KR20140102309A

KR20140102309A - 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140102309A
Application number: KR1020147019659A
Authority: KR
Inventors: 도시키 노나카; 사토시 가토오; 가오루 가와사키; 도시마사 도모키요
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-01-13
Filing date: 2013-01-11
Publication date: 2014-08-21
Also published as: JP5447740B2; KR101661045B1; CA2862810C; PL2803744T3; MX2014008431A; EP2803744A4; MX357148B; ES2671886T3; BR112014017042A8; JPWO2013105632A1; CN104040007B; EP2803744A1; BR112014017042A2; BR112014017042B1; RU2581334C2; CN104040007A; US9605329B2; CA2862810A1; TW201339323A; US20140370329A1

Abstract

이 냉연 강판은, C 함유량, Si 함유량 및 Mn 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [C], [Si] 및 [Mn]이라고 나타냈을 때, (5×[Si]＋[Mn])/[C]＞10의 관계가 성립되고, 금속 조직이, 면적률로, 40％ 이상 90％ 이하의 페라이트와, 10％ 이상 60％ 이하의 마르텐사이트를 함유하고, 또한, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트와, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 면적률로 20％ 이하의 베이나이트의 1종 이상을 함유하고, 나노인덴터에 의해 측정된 상기 마르텐사이트의 경도가, H20/H10＜1.10 및 σHM0＜20을 만족하고, 인장 강도인 TS와 구멍 확장율인 λ의 곱으로 나타내어지는 TS×λ가 50000㎫·％ 이상이다.

Description

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

본 발명은 핫 스탬프 전 및／또는 핫 스탬프 후의 성형성이 우수한 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 냉연 강판은, 냉연 강판, 용융 아연 도금 냉연 강판, 합금화 용융 아연 도금 냉연 강판, 전기 아연 도금 냉연 강판 및 알루미늄 도금 냉연 강판을 포함한다.

본원은, 2012년 01월 13일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-004551호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

현재, 자동차용 강판에는, 충돌 안전성 향상과 경량화가 요구되고 있다. 현재는, 인장 강도로 980㎫급(980㎫ 이상), 1180㎫급(1180㎫ 이상)의 강판뿐만 아니라, 가일층의 고강도 강판이 요구되고 있다. 예를 들어 1.5㎬을 초과하는 강판이 요구되게 되었다. 이러한 상황에서, 고강도를 얻는 방법으로서 최근 주목을 받고 있는 것이 핫 스탬프(열간 프레스, 다이 켄칭, 프레스 켄칭 등이라고도 호칭됨.)이다. 핫 스탬프라 함은, 강판을 750℃ 이상의 온도에서 가열한 후에 열간에서 성형(가공)함으로써 고강도 강판의 성형성을 향상시키고, 성형 후의 냉각에 의해 켄칭을 행하여 원하는 재질을 얻는다고 하는 성형 방법을 말한다.

프레스 가공성과 고강도를 겸비한 강판으로서, 페라이트·마르텐사이트 조직으로 이루어지는 강판, 페라이트·베이나이트 조직으로 이루어지는 강판, 혹은 조직 중에 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판 등이 알려져 있다. 그 중에서도 페라이트 기지에 마르텐사이트를 분산시킨 복합 조직 강판(페라이트·마르텐사이트로 이루어지는 강판, 소위 DP 강판)은 저항복비이며 인장 강도가 높고, 또한 연신 특성이 우수하다. 그러나, 이 복합 조직 강판은, 페라이트와 마르텐사이트의 계면에 응력이 집중하여 여기에서부터 균열이 발생하기 쉬우므로, 구멍 확장성이 떨어진다고 하는 결점이 있다. 또한, 이러한 복합 조직을 갖는 강판은, 1.5㎬급의 인장 강도를 발휘할 수 없다.

예를 들어, 특허문헌 1∼3에, 상기한 바와 같은 복합 조직 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 4∼6에는, 고강도 강판의 경도와 성형성의 관계에 관한 기재가 있다.

그러나, 이들 종래의 기술에 의해도, 오늘날의 자동차의 가일층의 경량화, 가일층의 고강도화 및 부품 형상의 복잡화의 요구에 대응하는 것이 곤란하다.

일본 특허 출원 공개 평6-128688호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-319756호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-120436호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-256141호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-355044호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-189842호 공보

본 발명은 상술한 과제에 비추어 안출된 것이다. 즉, 본 발명은 강도와 함께 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 성형성이 우수한, 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 핫 스탬프 성형 후에 1.5㎬ 이상, 바람직하게는 1.8㎬ 이상, 2.0㎬ 이상의 강도를 확보함과 함께 보다 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 핫 스탬프 전(750℃ 이상 1000℃ 이하로 가열하고, 가공, 냉각을 행하는 핫 스탬프 공정에 있어서의 가열 전)에 있어서, 강도를 확보함과 함께 구멍 확장성 등의 성형성이 우수한 고강도 냉연 강판에 대해 예의 검토하였다. 또한, 핫 스탬프 후(핫 스탬프 공정에 있어서의 가공, 냉각 후)에 있어서, 강도로서 1.5㎬ 이상, 바람직하게는 1.8㎬ 이상, 2.0㎬ 이상을 확보함과 함께 구멍 확장성 등의 성형성이 우수한 냉연 강판에 대해 예의 검토하였다. 이 결과, (i)강 성분에 관해, Si, Mn 및 C의 함유량의 관계를 적절한 것으로 하는 것, (ii)페라이트, 마르텐사이트의 분율을 소정의 분율로 하는 것, 또한, (iii)냉간 압연의 압하율을 조정하여 강판의 판 두께 표층부 및 판 두께 중심부(중심부)의 마르텐사이트의 경도비(경도의 차), 및 중심부의 마르텐사이트의 경도 분포를 특정한 범위 내로 함으로써, 냉연 강판에 있어서, 지금까지 이상의 성형성, 즉, 인장 강도 TS와 구멍 확장율 λ의 곱인 TS×λ에 있어서 50000㎫·％ 이상을 확보할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 이와 같이 하여 얻어진 냉연 강판을 일정한 조건 범위의 핫 스탬프에 사용하면, 핫 스탬프 후에 있어서도 냉연 강판의 판 두께 표층부 및 중심부의 마르텐사이트의 경도비, 및 판 두께 중심부의 마르텐사이트의 경도 분포가 대략 유지됨으로써, 핫 스탬프 후에 있어서도 고강도이며 또한 성형성이 우수한 냉연 강판(핫 스탬프 성형체)이 얻어지는 것을 발견하였다. 또한, 냉연 강판의 판 두께 중심부에 있어서의 MnS의 편석을 억제하는 것도, 핫 스탬프를 행하기 전의 냉연 강판 및 핫 스탬프를 행한 후의 냉연 강판 모두에 있어서 구멍 확장성의 향상에 유효한 것도 판명되었다.

또한, 마르텐사이트의 경도를 제어하기 위해서는, 복수의 스탠드를 갖는 냉간 압연기에 의한 냉간 압연에 있어서, 최상류로부터 제3단째까지의 각 스탠드에 있어서의 냉연율의, 총 냉연율(누적 압연율)에 대한 비율을 특정한 범위 내로 하는 것이 유효한 것도 발견하였다. 본 발명자들은 상기한 지식을 기초로, 이하에 나타내는 발명의 여러 형태를 발견하는 것에 이르렀다. 또한, 이 냉연 강판에, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금 및 알루미늄 도금 냉연 강판을 행해도 그 효과를 손상시키는 것은 아닌 것을 발견하였다.

(1) 즉, 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판은, 질량％로, C:0.150％ 초과, 0.300％ 이하, Si:0.010％ 이상, 1.000％ 이하, Mn:1.50％ 이상, 2.70％ 이하, P:0.001％ 이상, 0.060％ 이하, S:0.001％ 이상, 0.010％ 이하, N:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하, Al:0.010％ 이상, 0.050％ 이하를 함유하고, 선택적으로, B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하, Mo:0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cr:0.01％ 이상, 0.50％ 이하, V:0.001％ 이상, 0.100％ 이하, Ti:0.001％ 이상, 0.100％ 이하, Nb:0.001％ 이상, 0.050％ 이하, Ni:0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Cu:0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Ca:0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하, REM:0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하의 1종 이상을 함유하는 경우가 있고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, C 함유량, Si 함유량 및 Mn 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [C], [Si] 및 [Mn]으로 나타냈을 때, 하기 식 1의 관계가 성립되고, 금속 조직이, 면적률로, 40％ 이상 90％ 이하의 페라이트와, 10％ 이상 60％ 이하의 마르텐사이트를 함유하고, 또한, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트와, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 면적률로 20％ 이하의 베이나이트의 1종 이상을 함유하고, 나노인덴터에 의해 측정된 상기 마르텐사이트의 경도가, 하기의 식 2a 및 식 3a를 만족하고, 인장 강도인 TS와 구멍 확장율인 λ의 곱으로 나타내어지는 TS×λ가 50000㎫·％ 이상이다.

