로 제한되어, 압연 종료 온도가 Ar₃℃ 이상인 압연을 행한다.

5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1과, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2를 전술한 범위로 제어하기 위한 하나의 조건으로서, 제2 열간 압연 공정에서, 강의 화학 조성(단위:질량％)에 의해 하기의 식 4와 같이 결정되는 온도 T1(단위:℃)을 기준으로 압연을 제어한다.

[식 4]

또한, 이 식 4에서, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]은, 각각, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율이다.

이 식 4에 포함되지만, 강 중에 함유되지 않은 화학 원소는 그 함유량을 0％로 하여 계산한다. 그로 인해, 강이 상기의 기본 성분만을 포함하는 화학 조성인 경우에는, 상기 식 4 대신에, 하기 식 5를 사용해도 된다.

[식 5]

또한, 강이 상기의 선택 원소를 포함하는 화학 조성인 경우에는, 식 5에 의해 산출되는 온도 대신에, 식 4에 의해 산출되는 온도를 T1(단위:℃)로 할 필요가 있다.

제2 열간 압연 공정에서는, 상기 식 4 또는 식 5에 의해 얻어지는 온도 T1(단위:℃)을 기준으로, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위(바람직하게는 T1＋50℃ 이상 또한 T1＋100℃ 이하의 온도 범위)에서, 큰 압하율을 확보하고, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서, 압하율을 작은 범위(0％를 포함함)로 제한한다. 상기한 제1 열간 압연 공정에 추가하여, 이와 같은 제2 열간 압연 공정을 행함으로써, 강판의 균일 변형능과 국부 변형능이 바람직하게 향상된다. 특히, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 큰 압하율을 확보하고, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서 압하율을 제한함으로써, 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1과, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2가 충분히 제어되므로, 그 결과, 강판의 이방성과 국부 변형능이 비약적으로 개선된다.

이 온도 T1 자체는 경험적으로 구해지고 있다. 온도 T1을 기준으로 하여, 각 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 온도 범위를 결정할 수 있는 것을 본 발명자들은 실험에 의해 경험적으로 발견하였다. 양호한 균일 변형능 및 국부 변형능을 얻기 위해서는, 압하에 보다 많은 양의 변형을 축적시켜, 보다 미립의 재결정립을 얻는 것이 중요하므로, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 복수 패스의 압연을 행하여, 그 누적 압하율을 50％ 이상으로 한다. 또한, 이 누적 압하율은 변형 축적에 의한 재결정 촉진의 관점에서 70％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 누적 압하율의 상한을 제한함으로써, 압연 온도를 보다 충분히 확보하여, 압연 부하를 더욱 억제할 수 있다. 그로 인해, 누적 압하율이 90％ 이하여도 된다.

T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 복수 패스의 압연을 행하면, 압연에 의해 변형이 축적되고, 압연 패스 사이에서 이 축적된 변형을 구동력으로 하여 오스테나이트의 재결정이 발생한다. 즉, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 복수 패스의 압연을 행함으로써, 압하마다 반복해서 재결정이 발생한다. 그로 인해, 균일하고 또한 미세하고, 등축인 재결정 오스테나이트 조직을 얻을 수 있다. 이 온도 범위에서는, 압연 시에, 동적 재결정이 발생하지 않아 결정 중에 변형이 축적되고, 압연 패스 사이에서, 이 축적한 변형을 구동력으로 하여 정적 재결정이 발생한다. 일반적으로, 동적 재결정 조직은 가공 중에 받은 변형을 그 결정 중에 축적하고 있고, 또한 국소적으로 재결정 영역과 미재결정 영역이 혼재하고 있다. 그로 인해, 비교적, 집합 조직이 발달하고 있고, 이방성이 있다. 또한, 금속 조직이 혼립으로 되는 경우가 있다. 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법에서는, 정적 재결정에 의해 오스테나이트를 재결정시키는 것을 특징으로 하고 있으므로, 균일, 미세, 또한 등축이고, 집합 조직의 발달을 억제한 재결정 오스테나이트 조직을 얻을 수 있다.

강판의 균질성을 높이고, 강판의 균일 변형능과 국부 변형능을 더욱 바람직하게 높이기 위해서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서, 1패스에서의 압하율이 30％ 이상인 대압하 패스를 적어도 1회 이상 포함하도록 제2 열간 압연을 제어한다. 이와 같이, 제2 열간 압연에서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서, 1패스에서의 압하율이 30％ 이상인 압하가 적어도 1회 이상 행해진다. 특히, 후술하는 냉각 공정을 고려하면, 이 온도 범위에서의 최종 패스의 압하율이 25％ 이상인 것이 바람직하고, 30％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 즉, 이 온도 범위에서의 최종 패스가 대압하 패스(압하율이 30％ 이상의 압연 패스)인 것이 바람직하다. 보다 높은 변형능이 강판에 요구되는 경우에는, 전반 패스의 압하율을 모두 30％ 미만으로 하고, 또한 최종의 2패스의 압하율을 각각 30％ 이상으로 하면 더욱 바람직하다. 강판의 균질성을 보다 바람직하게 높이기 위해서는, 1패스에서의 압하율이 40％ 이상인 대압하 패스를 행하면 된다. 또한, 보다 양호한 강판 형상을 얻기 위해서는, 1패스에서의 압하율이 70％ 이하인 대압하 패스로 한다.

또한, 상기의 rL 및 r60이, 각각 rL≥0.70, r60≤1.50을 만족시키는 하나의 조건으로서, 후술하는 대기 시간 t를 적절하게 제어하는 것에 추가하여, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압연에서, 압연의 각 패스 사이의 강판의 온도 상승을, 예를 들어 18℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 또한, 이 제어에 의해, 더욱 균일한 재결정 오스테나이트를 얻을 수 있으므로 바람직하다.

집합 조직의 발달을 억제하여, 등축인 재결정 조직을 보유 지지하기 위해서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압연 후, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만(바람직하게는, T1 이상 또한 T1＋30℃ 미만)의 온도 범위에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제한다. 그로 인해, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율을 30％ 이하로 제한한다. 이 온도 범위에서, 우수한 강판 형상을 확보하는 경우에는 10％ 이상의 누적 압하율이 바람직하지만, 이방성과 국부 변형능을 보다 개선하고 싶은 경우에는 누적 압하율이 10％ 이하인 것이 바람직하고, 0％인 것이 보다 바람직하다. 즉, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서는, 압하를 행하지 않아도 되고, 압하를 행하는 경우라도 누적 압하율을 30％ 이하로 한다.

Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 크면, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 재결정한 오스테나이트가, 이 압연에 의해 얇고 넓게 펴져 결정립의 형상이 등축이 아닌 것으로 되고, 또한 이 압연에 의해 변형이 축적되어 다시 집합 조직이 발달한다. 즉, 본 실시 형태에 관한 제조 조건으로는, 제2 열간 압연 공정에서, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위와, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위의 양쪽에서 압연을 제어함으로써, 오스테나이트를 균일, 미세, 또한 등축으로 재결정시켜, 강판의 집합 조직과, 금속 조직과, 이방성을 제어하여, 균일 변형능과 국부 변형능을 개선할 수 있다. 또한, 오스테나이트를 균일, 미세, 또한 등축으로 재결정시킴으로써, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의, 금속 조직, 집합 조직 및 랭크포드값 등을 제어할 수 있다.

제2 열간 압연 공정에서, Ar₃℃ 미만의 온도 범위에서 압연이 행해지거나, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 지나치게 크면, 오스테나이트의 집합 조직이 발달한다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판이, 그 판 두께 중앙부에서, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도 D1이 1.0 이상 또한 5.0 이하인 조건, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도 D2가 1.0 이상 또한 4.0 이하인 조건의 적어도 한쪽을 만족시키지 않는다. 한편, 제2 열간 압연 공정에서, T1＋200℃보다도 높은 온도 범위에서 압연이 행해지거나, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 지나치게 작으면, 균일하고 또한 미세한 재결정이 발생하지 않아, 금속 조직에 조대립이나 혼립이 포함되거나, 금속 조직이 혼립으로 된다. 그로 인해, 35㎛를 초과하는 결정립의 면적률이나 체적 평균 직경이 증대된다.

또한, 제2 열간 압연을 Ar₃(단위:℃) 미만의 온도에서 종료하면, Ar₃(단위:℃) 미만이고 또한 압연 종료 온도 이상의 온도 범위에서, 오스테나이트와 페라이트의 2상의 영역(2상 온도 영역)에서 강이 압연되게 된다. 그로 인해, 강판의 집합 조직이 발달하여, 강판의 이방성과 국부 변형능이 현저하게 열화된다. 여기서, 제2 열간 압연의 압연 종료 온도가, T1 이상이면 T1 미만의 온도 범위에 있어서의 변형량을 줄여 이방성을 보다 저감시킬 수 있고, 그 결과, 국부 변형능을 보다 높일 수 있다. 그로 인해, 제2 열간 압연의 압연 종료 온도가 T1 이상이어도 된다.