여기서, H10은 상기 냉연 강판의 표층부의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, H20은 상 냉연 기 강판의 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위인 판 두께 중심부에서의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, σHM0은 상기 판 두께 중심부로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위 내에 존재하는 상기 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판은, 상기 금속 조직 중에 존재하는, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며, 하기 식 4a가 성립되어도 된다.

여기서, n10은 상기 냉연 강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이며, n20은 상기 판 두께 중심부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이다.

(3) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판은, 또한, 750℃ 이상 1000℃ 이하까지 가열하고, 가공을 행하고, 냉각하는 핫 스탬프를 행한 후에, 상기 나노인덴터에 의해 측정된 마르텐사이트의 경도가, 하기의 식 2b 및 식 3b를 만족하고, 또한, 상기 금속 조직이, 면적률로, 80％ 이상의 마르텐사이트를 함유하고, 또한, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트, 면적률로 20％ 미만의 페라이트, 면적률로 20％ 미만의 베이나이트의 1종 이상을 함유하는 경우가 있고, 인장 강도인 TS와 구멍 확장율인 λ의 곱으로 나타내어지는 TS×λ가 50000㎫·％ 이상이어도 된다.

여기서, H2는 상기 핫 스탬프 후의 상기 표층부의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, H2는 상기 핫 스탬프 후의 상기 판 두께 중심부에서의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, σHM은 상기 핫 스탬프 후의 상기 판 두께 중심부에 존재하는 상기 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.

(4) 상기 (3)에 기재된 냉연 강판은, 상기 금속 조직 중에 존재하는, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며, 하기 식 4b가 성립되어도 된다.

여기서, n1은 상기 핫 스탬프를 행한 후의 상기 냉연 강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이며, n2는 상기 핫 스탬프를 행한 후의 상기 판 두께 중심부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이다.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판은, 상기 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 더 가져도 된다.

(6) 상기 (5)에 기재된 냉연 강판은, 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층을 포함해도 된다.

(7) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판은, 상기 냉연 강판의 표면에, 전기 아연 도금층을 더 가져도 된다.

(8) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판은, 상기 냉연 강판의 표면에, 알루미늄 도금층을 더 가져도 된다.

(9) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 (1)에 기재된 화학 성분을 갖는 용강을 주조하여 강재로 하는 주조 공정과, 상기 강재를 가열하는 가열 공정과, 상기 강재에 복수의 스탠드를 갖는 열간 압연 설비를 사용하여 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 강재를, 상기 열간 압연 공정 후에, 권취하는 권취 공정과, 상기 강재에, 상기 권취 공정 후에, 산세를 행하는 산세 공정과, 상기 강재를, 상기 산세 공정 후에, 복수의 스탠드를 갖는 냉간 압연기에 의해 하기의 식 5가 성립되는 조건하에서 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 상기 강재를, 상기 냉간 압연 공정 후에, 700℃ 이상 850℃ 이하로 가열하여 냉각을 행하는 어닐링 공정과, 상기 강재를, 상기 어닐링 공정 후에, 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정을 갖는다.

여기서, i를 1, 2 또는 3으로 하였을 때의 ri는 상기 냉간 압연 공정에 있어서, 상기 복수의 스탠드 중 최상류로부터 세어 제i단째의 스탠드에서의 단독의 목표 냉연율을 단위 ％로 나타내고 있고, r은 상기 냉간 압연 공정에 있어서의 총 냉연율을, 단위 ％로 나타내고 있다.

(10) 상기 (9)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 권취 공정에 있어서의 권취 온도를, 단위 ℃로, CT라고 나타내고, 상기 강재의 C 함유량, Mn 함유량, Si 함유량 및 Mo 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [C], [Mn], [Si] 및 [Mo]라고 나타냈을 때, 하기의 식 6이 성립되어도 된다.

(11) 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 가열 공정에 있어서의 가열 온도를, 단위 ℃로, T로 하고, 또한, 재로 시간을, 단위 분으로, t로 하고, 상기 강재의 Mn 함유량 및 S 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [Mn], [S]로 하였을 때, 하기의 식 7이 성립되어도 된다.

(12) 상기 (9)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 어닐링 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 더 가져도 된다.

(13) 상기 (12)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 용융 아연 도금 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 더 가져도 된다.

(14) 상기 (9)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 조질 압연 공정 후에, 상기 강재에 전기 아연 도금을 실시하는 전기 아연 도금 공정을 더 가져도 된다.

(15) 상기 (9)∼(11) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 어닐링 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 알루미늄 도금을 실시하는 알루미늄 도금 공정을 더 가져도 된다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, C 함유량, Mn 함유량 및 Si 함유량의 관계를 적절한 것으로 함과 함께, 나노인덴터에 의해 측정된 마르텐사이트의 경도를 적당한 것으로 하고 있으므로, 양호한 구멍 확장성을 갖는 냉연 강판을 얻을 수 있다. 또한, 핫 스탬프 후에 있어서도 양호한 구멍 확장성을 갖는 냉연 강판을 얻을 수 있다.

또한, 상기 (1)∼(8)의 냉연 강판 및 상기 (9)∼(15)의 냉연 강판으로 제조된 냉연 강판을 사용하여 제조된 핫 스탬프 성형체는, 성형성이 우수하다.

도 1은 (5×[Si]＋[Mn])/[C]와 TS×λ의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2a는 식 2a, 2b, 식 3a, 3b의 근거를 나타내는 그래프이며, 핫 스탬프 전 냉연 강판의 H20/H10과 σHM0의 관계, 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 H2/H1과 σHM의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2b는 식 3a, 3b의 근거를 나타내는 그래프이며, 핫 스탬프 전의 σHM0 및 핫 스탬프 후의 σHM과, TS×λ의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 n20/n10 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 n2/n1과, TS×λ의 관계를 나타내고, 식 4a, 4b의 근거를 나타내는 그래프이다.
도 4는 1.5×r1/r＋1.2×r2/r＋r3/r과, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 H20/H10 및 핫 스탬프 후의 H2/H1의 관계를 나타내고, 식 5의 근거를 나타내는 그래프이다.
도 5a는 식 6과 마르텐사이트 분율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5b는 식 6과 펄라이트 분율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 T×ln(t)/(1.7×[Mn]＋[S])와 TS×λ의 관계를 나타내고, 식 7의 근거를 나타내는 그래프이다.
도 7은 실시예에 사용한 핫 스탬프 성형체(핫 스탬프 후의 냉연 강판)의 사시도이다.
도 8은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.

상술한 바와 같이, 구멍 확장성의 향상에는, Si, Mn 및 C의 함유량의 관계를 적절한 것으로 하고, 또한, 강판의 소정의 부위의 마르텐사이트의 경도를 적절하게 하는 것이 중요하다. 지금까지, 냉연 강판의 성형성과 마르텐사이트의 경도의 관계에 착안한 검토는, 핫 스탬프 전후의 어느 경우에 대해서도 행해지고 있지 않다.

이하에 본 발명의 실시 형태를 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판, 및 그 제조에 사용하는 강의 화학 성분의 한정 이유를 설명한다. 이하, 각 성분의 함유량의 단위인 「％」는 「질량％」를 의미한다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 편의상, 핫 스탬프가 실시되어 있지 않은 냉연 강판을, 단순히 냉연 강판, 핫 스탬프 전의 냉연 강판, 또는 본 실시 형태에 관한 냉연 강판이라 하고, 핫 스탬프가 실시된(핫 스탬프에 의해 가공된) 냉연 강판을, 핫 스탬프 후의 냉연 강판, 또는 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판이라 한다.