여기서, 압하율은 압연 하중이나 판 두께의 측정 등으로부터 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 또한, 압연 온도(예를 들어, 상기 각 온도 범위)에 대해서는, 스탠드 사이 온도계에 의해 실측하거나, 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션에 의해 계산하거나, 그 양쪽(실측 및 계산)을 행함으로써 얻을 수 있다. 또한, 상기한 1패스에서의 압하율은, 압연 스탠드 통과 전의 입구 판 두께에 대한 1패스에서의 압하량(압연 스탠드 통과 전의 입구 판 두께와 압연 스탠드 통과 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다. 누적 압하율은 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께를 기준으로 하고, 이 기준에 대한 누적 압하량(상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께와 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다. 또한, 냉각 중인 오스테나이트로부터의 페라이트 변태 온도인 Ar₃는 단위 ℃로, 이하의 식 6에 의해 구해진다. 또한, 상술한 바와 같이, 정량적으로 효과를 나타내는 것이 어렵지만, Al 및 Co도, Ar₃에 영향을 미친다.

[식 6]

또한, 이 식 6에서, [C], [Mn], [Si] 및 [P]은, 각각, C, Mn, Si 및 P의 질량 백분율이다.

1차 냉각 공정

1차 냉각 공정으로서, 상기한 T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 1패스의 압하율이 30％ 이상인 대압하 패스 중 최종 패스의 완료 후, 이 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간을 단위 초로 t로 했을 때, 이 대기 시간 t가 하기의 식 7을 만족시키도록, 강판에 대해 냉각을 행한다. 여기서, 식 7 중 t1은 하기의 식 8에 의해 구할 수 있다. 식 8 중 Tf는 대압하 패스 중 최종 패스 완료 시의 강판의 온도(단위:℃)이고, P1은 대압하 패스 중 최종 패스에서의 압하율(단위:％)이다.

[식 7]

[식 8]

이 최후의 대압하 패스 후의 1차 냉각은 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의 결정립경에 큰 영향을 미친다. 또한, 이 1차 냉각에 의해, 오스테나이트의 결정립을 등축이고 조대립이 적은(균일 사이즈임) 금속 조직으로 제어할 수도 있다. 그로 인해, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판도, 등축이고 조대립이 적은(균일 사이즈임) 금속 조직으로 되고, 또한 집합 조직이나 랭크포드값 등을 제어할 수 있다. 또한, 마르텐사이트의 장축 단축비, 마르텐사이트의 평균 사이즈 및 마르텐사이트 사이의 평균 거리 등을 바람직하게 제어할 수 있다.

식 7의 우변의 값(2.5×t1)은 오스테나이트의 재결정이 거의 완료되는 시간을 의미한다. 대기 시간 t가, 식 7의 우변의 값(2.5×t1)을 초과하면, 재결정한 결정립이 현저하게 성장하여 결정립경이 증가한다. 그로 인해, 강판의 강도, 균일 변형능 및 국부 변형능 및 피로 특성 등이 저하된다. 따라서, 대기 시간 t는 2.5×t1초 이하로 한다. 이 1차 냉각은 조업성(예를 들어, 형상 교정이나 2차 냉각의 제어성)을 고려하는 경우에는, 압연 스탠드 사이에서 행해도 된다. 또한, 대기 시간 t의 하한값은 0초 이상으로 된다.

또한, 0≤t<t1로 되도록, 상기 대기 시간 t를 0초 이상 또한 t1초 미만으로 한정함으로써, 결정립의 성장을 대폭으로 억제할 수 있다. 이 경우, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의 체적 평균 직경을 30㎛ 이하로 제어할 수 있다. 그 결과, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되어 있지 않아도, 강판의 특성, 특히 균일 변형능 및 피로 특성 등을 바람직하게 향상시킬 수 있다.

한편, t1≤t≤2.5×t1로 되도록, 상기 대기 시간 t를 t1초 이상 또한 2.5×t1초 이하로 한정함으로써, 집합 조직의 발달을 억제할 수 있다. 이 경우, 상기한 대기 시간 t가 t1초 미만인 경우에 비해 대기 시간이 길기 때문에, 체적 평균 직경이 증가하지만, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되어 결정 방위가 랜덤화된다. 그 결과, 강판의 r값, 이방성 및 국부 변형능 등을 바람직하게 개선할 수 있다.

또한, 상술한 1차 냉각은 T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압연 스탠드 사이, 또는 이 온도 범위에서의 최후의 압연 스탠드의 후에 행할 수 있다. 즉, 대기 시간 t가 상기 조건을 만족시키는 것이면, 상기 대압하 패스 중 최종 패스 완료 후로부터 1차 냉각 개시까지의 동안에, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서, 1패스의 압하율이 30％ 이하인 압연을 더 행해도 된다. 또한, 1차 냉각을 행한 후, 1패스의 압하율이 30％ 이하이면, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서 압연을 더 행해도 된다. 마찬가지로, 1차 냉각을 행한 후, 누적 압하율이 30％ 이하이면, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 이하(또는, Ar₃℃ 이상 또한 Tf℃ 이하)의 온도 범위에서 압연을 더 행해도 된다. 이와 같이, 최종적으로 얻어지는 열연 강판의 금속 조직을 제어하기 위해, 대압하 패스 후의 대기 시간 t가 상기 조건을 만족시키는 것이면, 상술한 1차 냉각은 압연 스탠드 사이여도 되고, 압연 스탠드 후의 어느 쪽이어도 된다.