C:0.150％ 초과, 0.300％ 이하

C는, 페라이트상 및 마르텐사이트상을 강화하여 강의 강도를 높이는 데 중요한 원소이다. 그러나, C의 함유량이 0.150％ 이하에서는 마르텐사이트 조직이 충분히 얻어지지 않고, 강도를 충분히 높일 수 없다. 한편, 0.300％를 초과하면 연신율이나 구멍 확장성의 저하가 커진다. 그로 인해, C의 함유량의 범위는, 0.150％ 초과, 0.300％ 이하로 한다.

Si:0.010％ 이상, 1.000％ 이하

Si는 유해한 탄화물의 생성을 억제하고, 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직을 얻는 데 중요한 원소이다. 그러나, Si 함유량이 1.000％를 초과하면 연신율이나 구멍 확장성이 저하되는 것 외에 화성 처리성도 저하된다. 그로 인해, Si의 함유량은 1.000％ 이하로 한다. 또한, Si는 탈산을 위해 첨가되지만, Si의 함유량이 0.010％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않다. 그로 인해, Si의 함유량은, 0.010％ 이상으로 한다.

Al:0.010％ 이상, 0.050％ 이하

Al은, 탈산제로서 중요한 원소이다. 탈산의 효과를 얻기 위해, Al의 함유량을 0.010％ 이상으로 한다. 한편, Al을 과도하게 첨가해도 상기 효과는 포화되고, 오히려 강을 취화시켜, TS×λ를 저하시킨다. 그로 인해, Al의 함유량은 0.010％ 이상 0.050％ 이하로 한다.

Mn:1.50％ 이상, 2.70％ 이하

Mn은 켄칭성을 높여 강을 강화하는 데 중요한 원소이다. 그러나, Mn의 함유량이 1.50％ 미만에서는, 강도를 충분히 높일 수 없다. 한편, Mn의 함유량이 2.70％를 초과하면, 켄칭성이 과잉으로 되고, 연신율이나 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, Mn의 함유량은 1.50％ 이상, 2.70％ 이하로 한다. 연신율의 요구가 높은 경우, Mn의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P:0.001％ 이상, 0.060％ 이하

P는, 함유량이 많으면 입계에 편석하고, 국부 연신 및 용접성을 열화시킨다. 따라서, P의 함유량은 0.060％ 이하로 한다. P 함유량은 적은 쪽이 바람직하지만, P 함유량을 극단적으로 저감시키는 것은, 정련 시의 비용 상승에 연결되므로, P의 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S:0.001％ 이상, 0.010％ 이하

S는, MnS를 형성하여 국부 연신 및 용접성을 현저하게 열화시키는 원소이다. 따라서, S 함유량의 상한을 0.010％로 한다. 또한, S 함유량은 적은 쪽이 바람직하지만, 정련 비용의 문제로부터 S 함유량의 하한을 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

N:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하

N은, AlN 등을 석출하여 결정립을 미세화하는 데 중요한 원소이다. 그러나, N의 함유량이 0.0100％를 초과하고 있으면, 고용 N(고용 질소)이 잔존하여 연신율이나 구멍 확장성이 저하된다. 따라서, N의 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. 또한, N 함유량은 적은 쪽이 바람직하지만, 정련 시의 비용의 문제로부터 N 함유량의 하한을 0.0005％로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판은, 이상의 원소와 잔량부의 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 기본으로 하지만, 또한, 강도의 향상, 황화물이나 산화물의 형상의 제어 등을 위해, 종래부터 사용하고 있는 원소로서 Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, REM(Rare Earth Metal:희토류 원소), Cu, Ni, B의 원소 중 어느 1종 또는 2종 이상을, 후술하는 상한 이하의 함유량으로 함유할 수 있다. 이들 화학 원소는, 반드시 강판 중에 첨가할 필요가 없으므로, 그 하한은, 0％이다.

Nb, Ti, V는, 미세한 탄질화물을 석출하여 강을 강화하는 원소이다. 또한, Mo, Cr은 켄칭성을 높여 강을 강화하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Nb:0.001％ 이상, Ti:0.001％ 이상, V:0.001％ 이상, Mo:0.01％ 이상, Cr:0.01％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb:0.050％ 초과, Ti:0.100％ 초과, V:0.100％ 초과, Mo:0.50％ 초과, Cr:0.50％ 초과가 함유되어 있어도, 강도 상승의 효과는 포화될 뿐만 아니라, 연신율이나 구멍 확장성의 저하를 초래한다. 그로 인해, Nb, Ti, V, Mo, Cr의 상한을, 각각 0.050％, 0.100％, 0.100％, 0.50％, 0.50％로 한다.

강은 또한, Ca를, 0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하 함유할 수 있다. Ca는 황화물이나 산화물의 형상을 제어하여 국부 연신이나 구멍 확장성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca를 과도하게 함유하면 가공성이 열화되므로, Ca 함유량의 상한을 0.0050％로 한다. REM(희토류 원소)에 대해서도 마찬가지의 이유로부터, 그 하한을 0.0005％, 상한을 0.0050％로 한다.

강은 또한, Cu:0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Ni:0.01％ 이상, 1.00％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하의 범위에서 함유할 수 있다. 이들 원소도 켄칭성을 향상시켜 강의 강도를 높일 수 있다. 그러나, 그 효과를 얻기 위해서는, Cu:0.01％ 이상, Ni:0.01％ 이상, B:0.0005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 이것 이하에서는 강을 강화하는 효과가 작다. 한편, Cu:1.00％ 초과, Ni:1.00％ 초과, B:0.0020％ 초과 첨가해도, 강도 상승의 효과는 포화되는 동시에, 연신율이나 구멍 확장성이 저하된다. 그로 인해, Cu 함유량, Ni 함유량 및 B 함유량의 상한을, 각각, 1.00％, 1.00％, 0.0020％로 한다.

B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca, REM을 함유하는 경우에는 적어도 1종 이상을 함유한다. 강의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물로서, 특성을 손상시키지 않는 범위이면, 상기 이외의 원소(예를 들어 Sn, As 등)를 더 포함해도 상관없다. B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca, REM이 전술한 하한 미만 함유되어 있을 때에는 불가피적 불순물로서 다룬다.

또한, 핫 스탬프를 행해도 화학 성분은 변화하지 않으므로, 핫 스탬프 후의 강판에 있어서도, 화학 성분은 상술한 범위를 만족한다.

또한, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판, 및 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판에서는, 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 충분한 구멍 확장성을 얻기 위해, C 함유량(질량％), Si 함유량(질량％) 및 Mn 함유량(질량％)을, 각각 [C], [Si] 및 [Mn]으로 나타냈을 때, 하기 식 1의 관계가 성립되는 것이 중요하다.

(5×[Si]＋[Mn])/[C]의 값이 10 이하이면, TS×λ가 50000㎫·％ 미만으로 되고, 충분한 구멍 확장성을 얻을 수 없다. 이것은, C량이 높으면 경질상의 경도가 지나치게 높아져, 연질상과의 경도의 차가 커져 λ의 값이 떨어지는 것과, Si량 혹은 Mn량이 적으면 TS가 낮아지기 때문이다. 그로 인해, 각각의 원소에 대해 상술한 범위로 한 후에, 또한, 그 함유량의 밸런스도 제어할 필요가 있다. (5×[Si]＋[Mn])/[C]의 값에 대해서는, 압연이나 핫 스탬프에 의해 변화하지 않는다. 단, (5×[Si]＋[Mn])/[C]＞10을 만족해도, 후술하는 마르텐사이트의 경도비(H20/H10, H2/H1)나, 마르텐사이트 경도의 분산(σHM0, σHM)이 조건을 만족하지 않는 경우에는, 냉연 강판 또는 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서 충분한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판 및 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 금속 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

일반적으로, 페라이트 및 마르텐사이트가 주체로 되는 금속 조직을 갖는 냉연 강판에서 구멍 확장성 등의 성형성을 지배하는 것은 페라이트보다도 마르텐사이트이다. 본 발명자들은, 마르텐사이트의 경도와, 연신율이나 구멍 확장성 등의 성형성의 관계에 착안하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 도 2a, 도 2b에 나타내는 바와 같이, 냉연 강판 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판 모두에 있어서, 판 두께 표층부와 판 두께 중심부 사이의 마르텐사이트의 경도비(경도의 차), 및 판 두께 중심부의 마르텐사이트의 경도 분포가 소정의 상태이면, 연신율이나 구멍 확장성 등의 성형성이 양호해지는 것을 발견하였다. 또한, 성형성이 양호한 냉연 강판에 대해 핫 스탬프에 의해 켄칭을 행한 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 핫 스탬프 전의 냉연 강판에 있어서의 마르텐사이트 경도비 및 마르텐사이트의 경도 분포가 대략 유지되는 것, 그 결과, 연신율이나 구멍 확장성 등의 성형성이 양호한 것을 발견하였다. 이것은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판에 발생한 마르텐사이트의 경도 분포가, 핫 스탬프 후에도 크게 영향을 미치기 때문이다. 구체적으로는, 판 두께 중심부에 농화된 합금 원소가, 핫 스탬프를 행해도 중심부에 농화된 상태를 유지하기 때문이라고 생각된다. 즉, 핫 스탬프 전의 강판에서, 판 두께 표층부와 판 두께 중심부의 마르텐사이트의 경도비가 큰 경우나, 판 두께 중심부에서의 마르텐사이트 경도의 분산값이 큰 경우에는, 핫 스탬프 후에도 마찬가지의 경도비 및 분산값으로 된다.

본 발명자들은, 또한, HYSITRON사의 나노인덴터에 의해 1000배의 배율로 측정된 마르텐사이트의 경도 측정에 관해, 핫 스탬프 전의 냉연 강판에 있어서 하기의 식 2a 및 식 3a가 성립됨으로써 성형성이 향상되는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, 이 관계에 대해, 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 마찬가지로 하기의 식 2b 및 3b가 성립됨으로써 성형성이 향상되는 것을 발견하였다.

여기서, H10은 핫 스탬프 전의 냉연 강판의, 최표층으로부터 판 두께 방향 200㎛ 이내인 판 두께 표층부의 마르텐사이트의 경도이다. H20은 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 판 두께 중심부, 즉, 판 두께 방향으로 판 두께 중심으로부터 ±100㎛ 이내의 범위의 마르텐사이트의 경도이다. σHM0은 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위 내에 존재하는 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.

또한, H1은, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의, 최표층으로부터 판 두께 방향 200㎛ 이내인 판 두께 표층부의 마르텐사이트의 경도이다. H2는 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 판 두께 중심부, 즉, 판 두께 방향으로 판 두께 중심으로부터 ±100㎛ 이내의 범위의 마르텐사이트의 경도이다. σHM은 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위 내에 존재하는 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.

경도에 대해서는, 각각 300점 계측하고 있다. 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위는, 판 두께 중심을 중심으로 하는 판 두께 방향의 치수가 200㎛인 범위이다.

또한, 여기서, 경도의 분산값 σHM0 또는, σHM은, 이하의 식 8로 구해지고, 마르텐사이트의 경도의 분포를 나타내는 값이다. 또한, 식 중의 σHM은, σHM0을 대표하여, σHM이라고 기재하고 있다.

X_ave는 측정한 마르텐사이트의 경도의 평균값이며, X_i는 i번째의 마르텐사이트의 경도를 나타낸다. 또한, σHM을, σHM0으로 치환해도 동일하다.

도 2a에, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판의, 표층부의 마르텐사이트 경도와 판 두께 중심부의 마르텐사이트 경도의 비를 나타낸다. 또한, 도 2b에 핫 스탬프 전의 냉연 강판 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판의, 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위 내에 존재하는 마르텐사이트의 경도의 분산값을 아울러 나타낸다. 도 2a 및 도 2b로부터 알 수 있는 바와 같이, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 경도비와 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 경도비는 거의 동일하다. 또한, 핫 스탬프 전의 냉연 강판과 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 판 두께 중심부의 마르텐사이트의 경도의 분산값도 거의 동일하다. 그로 인해, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 성형성은, 핫 스탬프 전의 강판의 성형성과 마찬가지로 우수한 것을 알 수 있다.

H20/H10 또는 H2/H1의 값이 1.10 이상인 것은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 또는 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 판 두께 중심부의 마르텐사이트의 경도가 판 두께 표층부의 마르텐사이트의 경도의 1.10배 이상인 것을 나타낸다. 즉, 판 두께 중심부의 경도가 지나치게 높아져 있는 것을 나타낸다. 도 2a로부터 알 수 있는 바와 같이, H20/H10이 1.10 이상이면, σHM0이 20 이상으로 되고, H2/H1이 1.10 이상이면, σHM이 20 이상으로 된다. 이 경우, TS×λ＜50000㎫·％로 되고, 켄칭 전(즉, 핫 스탬프 전), 켄칭 후(즉, 핫 스탬프 후) 모두에 있어서 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 또한, H20/H10 및 H2/H1의 하한은, 특수한 열처리를 하지 않는 한, 이론상, 판 두께 중심부와 판 두께 표층부가 동등해지는 경우이지만, 현실적으로 생산성을 고려한 생산 공정에서는, 예를 들어 1.005 정도까지이다.

분산값 σHM0 또는 σHM이 20 이상인 것은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 또는 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 마르텐사이트의 경도의 편차가 크고, 국소적으로 경도가 지나치게 높은 부분이 존재하는 것을 나타낸다. 이 경우, TS×λ＜50000㎫·％로 되고, 충분한 성형성이 얻어지지 않는다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판(핫 스탬프 전), 및 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 금속 조직에 있어서, 페라이트 면적률은 40％∼90％이다. 페라이트 면적률이 40％ 미만이면, 핫 스탬프 전부터 강도가 지나치게 높아져, 강판의 형상이 악화되는 경우나, 절단이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, 페라이트 면적률은 40％ 이상으로 한다. 한편, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판에서는, 합금 원소의 첨가가 많으므로, 페라이트 면적률을 90％ 초과로 하는 것은 곤란하다. 금속 조직에는 페라이트 외에, 마르텐사이트도 포함되고, 그 면적률은 10∼60％이다. 페라이트 면적률과 마르텐사이트 면적률의 합이 60％ 이상인 것이 바람직하다. 금속 조직에는, 펄라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상이 더 포함되어 있어도 된다. 단, 금속 조직 중에 잔류 오스테나이트가 잔존하고 있으면, 2차 가공 취성 및 지연 파괴 특성이 저하되기 쉬우므로, 잔류 오스테나이트는 실질적으로 포함되어 있지 않은 것이 바람직하다. 그러나, 불가피적으로, 체적률 5％ 이하까지의 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 된다. 펄라이트는 단단하고 취약한 조직이므로, 포함되지 않는 것이 바람직하지만, 불가피적으로 면적률로 10％까지는 포함되는 것을 허용할 수 있다. 베이나이트는, 잔류 조직으로서 발생할 수 있는 조직으로, 강도나 성형성에서 보면 중간적인 조직이며, 포함되지 않아도 상관없지만, 면적률로 최대 20％까지 포함되는 것을 허용할 수 있다. 본 실시 형태에서는, 금속 조직에 관해, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트를 나이탈 에칭, 마르텐사이트를 레페라 에칭에 의해 관찰하였다. 모두 판 두께 1/4부를 1000배에서 광학 현미경으로 관찰하였다. 잔류 오스테나이트는 강판을 판 두께 1/4 위치까지 연마한 후, X선 회절 장치로 체적 분율을 측정하였다.

본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판은, 금속 조직에 있어서, 면적률로, 마르텐사이트가 80％ 이상이다. 마르텐사이트의 면적률이 80％ 미만이면, 최근 핫 스탬프 성형체에 요구되는 충분한 강도(예를 들어 1.5㎬ 이상)가 얻어지지 않는다. 따라서, 마르텐사이트 면적률은 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 금속 조직의 모두, 혹은 주요한 부분은 마르텐사이트로 차지되지만, 그 밖의 금속 조직으로서, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트, 면적률로 20％ 미만의 페라이트, 면적률로 20％ 미만의 베이나이트의 1종 이상을 함유하는 경우가 있다. 페라이트는, 핫 스탬프 조건에 의해, 0％ 이상, 20％ 미만 존재하지만, 이 범위이면 핫 스탬프 후의 강도에 문제는 없다. 또한, 금속 조직 중에 잔류 오스테나이트가 잔존하고 있으면, 2차 가공 취성 및 지연 파괴 특성이 저하되기 쉽다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트가 실질적으로 포함되어 있지 않은 것이 바람직하지만, 불가피적으로 체적률로, 5％ 이하의 잔류 오스테나이트가 포함되어 있어도 된다. 펄라이트는 단단하고 취약한 조직이므로, 포함되지 않는 것이 바람직하지만, 불가피적으로 면적률로 10％까지는 허용한다. 베이나이트는 전술한 바와 마찬가지의 이유로부터, 면적률로 최대 20％ 미만까지 허용할 수 있다. 금속 조직은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 경우와 마찬가지로, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트는 나이탈 에칭, 마르텐사이트는 레페라 에칭를 행하고, 판 두께 1/4부를 1000배에서 광학 현미경을 사용하여 관찰하였다. 잔류 오스테나이트는 강판을 판 두께 1/4 위치까지 연마한 후, X선 회절 장치로 체적 분율을 측정하였다.