이 1차 냉각에서, 냉각 개시 시의 강판 온도(강 온도)와 냉각 종료 시의 강판 온도(강 온도)의 차인 냉각 온도 변화는 40℃ 이상 또한 140℃ 이하인 것이 바람직하다. 이 냉각 온도 변화가 40℃ 이상이면, 재결정한 오스테나이트립의 입성장을 보다 억제할 수 있다. 냉각 온도 변화가 140℃ 이하이면, 보다 충분히 재결정을 진행시킬 수 있어, 극밀도를 바람직하게 개선할 수 있다. 또한, 냉각 온도 변화를 140℃ 이하로 제한함으로써, 강판의 온도를 비교적 용이하게 제어할 수 있을 뿐만 아니라, 변형 선택(변형 제한)을 보다 효과적으로 제어할 수 있어, 재결정 집합 조직의 발달을 바람직하게 억제할 수도 있다. 따라서, 이 경우에는, 보다 등방성을 높일 수 있어, 성형성의 방위 의존성을 보다 작게 할 수 있다. 냉각 온도 변화가 140℃를 초과하면, 재결정의 진행이 불충분해져, 원하는 집합 조직이 얻어지지 않게 되고, 페라이트가 얻어지기 어려워져, 얻어진 페라이트의 경도가 높아지고, 그로 인해, 강판의 균일 변형능 및 국부 변형능이 저하될 우려가 있다.

또한, 1차 냉각의 냉각 종료 시의 강판 온도 T2가 T1＋100℃ 이하인 것이 바람직하다. 1차 냉각의 냉각 종료 시의 강판 온도 T2가 T1＋100℃ 이하이면, 보다 충분한 냉각 효과가 얻어진다. 이 냉각 효과에 의해, 결정립 성장을 억제할 수 있고, 오스테나이트립의 성장을 더욱 억제할 수 있다.

또한, 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상인 것이 바람직하다. 이 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이면 재결정한 오스테나이트립의 입성장을 보다 억제할 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 강판 형상의 관점으로부터 평균 냉각 속도가 200℃/초 이하이면 된다.

2차 냉각 공정

2차 냉각 공정으로서, 상기 제2 열간 압연 후 및 상기 1차 냉각 공정 후의 강판을, 실온 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지 냉각한다. 바람직하게는, 실온 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지, 10℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 2차 냉각 정지 온도가 600℃ 이상이고, 평균 냉각 속도가 10℃/초 이하인 경우, 강판의 표면 산화가 진행되고, 표면이 열화될 가능성이 있고, 또한 냉연 강판의 이방성이 커져, 국부 변형능이 현저하게 저하될 우려가 있다. 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 이유는, 그 이상의 냉각 속도로 냉각하면, 마르텐사이트 변태가 촉진되기 때문에, 강도가 대폭으로 상승하여 냉간 압연이 곤란해질 우려가 있기 때문이다. 또한, 2차 냉각 공정의 냉각 정지 온도의 하한을 특별히 정할 필요는 없지만, 수냉을 전제로 한 경우, 실온 이상이면 된다. 또한, 상기 제2 열간 압연 후 및 상기 1차 냉각 공정 후로부터, 3초 이내에 2차 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 2차 냉각 개시가 3초를 초과하면, 오스테나이트의 조대화를 초래할 우려가 있다.

권취 공정

권취 공정으로서, 이와 같이 하여 열연 강판을 얻은 후, 실온℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위에서 이 강판을 권취한다. 600℃ 이상의 온도에서 강판을 권취하면, 냉연 후의 강판의 이방성이 커져, 국부 변형능이 현저하게 저하될 우려가 있다. 이 권취 공정 후의 강판은 균일, 미세, 또한 등축인 금속 조직과, 랜덤 배향한 집합 조직과, 우수한 랭크포드값을 갖는다. 이 강판을 사용하여 냉연 강판을 제조함으로써, 고강도이고 또한 균일 변형능 및 국부 변형능의 양쪽의 특성이 동시에 우수하고, 랭크포드값도 우수한 냉연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 이 권취 공정 후의 강판의 금속 조직에는 주로, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등이 포함된다.

산세 공정

산세 공정으로서, 권취 공정 후의 강판에, 표면 스케일의 제거를 목적으로 하여, 산세를 실시한다. 산세 방법은 특별히 한정되는 것은 아니고, 황산 또는 질산 등을 사용하는 정법의 산세 방법이어도 된다.

냉간 압연 공정

냉간 압연 공정으로서, 산세 공정 후의 강판에, 냉간에서 누적 압하율이 30％ 이상 또한 70％ 이하인 압연을 행한다. 누적 압하율이 30％ 이하에서는, 후공정인 가열 보유 지지(어닐링) 공정에서, 재결정이 일어나기 어렵고, 등축립의 면적률이 저하되는데다가, 어닐링 후의 결정립이 조대화되어 버린다. 누적 압하율이 70％ 이상에서는, 후공정인 가열 보유 지지(어닐링) 공정에서, 집합 조직이 발달하여, 강판의 이방성이 강해지고, 국부 변형능이나 랭크포드값이 열화되어 버린다.

냉간 압연 공정 후에, 필요에 따라서 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 이 스킨 패스 압연에 의해, 가공 성형 시에 발생하는 스트레처 스트레인을 방지하거나, 강판 형상을 교정할 수 있다.

가열 보유 지지(어닐링) 공정

가열 보유 지지(어닐링) 공정으로서, 냉간 압연 공정 후의 강판에, 750℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위 내에서, 1초 이상 또한 1000초 이하인 가열 보유 지지를 행한다. 750℃보다 저온이고, 또한 1초 미만의 가열 보유 지지에서는, 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않아, 후공정인 냉각 공정에서 제2 상인 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 그로 인해, 냉연 강판의 강도와 균일 변형능이 저하된다. 한편, 900℃ 초과이고, 또한 1000초 초과인 가열 보유 지지에서는, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 버린다. 그로 인해, 냉연 강판의 조대립의 면적률이 증대된다.

3차 냉각 공정

3차 냉각 공정으로서, 가열 보유 지지(어닐링) 공정 후의 강판을, 1℃/초 이상 또한 12℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 580℃ 이상 또한 720℃ 이하의 온도 범위까지 냉각한다. 1℃/초 미만의 평균 냉각 속도이고, 또한 580℃ 미만의 온도에서 3차 냉각을 종료하면, 페라이트 변태가 지나치게 촉진되므로, 베이나이트 및 마르텐사이트의 목적의 면적률을 얻을 수 없을 우려가 있고, 또한 펄라이트가 많이 생성되어 버릴 우려도 있다. 12℃/초 초과의 평균 냉각 속도이고, 또한 720도 초과의 온도에서 3차 냉각을 종료하면, 페라이트 변태가 불충분해질 우려가 있다. 그로 인해, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의 마르텐사이트의 면적률이, 70％ 초과로 될 우려가 있다. 상기 범위 내에서, 평균 냉각 속도를 지연시키고, 또한 냉각 정지 온도를 낮게 함으로써, 바람직하게 페라이트의 면적률을 높일 수 있다.

4차 냉각 공정

4차 냉각 공정으로서, 3차 냉각 공정 후의 강판을, 4℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지 냉각한다. 4℃/초 미만의 평균 냉각 속도이고, 또한 600℃ 초과의 온도에서 3차 냉각을 종료하면, 펄라이트가 많이 생성되어 버려, 최종적으로 마르텐사이트를 면적률로 1％ 이상 얻을 수 없을 가능성이 있다. 300℃/초 초과의 평균 냉각 속도이고, 또한 200℃ 미만의 온도에서 3차 냉각을 종료하면, 마르텐사이트의 면적률이, 70％ 초과로 될 우려가 있다. 이 평균 냉각 속도의 상기 범위 내에서, 평균 냉각 속도를 지연시키면 베이나이트 면적률을 높일 수 있다. 한편, 이 평균 냉각 속도의 상기 범위 내에서, 평균 냉각 속도를 빠르게 하면 마르텐사이트 면적률을 높일 수 있다. 또한, 베이나이트의 결정립경도 미세로 된다.

과시효 처리 공정

과시효 처리 온도를 단위 ℃로 T2로 하고, 이 과시효 처리 온도 T2에 의존하는 과시효 처리 보유 지지 시간을 단위 초로 t2로 했을 때, 과시효 처리로서, 4차 냉각 공정 후의 강판을, 과시효 처리 온도 T2가 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내이고, 또한 과시효 처리 보유 지지 시간 t2가 하기의 식 9를 만족시키도록 보유 지지한다. 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 하기의 식 9를 만족시키는 경우, 최종적으로 얻어지는 냉연 강판의 강도-연성(변형능) 밸런스가 우수한 것을 알 수 있었다. 이 이유는 베이나이트 변태 속도에 대응하고 있다고 생각되고, 또한 식 9를 만족시키는 경우에 마르텐사이트의 면적률을, 1％ 이상 또한 70％ 이하로 바람직하게 제어할 수 있다. 또한, 식 9는 바닥이 10인 상용대수이다.