또한, 핫 스탬프는, 통상법에 따라, 예를 들어 750℃ 이상 1000℃ 이하까지 가열하고, 가공을 행하고, 냉각을 행하면 된다.

본 실시 형태에서는, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서, 나노인덴터에 의해 1000배의 배율로 측정된 마르텐사이트의 경도[인덴테이션 경도(㎬ 또는 N/㎟), 혹은 인덴테이션 경도로부터 비커스 경도(HV)로 환산한 값]를 규정하고 있다. 통상의 비커스 경도 시험에서는, 형성되는 압흔이 마르텐사이트보다도 커진다. 그로 인해, 마르텐사이트 및 그 주위의 조직(페라이트 등)의 매크로적인 경도는 얻어지지만, 마르텐사이트 자체의 경도를 얻을 수는 없다. 구멍 확장성 등의 성형성에는 마르텐사이트 자체의 경도가 크게 영향을 미치므로, 비커스 경도만으로는, 충분히 성형성을 평가하는 것은 곤란하다. 이에 반해, 본 실시 형태에서는, 나노인덴터에 의해 측정된 마르텐사이트 자체의 경도비, 분산 상태를 적절한 범위로 제어하고 있으므로, 극히 양호한 성형성을 얻을 수 있다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판의, 판 두께 1/4의 위치(표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치)와 판 두께 중심부에서 MnS를 관찰하였다. 그 결과, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며, 또한, 도 3에 나타내는 바와 같이, 하기 식 4a가 성립되는 것이, TS×λ≥50000㎫·％를 보다 양호하고 또한 안정적으로 얻는 데 있어서 바람직한 것을 알 수 있었다. 이것은, 구멍 확장 시험을 실시하였을 때에, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상인 MnS가 존재하면, 그 주위에 응력이 집중하므로 균열이 발생하기 쉬워지기 때문이라고 생각된다. 원 상당 직경 0.1㎛ 미만의 MnS를 카운트하지 않는 것은, 응력 집중에의 영향이 작기 때문이다. 한편, 10㎛ 초과의 MnS는 지나치게 커서 애당초 가공에 적합하지 않게 되기 때문이다. 또한, 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하의 MnS의 면적률이 0.01％ 초과이면, 응력 집중에 의해 발생한 미세한 균열이 전파되기 쉬워진다. 그로 인해, 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다.

여기서, n10은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의, 판 두께 1/4부의 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하 MnS의 단위 면적(10000㎛²)당 개수 밀도(개/10000㎛²)이다. n20은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의, 판 두께 중심부의 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하 MnS의 단위 면적당 개수 밀도(평균 개수 밀도)이다.

또한, 본 발명자들은, 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판의, 판 두께 1/4의 위치(표면으로부터 판 두께의 1/4 깊이의 위치)와 판 두께 중심부에서 MnS를 관찰하였다. 그 결과, 핫 스탬프 전의 냉연 강판과 마찬가지로, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며, 또한, 도 3에 나타내는 바와 같이, 하기 식 4b가 성립되는 것이, TS×λ≥50000㎫·％를 보다 양호하고 또한 안정적으로 얻는 데 있어서 바람직한 것을 알 수 있었다.

여기서, n1은, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 판 두께 1/4부의, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하 MnS의 단위 면적당 개수 밀도이다. n2는, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 판 두께 중심부의, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하 MnS의 단위 면적당 개수 밀도(평균 개수 밀도)이다.

원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 초과이면, 상술한 바와 같이, 응력 집중에 의해 성형성이 저하되기 쉽다. MnS의 면적률의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 후술하는 측정 방법 및 배율이나 시야의 제한, 탈황 처리 능력 및 애초의 Mn이나 S의 함유량으로부터, 0.0001％ 이상은 존재한다.

한편, n20/n10 또는 n2/n1의 값이, 1.5 이상인 것은, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 또는 핫 스탬프 후의 냉연 강판의, 판 두께 중심부의 MnS의 개수 밀도가 판 두께 1/4부의 MnS의 개수 밀도의 1.5배 이상인 것을 나타내고 있다. 이 경우, 판 두께 중심부에서의 MnS의 편석에 의해 성형성이 저하되기 쉽다.

본 실시 형태에서는, MnS의 원 상당 직경 및 개수 밀도는 JEOL사의 Fe-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여 측정하였다. 배율은 1000배이며, 1시야의 측정 면적은 0.12×0.09㎟(＝10800㎛²≒10000㎛²)로 하였다. 표면으로부터 판 두께 1/4 깊이의 위치(판 두께 1/4부)에서 10시야, 판 두께 중심부에서 10시야를 관찰하였다. MnS의 면적률은 입자 해석 소프트웨어를 사용하여 산출하였다. 본 실시 형태에서는, 핫 스탬프 전의 냉연 강판 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 대해, MnS를 관찰하였지만, 핫 스탬프 전의 냉연 강판의 MnS의 형태(형상 및 개수)에 대해, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 MnS의 형태는, 거의 변화하지 않았다. 도 3은 핫 스탬프 전 냉연 강판의 n20/n10 및 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 n2/n1과, TS×λ의 관계를 나타내는 도면이다. 핫 스탬프 전의 n20/n10과, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 n2/n1이 거의 일치하고 있는 것을 알 수 있다. 이것은, 통상 핫 스탬프 시에 가열하는 온도에서는 MnS의 형태가 변화하지 않기 때문이다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판은, 우수한 성형성을 갖고 있다. 또한, 이러한 냉연 강판에 핫 스탬프를 행한 핫 스탬프 후의 냉연 강판에서는, 1500㎫(1.5㎬) 내지 2200㎫의 인장 강도를 갖고, 또한, 우수한 성형성을 나타낸다. 특히, 1800㎫ 내지 2000㎫ 정도의 고강도에서 종래의 냉연 강판에 비해 현저한 성형성 향상의 효과가 얻어진다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판 및 본 실시 형태에 관한 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 표면에는, 아연 도금, 예를 들어 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금, 또는 알루미늄 도금이 실시되어 있으면 방청상 바람직하다. 이들 도금을 행해도, 본 실시 형태의 효과를 손상시키는 것은 아니다. 이들 도금에 대해서는, 공지의 방법으로 실시할 수 있다.

이하에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판을 제조할 때에는, 통상의 조건으로서, 상술한 화학 성분을 갖도록 용제한 용강을, 전로 후에 연속 주조하여 슬래브로 한다. 연속 주조 시, 주조 속도가 빠르면 Ti 등의 석출물이 지나치게 미세해진다. 한편, 느리면 생산성이 나쁜 것에 더하여 전술한 석출물이 조대화되고, 또한 입자수가 적어지고, 지연 파괴 등의 다른 특성을 제어할 수 없는 형태로 되어 버리는 경우가 있다. 이로 인해, 주조 속도를, 1.0m/분∼2.5m/분으로 하는 것이 바람직하다.

용제 및 주조 후의 슬래브는, 그대로 열간 압연에 제공할 수 있다. 혹은, 1100℃ 미만으로 냉각되어 있었던 경우에는, 터널로 등에서 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 재가열하여 열간 압연에 제공할 수 있다. 열간 압연 시의 슬래브의 온도가, 1100℃ 미만의 온도에서는 열간 압연에 있어서 마무리 온도를 확보하는 것이 곤란하며, 연신율 저하의 원인으로 된다. 또한, TiNb를 첨가한 강판에서는, 가열 시의 석출물의 용해가 불충분해지므로, 강도 저하의 원인으로 된다. 한편, 슬래브의 온도가, 1300℃ 초과에서는 스케일의 생성이 커져 강판의 표면 성상을 양호한 것으로 할 수 없을 우려가 있다.