[식 9]

냉연 강판에 요구되는 특성에 따라서, 주상인 페라이트 및 베이나이트, 그리고, 제2 상인 마르텐사이트의 면적률을 제어하면 된다. 상술한 바와 같이, 페라이트는 주로 3차 냉각 공정에서, 베이나이트 및 마르텐사이트는 주로 4차 냉각 공정과 과시효 처리 공정에서 제어할 수 있다. 또한, 이들 주상인 페라이트 및 베이나이트 및 제2 상인 마르텐사이트의 결정립경이나 그 형상은 열간 압연 시의 오스테나이트의 입경이나 형상에 의존하는 것이 크다. 또한, 냉간 압연 공정 이후의 공정에도 의존한다. 따라서, 예를 들어, 마르텐사이트의 면적률 fM과, 마르텐사이트의 평균 사이즈 dia와, 마르텐사이트 사이의 평균 거리 dis와, 강판의 인장 강도 TS의 관계인 TS/fM×dis/dia의 값은, 상기한 제조 공정을 복합적으로 제어함으로써 만족시킬 수 있다.

과시효 처리 공정 후에, 필요에 따라서, 강판을 권취하면 된다. 이와 같이 하여 본 실시 형태에 관한 냉연 강판을 제조할 수 있다.

이와 같이 제조된 냉연 강판은 균일, 미세, 또한 등축인 금속 조직과, 랜덤 배향한 집합 조직을 가지므로, 고강도이고 또한 균일 변형능 및 국부 변형능의 양쪽의 특성이 동시에 우수하고, 랭크포드값도 우수한 냉연 강판이 된다.

과시효 처리 공정 후의 강판에, 필요에 따라서, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금을 실시해도, 냉연 강판의 균일 변형능과 국부 변형능을 충분히 유지할 수 있다.

또한, 용융 아연 도금을 실시한 강판에, 필요에 따라서, 합금화 처리로서, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내에서 열처리를 행해도 된다. 합금화 처리를 450℃ 이상 또한 600℃ 이하로 한 이유는, 합금화 처리를 450℃ 이하에서 행한 경우, 충분히 합금화되지 않기 때문이다. 또한, 600℃ 이상의 온도에서 열처리를 행하면, 합금화가 지나치게 진행되어, 내식성이 열화되기 때문이다.

또한, 얻어진 냉연 강판에 표면 처리해도 된다. 예를 들어, 얻어진 냉연 강판에, 전기 도금, 증착 도금, 도금 후의 합금화 처리, 유기 피막 형성, 필름 라미네이트, 유기염류/무기염류 처리, 논크로메이트 처리 등의 표면 처리를 적용할 수 있다. 상기의 표면 처리를 행해도, 균일 변형능과 국부 변형능을 충분히 유지할 수 있다.

또한, 필요에 따라서, 재가열 처리로서, 템퍼링 처리를 행해도 된다. 이 처리에 의해, 템퍼링 마르텐사이트로서, 마르텐사이트를 연화시키면 된다. 그 결과, 주상인 페라이트 및 베이나이트와, 제2 상인 마르텐사이트 사이의 경도차가 작아져, 구멍 확장이나 굽힘성 등의 국부 변형능이 향상된다. 이 재가열 처리의 효과는 상기의 용융 도금이나 합금화 처리를 위한 가열 등에 의해서도 얻을 수 있다.

실시예 1

본 발명의 실시예를 들면서, 본 발명의 기술적 내용에 대해 설명한다. 또한, 본 실시예에서의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예로 한정되지 않는다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1 내지 표 6에 나타낸 화학 조성(잔량부가 철 및 불가피적 불순물)을 갖는 강 S1 내지 S135를 사용하여 검토한 결과에 대해 설명한다. 이들 강을 용제 및 주조 후, 그대로 혹은 일단 실온까지 냉각된 강을 재가열하고, 900℃ 내지 1300℃의 온도 범위로 가열하고, 그 후, 표 7 내지 표 16에 나타나는 제조 조건으로 열간 압연, 냉간 압연 및 온도 제어(냉각이나 가열 보유 지지 등)를 행하여, 2 내지 5㎜ 두께의 냉연 강판을 얻었다.

표 17 내지 표 26에, 금속 조직, 집합 조직 및 기계적 특성 등의 특징점을 나타낸다. 또한, 표 중에서, {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도를 D1로, {332}<113>의 결정 방위의 극밀도를 D2로 나타낸다. 또한, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트의 면적분율을, 각각, F, B, fM, P 및 γ로 나타낸다. 또한, 마르텐사이트의 평균 사이즈를 dia, 마르텐사이트 사이의 평균 거리를 dis로 나타낸다. 또한, 표 중에서, 경도의 표준 편차비라 함은, 페라이트 또는 베이나이트의 면적분율이 높은 쪽에 관하여, 그 경도의 표준 편차를, 그 경도의 평균값으로 나눈 값을 의미한다.

국부 변형능의 지표로서, 최종 제품의 구멍 확장률 λ 및 90° V자 굽힘에 의한 한계 굽힘 반경(d/RmC)을 사용하였다. 굽힘 시험은 C방향 굽힘으로 하였다. 또한, 인장 시험(TS, u-EL 및 EL의 측정), 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험은, 각각, JIS Z 2241, JIS Z 2248(V 블록 90° 굽힘 시험) 및 철강 연맹 규격 JFS T1001에 준거하였다. 또한, 전술한 EBSD를 사용하여, 판 폭 방향의 1/4의 위치에 있어서의 압연 방향에 평행한(판 두께 방향을 법선으로 함) 판 두께 단면의 5/8 내지 3/8의 영역의 판 두께 중앙부에 대해 0.5㎛의 측정 스텝으로 극밀도를 측정하였다. 또한, 각 방향의 r값(랭크포드값)에 대해서는, JIS Z 2254(2008)[ISO10113(2006)]에 준거하여 측정하였다. 또한, 표 중 밑줄은 본 발명을 만족시키지 않는 값인 것을 나타내고, 또한 화학 성분의 공란은 무첨가를 의미하고 있다.

제조 No.P1-P30 및 P112-P214는 본 발명의 조건을 만족시키고 있는 실시예이다. 이들 실시예에서는, TS≥440(단위:㎫), TS×u－EL≥7000(단위:㎫ㆍ％), TS×λ≥30000(단위:㎫ㆍ％), 그리고 d/RmC≥1(단위 없음)의 모든 조건을 동시에 만족시키고 있고, 고강도이고 또한 균일 변형능과 국부 변형능이 우수한 냉연 강판이라고 할 수 있다.

한편, P31-P111은 본 발명의 조건을 만족시키지 않았던 비교예이다. 이들 비교예에서는, TS≥440(단위:㎫), TS×u－EL≥7000(단위:㎫ㆍ％), TS×λ≥30000(단위:㎫ㆍ％), 그리고 d/RmC≥1(단위 없음)의 적어도 1개의 조건을 만족시키고 있지 않다.

본 발명에 따르면, 고강도이고 또한 균일 변형능 및 국부 변형능의 양쪽의 특성이 동시에 우수하고, 랭크포드값도 우수한 냉연 강판을 얻을 수 있으므로, 산업상의 이용 가능성이 높다.

Claims

강판의 화학 조성이, 질량％로,
C:0.01％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하,
Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하,
Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하
를 함유하고,
P:0.15％ 이하,
S:0.03％ 이하,
N:0.01％ 이하,
O:0.01％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고;
상기 강판의 표면으로부터 5/8 내지 3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에서는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, {223}<110>의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내는 극밀도인 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 또한 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하이고;
압연 방향에 대해 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 또한 상기 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30이 0.70 이상 또한 1.50 이하이고;
상기 강판의 금속 조직에, 복수의 결정립이 존재하고, 이 금속 조직이, 면적률로, 페라이트와 베이나이트를 합하여 30％ 이상 또한 99％ 이하, 마르텐사이트를 1％ 이상 또한 70％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 화학 조성에서는, 질량％로,
Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Nb:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하,
Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Rare Earth Metal:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하,
Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하,
Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Pb:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Y:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Hf:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하
의 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 결정립의 체적 평균 직경이 5㎛ 이상 또한 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하이고, 상기 {332}<113>의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 3.0 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 압연 방향의 랭크포드값인 rL이 0.70 이상 또한 1.50 이하이고, 또한 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r60이 0.70 이상 또한 1.50 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 마르텐사이트의 면적률을 단위 면적％로 fM, 상기 마르텐사이트의 평균 사이즈를 단위 ㎛로 dia, 상기 마르텐사이트 사이의 평균 거리를 단위 ㎛로 dis, 상기 강판의 인장 강도를 단위 ㎫로 TS로 했을 때, 하기의 식 1 및 식 2를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
[식 1]