또한, MnS의 면적률을 작게 하기 위해서는, 강의 Mn 함유량(질량％), S 함유량(질량％)을 각각 [Mn], [S]라고 나타냈을 때, 도 6에 나타내는 바와 같이, 열간 압연을 실시하기 전의 가열로의 온도 T(℃), 재로 시간 t(분), [Mn] 및 [S]에 대해 하기의 식 7이 성립되는 것이 바람직하다.

T×ln(t)/(1.7[Mn]＋[S])의 값이 1500 이하이면, MnS의 면적률이 커지고, 또한 MnS의 판 두께 1/4부의 MnS의 개수와, 판 두께 중심부의 MnS의 개수의 차가 커지는 경우가 있다. 또한 열간 압연을 실시하기 전의 가열로의 온도라 함은 가열로 출구측 추출 온도를 말하며, 재로 시간이라 함은, 슬래브를 열연 가열로에 삽입하고 나서 추출할 때까지의 시간을 말한다. MnS에 대해서는, 전술한 바와 같이 압연이나 핫 스탬프에 의해 변화하지 않으므로 슬래브의 가열 시에 식 7을 만족하고 있으면 된다. 또한, 상술한 ln은, 자연 대수를 나타내고 있다.

이어서, 통상법에 따라, 열간 압연을 행한다. 이때, 마무리 온도(열간 압연 종료 온도)를 Ar3 온도 이상, 970℃ 이하로 하여 슬래브를 열간 압연하는 것이 바람직하다. 마무리 온도가, Ar3 온도 미만에서는 페라이트(α)와 오스테나이트(γ)의 2상 영역 압연으로 되고, 연신율의 저하를 초래하는 것이 우려된다. 한편, 970℃를 초과하면 오스테나이트 입경이 조대해져, 페라이트 분율이 작아져, 연신율이 저하되는 것이 우려된다.

Ar3 온도는, 포마스터 시험을 행하고, 온도 변화에 수반하는 시험편의 길이 변화를 측정하고, 그 변곡점으로부터 추정할 수 있다.

열간 압연 후, 강을 20℃/초 이상 500℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 소정의 권취 온도 CT℃에서 권취한다. 냉각 속도가 20℃/초 미만인 경우에는, 연신율 저하의 원인으로 되는 펄라이트가 생성되기 쉬워지므로 바람직하지 않다.

한편, 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않는다. 설비 사양의 관점에서 냉각 속도의 상한을 500℃/초 정도로 하는 것이 바람직하지만, 이것에 한정하지 않는다.

권취 후에는, 산세를 행하고, 냉간 압연(냉연)을 행한다. 그때, 도 4에 나타내는 바와 같이, 전술한 식 2a를 만족하는 범위를 얻기 위해, 하기의 식 5가 성립되는 조건하에서 냉간 압연을 행한다. 상기한 압연을 행한 후에, 또한 후술하는 어닐링, 냉각 등의 조건을 만족함으로써, TS×λ≥50000㎫·％로 되는 냉연 강판이 얻어진다. 또한, 이 냉연 강판은, 750℃ 이상 1000℃ 이하까지 가열 후, 가공 및 냉각을 행하는, 핫 스탬프를 실시한 후에도 TS×λ≥50000㎫·％로 된다. 냉간 압연은, 복수대의 압연기가 직선적으로 배치되어 1방향으로 연속 압연됨으로써, 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용하여 행해지는 것이 바람직하다.

여기서, ri(i＝1, 2, 3)는 상기 냉간 압연에 있어서의 최상류로부터 세어 제i(i＝1, 2, 3)단째의 스탠드에서의 단독의 목표 냉연율(％)이며, r은 상기 냉간 압연에 있어서의 목표의 총 냉연율(％)이다. 총 압연율은, 소위 누적 압연율이며, 최초의 스탠드의 입구 판 두께를 기준으로 하고, 이 기준에 대한 누적 압하량(최초의 패스 전의 입구 판 두께와 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다.

상기한 식 5가 성립되는 조건하에서 냉간 압연을 행하면, 냉간 압연 전에 큰 펄라이트가 존재하고 있어도, 냉간 압연에 있어서 펄라이트를 충분히 분단할 수 있다. 이 결과, 냉간 압연 후에 행하는 어닐링에 의해, 펄라이트가 소실되거나, 펄라이트의 면적률을 최소 한도로 억제할 수 있다. 그로 인해, 식 2a 및 식 3a가 만족되는 조직이 얻어지기 쉬워진다. 한편, 식 5가 성립되지 않는 경우에는, 상류측의 스탠드에서의 냉연율이 불충분하여, 큰 펄라이트가 잔존하기 쉬워진다. 그 결과, 어닐링 공정에 있어서 원하는 형태를 갖는 마르텐사이트를 생성할 수 없다.

또한, 발명자들은, 식 5를 만족하는 압연을 행한 냉연 강판에서, 어닐링 후에 얻어진 마르텐사이트 조직의 형태(경도비 및 분산값)는, 그 후, 핫 스탬프를 행해도, 거의 동일한 상태를 유지할 수 있고, 핫 스탬프 후라도 연신율이나 구멍 확장성에 유리해지는 것을 발견하였다. 본 실시 형태에 관한 냉연 강판은, 핫 스탬프에 의해 오스테나이트 영역까지 가열한 경우, 마르텐사이트를 포함하는 경질상이 C 농도가 높은 오스테나이트 조직으로 되고, 페라이트상이 C 농도가 낮은 오스테나이트 조직으로 된다. 그 후 냉각하면 오스테나이트상은 마르텐사이트를 포함하는 경질상으로 된다. 즉, 식 5를 만족하여 전술한 H20/H10이 소정의 범위로 되면, 핫 스탬프 후에도 이것이 유지되어 H2/H1이 소정의 범위로 되고, 핫 스탬프 후의 성형성이 우수하게 된다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판에 핫 스탬프를 행하는 경우, 통상법에 따라 750℃ 이상 1000℃ 이하로 가열하고, 가공, 냉각을 행하면, 핫 스탬프 후에도 우수한 성형성을 나타낸다. 예를 들어 이하와 같은 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 우선 승온 속도 5℃/초 이상 500℃/초 이하로 750℃ 이상 1000℃ 이하까지 가열하고, 1초 이상 120초 이하의 사이에 가공(성형)을 행한다. 고강도로 하기 위해서는, 가열 온도는 Ac3점 초과가 바람직하다. Ac3점은, 포마스터 시험을 행하고, 온도 변화에 수반하는 시험편의 길이의 변화를 측정하고, 그 변곡점으로부터 추정하면 된다. 가공 후에는, 예를 들어 냉각 속도 10℃/초 이상 1000℃/초 이하로 상온 이상 300℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다.

가열 온도가 750℃ 미만에서는 마르텐사이트 분율이 불충분하여 강도를 확보할 수 없을 우려가 있다. 한편, 가열 온도가 1000℃ 초과에서는 조직이 지나치게 연화되고, 또한 강판 표면에 도금이 실시되어 있는 경우, 특히 아연이 도금되어 있는 경우에는 아연이 증발·소실되어 버릴 우려가 있어 바람직하지 않다. 따라서, 핫 스탬프의 가열 온도는 750℃ 이상 1000℃ 이하가 바람직하다. 승온 속도가 5℃/초 미만에서는, 그 제어가 어렵고, 또한 생산성이 현저하게 저하되므로 5℃/초 이상의 승온 속도로 가열하는 것이 바람직하다. 한편, 승온 속도 상한을, 한정할 필요는 없지만, 현상의 가열 능력을 고려하면, 승온 속도의 상한을 500℃/초로 하는 것이 바람직하다. 가공 후의 냉각 속도가 10℃/초 미만에서는 그 속도 제어가 어렵고, 생산성도 현저하게 저하된다. 한편, 냉각 속도 상한을, 한정할 필요는 없지만, 현상의 냉각 능력을 고려하면, 1000℃/초인 것이 바람직하다. 승온 후 핫 스탬프까지의 바람직한 시간을 1초 이상 120초 이하로 한 것은, 강판 표면에 용융 아연 도금 등이 실시되어 있는 경우에 그 아연 등이 증발해 버리는 것을 회피하기 위해서이다. 바람직한 냉각 정지 온도를 상온 이상 300℃ 이하로 한 것은, 마르텐사이트를 충분히 확보하여 핫 스탬프 후의 강도를 확보하기 위해서이다.

본 실시 형태에 있어서, r, r1, r2, r3은 목표 냉연율이다. 통상은 목표 냉연율과 실적 냉연율은 대략 동일한 값으로 되도록 제어되고, 냉간 압연된다. 목표 냉연율에 대해 실적 냉연율을 헛되이 괴리하여 냉간 압연하는 것은 바람직하지 않다. 목표 압연율과 실적 압연율이 크게 괴리하는 경우에는, 실적 냉연율이 상기 식 5를 만족하면 본 발명을 실시하고 있다고 볼 수 있다. 실적의 냉연율은, 목표 냉연율의 ±10％ 이내로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연 후, 어닐링을 행한다. 어닐링을 행함으로써, 강판에 재결정을 발생시키고, 원하는 마르텐사이트를 발생시킨다. 어닐링에 대해서는, 통상법에 의해 700℃ 이상 850℃ 이하의 온도 범위로 가열하고, 상온 혹은 용융 아연 도금 등의 표면 처리를 행하는 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이 온도 범위에서 어닐링함으로써, 페라이트 및 마르텐사이트가 소정의 면적률로 됨과 함께, 페라이트 면적률과 마르텐사이트 면적률의 합이 60％ 이상으로 되므로, TS×λ가 향상된다.

어닐링 온도 이외의 조건은 특별히 규정하지 않지만, 700℃ 이상 850℃ 이하에서의 유지 시간은, 소정의 조직을 확실하게 얻기 위해서는 1초 이상의, 생산성에 지장 없는 범위, 예를 들어 10분 정도로 하는 것이 바람직하다. 승온 속도는, 1℃/초 이상, 설비 능력 상한, 예를 들어 500℃/초 이하, 냉각 속도는 1℃/초 이상, 설비 능력 상한, 예를 들어 500℃/초 이하로 적절히 정하는 것이 바람직하다.

어닐링 후, 강재에 조질 압연을 행한다. 조질 압연은 통상법에 의해 행하면 된다. 조질 압연의 연신율은 통상 0.2∼5％ 정도이며, 항복점 연신을 회피하고, 강판 형상을 교정할 수 있는 정도이면 바람직하다.

본 발명의 더욱 바람직한 조건으로서, 강의 C 함유량(질량％), Mn 함유량(질량％), Si 함유량(질량％) 및 Mo 함유량(질량％)을, 각각 [C], [Mn], [Si] 및 [Mo]라고 나타냈을 때, 상기 권취 공정에 있어서의 권취 온도 CT에 관해, 다음의 식 6이 성립되는 것이 바람직하다.

도 5a에 나타내는 바와 같이, 권취 온도 CT가 560－474×[C]－90×[Mn]－20×[Cr]－20×[Mo] 미만인, 즉, CT－560－474×[C]－90×[Mn]－20×[Cr]－20×[Mo]가 0 미만이면, 마르텐사이트가 과잉으로 생성되고, 강판이 지나치게 단단해져 이후에 행하는 냉간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 도 5b에 나타내는 바와 같이 권취 온도 CT가 830－270×[C]－90×[Mn]－70×[Cr]－80×[Mo] 초과인, 즉, 830－270×[C]－90×[Mn]－70×[Cr]－80×[Mo]가 0 초과이면, 페라이트 및 펄라이트로 이루어지는 밴드 형상 조직이 생성되기 쉬워진다. 또한, 판 두께 중심부에 있어서 펄라이트의 비율이 높아지기 쉽다. 이로 인해, 이후의 어닐링 공정에서 생성되는 마르텐사이트의 분포의 균일성이 저하되고, 상기한 식 2a가 성립되기 어려워진다. 또한, 충분한 양의 마르텐사이트를 생성하는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

식 6을 만족하면, 전술한 바와 같이 핫 스탬프 전의 냉연 강판에서 페라이트상과 경질상이 이상의 분포 형태로 된다. 또한, 이 경우, 핫 스탬프에 의해 가열, 냉각을 행한 후에도, C 등이 균일하게 확산되기 쉽다. 이로 인해, 핫 스탬프 후의 냉연 강판에 있어서도 마르텐사이트의 경도의 분포 형태가 이상에 가까워진다. 즉, 식 6을 만족하여 전술한 금속 조직을 보다 확실하게 확보할 수 있으면, 핫 스탬프 전후 모두에 있어서 성형성이 우수하게 된다.

또한, 방청능을 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기한 어닐링 공정과 조질 압연 공정 사이에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 갖고, 냉연 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 것도 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금을 합금화하여, 합금화 용융 아연 도금을 얻기 위해, 용융 아연 도금 공정과 조질 압연 공정 사이에 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 갖는 것도 바람직하다. 합금화 처리를 실시하는 경우, 또한, 합금화 용융 아연 도금 표면에 수증기 등 도금 표면을 산화시키는 물질과 접촉시켜 산화막을 두껍게 하는 처리를 실시해도 된다.

용융 아연 도금 공정, 합금화 처리 공정 이외에는, 예를 들어 조질 압연 공정 후에 냉연 강판 표면에 전기 아연 도금을 실시하는 전기 아연 도금 공정을 갖는 것도 바람직하다. 또한 용융 아연 도금 대신에 어닐링 공정과 조질 압연 공정 사이에 알루미늄 도금을 실시하는 알루미늄 도금 공정을 갖고, 냉연 강판 표면에 알루미늄 도금을 실시하는 것도 바람직하다. 알루미늄 도금은 용융 알루미늄 도금이 일반적이며, 바람직하다.

이상에 의해, 전술한 조건을 만족하면, 강도를 확보함과 함께 보다 양호한 구멍 확장성을 발휘하는 냉연 강판을 제조할 수 있다. 또한, 이 냉연 강판은, 경도 분포나 조직이 핫 스탬프 후로 유지되고, 핫 스탬프 후에 있어서도, 강도를 확보함과 함께 보다 양호한 구멍 확장성이 얻어진다.

또한, 도 8에 상기에서 설명한 제조 방법의 일례의 흐름도(공정 S1∼S9 및 공정 S11∼S14)를 나타낸다.

실시예

표 1에 나타내는 성분의 강을 주조 속도 1.0m/분∼2.5m/분으로 연속 주조 후, 그대로, 혹은 일단 냉각한 후, 표 2의 조건에서 통상법에 의해 가열로에서 슬래브를 가열하고, 910∼930℃의 마무리 온도에서 열간 압연을 행하여 열연 강판으로 하였다. 그 후, 이 열연 강판을, 표 2에 나타내는 권취 온도 CT에서 권취하였다. 그 후, 산세를 행하여 강판 표면의 스케일을 제거하고, 냉간 압연에 의해 판 두께 1.2∼1.4㎜로 하였다. 그때, 식 5의 값이, 표 2에 나타내는 값으로 되도록 냉간 압연을 행하였다. 냉간 압연 후, 연속 어닐링로에서 표 3, 표 4에 나타내는 어닐링 온도에서 어닐링을 행하였다. 일부의 강판은 또한 연속 어닐링로 균열 후의 냉각 도중에 용융 아연 도금을 실시하고, 또한 그 일부는 그 후 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금을 실시하였다. 또한, 일부의 강판은, 전기 아연 도금 또는 알루미늄 도금을 실시하였다. 조질 압연은 연신율 1％로 통상법에 따라 압연하였다. 이 상태에서 냉연 강판(핫 스탬프 전)의 재질 등을 평가하기 위해 샘플을 채취하고, 재질 시험 등을 행하였다. 그 후, 핫 스탬프 후의 냉연 강판의 특성을 조사하기 위해, 냉연 강판을 승온 속도 10∼100℃/초로 승온하고, 표 5, 표 6의 열처리 온도까지 가열하고 10초 유지한 후, 냉각 속도 100℃/초로 200℃ 이하까지 냉각하는 핫 스탬프를 행하고, 도 7에 도시하는 바와 같은 형태의 핫 스탬프 성형체를 얻었다. 얻어진 성형체로부터 도 7의 위치로부터 샘플을 잘라내고, 재질 시험, 조직 관찰을 행하고, 각 조직 분율, MnS의 개수 밀도, 경도, 인장 강도(TS), 연신율(El), 구멍 확장율(λ) 등을 구하였다. 그 결과를 표 3∼표 8에 나타낸다. 표 3∼표 6 중의 구멍 확장율 λ는 이하의 식 11에 의해 구하였다.