[식 2]
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 마르텐사이트의 면적률을 단위 면적％로 fM으로 하고, 상기 마르텐사이트의 장축을 La 및 단축을 Lb로 했을 때, 하기의 식 3을 만족시키는 상기 마르텐사이트의 면적률이, 상기 마르텐사이트 면적률 fM에 대해 50％ 이상 또한 100％ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
[식 3]
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 금속 조직이, 면적률로, 상기 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 마르텐사이트에 템퍼링 마르텐사이트가 포함되는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 상기 금속 조직 중의 상기 결정립 중, 입경이 35㎛를 초과하는 조대 결정립의 면적률이 0％ 이상 10％ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 주상인 상기 페라이트 또는 상기 베이나이트에 대해 100점 이상의 점에 대해 경도의 측정을 행한 경우에, 상기 경도의 표준 편차를 상기 경도의 평균값으로 나눈 값이 0.2 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
질량％로,
C:0.01％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하,
Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하,
Al:0.001％ 이상, 2.0％ 이하
를 함유하고,
P:0.15％ 이하,
S:0.03％ 이하,
N:0.01％ 이하,
O:0.01％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강에 대해, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 1회 이상 포함하는 제1 열간 압연을 행하여, 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고;
하기의 식 4에 의해 산출되는 온도를 단위 ℃로 T1로 하고, 하기의 식 5에 의해 산출되는 페라이트 변태 온도를 단위 ℃로 Ar₃로 한 경우, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하고, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이고, Ar₃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이하로 제한되고, 압연 종료 온도가 Ar₃ 이상인 제2 열간 압연을 상기 강에 대해 행하고;
상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간을 단위 초로 t로 했을 때, 이 대기 시간 t가 하기의 식 6을 만족시키고, 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이고, 냉각 개시 시의 강 온도와 냉각 종료 시의 강 온도의 차인 냉각 온도 변화가 40℃ 이상 또한 140℃ 이하이고, 상기 냉각 종료 시의 강 온도가 T1＋100℃ 이하인 1차 냉각을, 상기 강에 대해 행하고;
상기 제2 열간 압연의 종료 후에, 실온℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 2차 냉각하고;
실온℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위에서 상기 강을 권취하고;
상기 강을 산세하고;
30％ 이상 또한 70％ 이하의 압연율로 상기 강을 냉간 압연하고;
상기 강을, 750℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위 내로 가열하여, 1초 이상 또한 1000초 이하 보유 지지하고;
1℃/초 이상 또한 12℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 580℃ 이상 또한 720℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 3차 냉각하고;
4℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위까지, 상기 강을 4차 냉각하고;
과시효 처리 온도를 단위 ℃로 T2로 하고, 이 과시효 처리 온도 T2에 의존하는 과시효 처리 보유 지지 시간을 단위 초로 t2로 했을 때, 상기 강을, 과시효 처리로 하고, 상기 과시효 처리 온도 T2가 200℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내이고, 또한 상기 과시효 처리 보유 지지 시간 t2가 하기의 식 8을 만족시키도록 보유 지지하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
[식 4]

여기서, [C], [N] 및 [Mn]은, 각각, C, N 및 Mn의 질량 백분율이다.
[식 5]

또한, 이 식 5에서, [C], [Mn], [Si] 및 [P]은, 각각, C, Mn, Si 및 P의 질량 백분율이다.
[식 6]

여기서, tl은 하기의 식 7로 나타낸다.
[식 7]

여기서, Tf는 상기 최종 패스 완료 시의 상기 강의 섭씨 온도이고, P1은 상기 최종 패스에서의 압하율의 백분율이다.
[식 8]
제13항에 있어서, 상기 강은 상기 화학 조성으로서, 질량％로,
Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Nb:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하,
Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Rare Earth Metal:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하,
Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하,
Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Pb:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Y:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Hf:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하
의 1종 이상을 더 함유하고, 상기 식 4에 의해 산출되는 온도 대신에, 하기의 식 9에 의해 산출되는 온도를 상기 T1로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
[식 9]

여기서, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]은, 각각, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율이다.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 대기 시간 t가, 또한 하기의 식 10을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
[식 10]
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 대기 시간 t가, 또한 하기의 식 11을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
[식 11]
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 제1 열간 압연에서, 40％ 이상의 압하율인 압하를 적어도 2회 이상 행하고, 상기 평균 오스테나이트 입경을 100㎛ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 제2 열간 압연의 종료 후, 3초 이내에, 상기 2차 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 제2 열간 압연에서, 각 패스 사이의 상기 강의 온도 상승을 18℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 1차 냉각을 압연 스탠드 사이에서 행하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압연의 최종 패스가 상기 대압하 패스인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 2차 냉각에서는 10℃/초 이상 또한 300℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 상기 강을 냉각하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 과시효 처리 후에, 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제13항 또는 제14항에 있어서, 상기 과시효 처리 후에, 용융 아연 도금을 실시하고;
상기 용융 아연 도금 후에, 450℃ 이상 또한 600℃ 이하의 온도 범위 내에서 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.