ｄ':균열이 판 두께를 관통하였을 때의 구멍 직경

d:구멍의 초기 직경

표 5, 표 6 중의 도금의 종류에서, CR은 도금을 실시하지 않은 냉연 강판이다. GI는 용융 아연 도금, GA는 합금화 용융 아연 도금, EG는 전기 도금, Al은 알루미늄 도금을 냉연 강판에 실시하고 있는 것을 나타낸다.

표 1 중의 함유량 「0」은, 함유량이 측정 한계 이하인 것을 나타낸다.

표 2, 표 7, 표 8 중의 판정의, G, B는, 각각 이하를 의미하고 있다.

G:대상으로 되는 조건식을 만족하고 있다.

B:대상으로 되는 조건식을 만족하고 있지 않다.

표 1∼표 8로부터, 본 발명 요건을 만족하면, TS×λ≥50000㎫·％를 만족하는 고강도 냉연 강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.

또한, 소정의 핫 스탬프 조건에서 핫 스탬프를 행함으로써, 본 발명의 냉연 강판은, 핫 스탬프 후라도, TS×λ≥50000㎫·％를 만족하는 것을 알 수 있다.

본 발명에 따르면, C 함유량, Mn 함유량 및 Si 함유량의 관계를 적절한 것으로 함과 함께, 나노인덴터에 의해 측정된 마르텐사이트의 경도를 적당한 것으로 하고 있으므로, 양호한 구멍 확장성이 얻어지는 냉연 강판을 제공할 수 있다.

S1 : 용제 공정
S2 : 주조 공정
S3 : 가열 공정
S4 : 열간 압연 공정
S5 : 권취 공정
S6 : 산세 공정
S7 : 냉간 압연 공정
S8 : 어닐링 공정
S9 : 조질 압연 공정
S11 : 용융 아연 도금 공정
S12 : 합금화 처리 공정
S13 : 알루미늄 도금 공정
S14 : 전기 아연 도금 공정

Claims

질량％로,
C:0.150％ 초과, 0.300％ 이하,
Si:0.010％ 이상, 1.000％ 이하,
Mn:1.50％ 이상, 2.70％ 이하,
P:0.001％ 이상, 0.060％ 이하,
S:0.001％ 이상, 0.010％ 이하,
N:0.0005％ 이상, 0.0100％ 이하,
Al:0.010％ 이상, 0.050％ 이하를 함유하고, 선택적으로,
B:0.0005％ 이상, 0.0020％ 이하,
Mo:0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
Cr:0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
V:0.001％ 이상, 0.100％ 이하,
Ti:0.001％ 이상, 0.100％ 이하,
Nb:0.001％ 이상, 0.050％ 이하,
Ni:0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
Cu:0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
Ca:0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하,
REM:0.0005％ 이상, 0.0050％ 이하의 1종 이상을 함유하는 경우가 있고,
잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
C 함유량, Si 함유량 및 Mn 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [C], [Si] 및 [Mn]으로 나타냈을 때, 하기 식 1의 관계가 성립되고,
금속 조직이, 면적률로, 40％ 이상 90％ 이하의 페라이트와, 10％ 이상 60％ 이하의 마르텐사이트를 함유하고, 또한, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트와, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 면적률로 20％ 이하의 베이나이트의 1종 이상을 함유하고,
나노인덴터에 의해 측정된 상기 마르텐사이트의 경도가, 하기의 식 2a 및 식 3a를 만족하고,
인장 강도인 TS와 구멍 확장율인 λ의 곱으로 나타내어지는 TS×λ가 50000㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.

여기서, H10은 상기 냉연 강판의 표층부의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, H20은 상 냉연 기 강판의 판 두께 중심으로부터 판 두께 방향으로 ±100㎛의 범위인 판 두께 중심부에서의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, σHM0은 상기 판 두께 중심부에 존재하는 상기 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.
제1항에 있어서, 상기 금속 조직 중에 존재하는, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며,
하기 식 4a가 성립되는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.

여기서, n10은 상기 냉연 강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이며, n20은 상기 판 두께 중심부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이다.
제1항에 있어서, 또한, 750℃ 이상 1000℃ 이하까지 가열하고, 가공을 행하고, 냉각하는 핫 스탬프를 행한 후에, 상기 나노인덴터에 의해 측정된 마르텐사이트의 경도가, 하기의 식 2b 및 식 3b를 만족하고, 또한, 상기 금속 조직이, 면적률로, 80％ 이상의 마르텐사이트를 함유하고, 또한, 면적률로 10％ 이하의 펄라이트, 체적률로 5％ 이하의 잔류 오스테나이트, 면적률로 20％ 미만의 페라이트, 면적률로 20％ 미만의 베이나이트의 1종 이상을 함유하는 경우가 있고, 인장 강도인 TS와 구멍 확장율인 λ의 곱으로 나타내어지는 TS×λ가 50000㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.

여기서, H2는 상기 핫 스탬프 후의 상기 표층부의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, H2는 상기 핫 스탬프 후의 상기 판 두께 중심부에서의 상기 마르텐사이트의 평균 경도이며, σHM은 상기 핫 스탬프 후의 상기 판 두께 중심부에 존재하는 상기 마르텐사이트의 경도의 분산값이다.
제3항에 있어서, 상기 금속 조직 중에 존재하는, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상 10㎛ 이하인 MnS의 면적률이 0.01％ 이하이며,
하기 식 4b가 성립되는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.

여기서, n1은 상기 핫 스탬프를 행한 후의 상기 냉연 강판의 판 두께 1/4부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이며, n2는 상기 핫 스탬프를 행한 후의 상기 판 두께 중심부에 있어서의 상기 MnS의 10000㎛²당 평균 개수 밀도이다.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금층을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제5항에 있어서, 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연 강판의 표면에, 전기 아연 도금층을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연 강판의 표면에, 알루미늄 도금층을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항에 기재된 화학 성분을 갖는 용강을 주조하여 강재로 하는 주조 공정과,
상기 강재를 가열하는 가열 공정과,
상기 강재에 복수의 스탠드를 갖는 열간 압연 설비를 사용하여 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
상기 강재를, 상기 열간 압연 공정 후에, 권취하는 권취 공정과,
상기 강재에, 상기 권취 공정 후에, 산세를 행하는 산세 공정과,
상기 강재를, 상기 산세 공정 후에, 복수의 스탠드를 갖는 냉간 압연기에 의해 하기의 식 5가 성립되는 조건하에서 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 강재를, 상기 냉간 압연 공정 후에, 700℃ 이상 850℃ 이하로 가열하여 냉각을 행하는 어닐링 공정과,
상기 강재를, 상기 어닐링 공정 후에, 조질 압연을 행하는 조질 압연 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.

여기서, i를 1, 2 또는 3으로 하였을 때의 ri는 상기 냉간 압연 공정에 있어서, 상기 복수의 스탠드 중 최상류로부터 세어 제i단째의 스탠드에서의 단독의 목표 냉연율을 단위 ％로 나타내고 있고, r은 상기 냉간 압연 공정에 있어서의 총 냉연율을, 단위 ％로 나타내고 있다.
제9항에 있어서, 상기 권취 공정에 있어서의 권취 온도를, 단위 ℃로, CT라고 나타내고,
상기 강재의 C 함유량, Mn 함유량, Si 함유량 및 Mo 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [C], [Mn], [Si] 및 [Mo]라고 나타냈을 때,
하기의 식 6이 성립되는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제9항 또는 제10항에 있어서, 상기 가열 공정에 있어서의 가열 온도를, 단위 ℃로, T로 하고, 또한, 재로 시간을, 단위 분으로, t로 하고,
상기 강재의 Mn 함유량 및 S 함유량을, 단위 질량％로, 각각 [Mn], [S]로 하였을 때,
하기의 식 7이 성립되는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 어닐링 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 용융 아연 도금을 실시하는 용융 아연 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제12항에 있어서, 상기 용융 아연 도금 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 조질 압연 공정 후에, 상기 강재에 전기 아연 도금을 실시하는 전기 아연 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 어닐링 공정과 상기 조질 압연 공정 사이에, 상기 강재에 알루미늄 도금을 실시하는 알루미늄 도금 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.