KR20140129220A - 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판은, 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.6~2.5%, Mn：0.6~3.5%, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti+Nb：0~0.10%, sol. Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부 Fe+불순물과 같은 화학 조성을 가지며, 주상이 합계 40면적% 이상의 마텐자이트 및/또는 베이나이트로 이루어지는 미크로 조직을 가지며, {100}<011>에서 {211}<011>까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가진다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법{COLD-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD FOR SAME}
본 발명은, 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 　보다 상세한 것은, 본 발명은, 높은 강도를 가지면서 우수한 가공성을 가지는 냉연 강판과, 그 안정성이 우수한 제조 방법에 관한 것이다.
냉연 강판의 기계 특성을 향상시키기 위한 기술에 관해서, 하기 특허 문헌 1에는, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하여, 라스형상의 오스테나이트를 3% 이상, 블록형상의 오스테나이트를 1%~(라스형상 잔류 오스테나이트 점적율×1/2)의 비율로 함유하는, 신장율과 신장 플랜지성이 우수한 것이 되는 고강도 강판이 나타나 있다. 그러나, 이 강판에 있어서의 블록형상 오스테나이트는, 입경이 2.2μm에서 20μm 정도로 조대하기 때문에, 강판의 성형성에 악영향을 미친다고 생각된다.
특허 문헌 2에는, 열간 압연 후에 단시간에 냉각을 개시함으로써 제조되는 열연 강판을 이용하여 냉간 압연하는 방법이 나타나 있다. 예를 들면, 열간 압연 후 0.4초간 이내에 400℃／초 이상의 냉각 속도로 720℃ 이하까지 냉각함으로써, 평균 결정 입경이 작은 페라이트를 주상으로 하는, 미세 조직을 가지는 열연 강판을 제조하고, 이 열연 강판에 통상의 냉간 압연과 소둔을 실시하여 냉연 강판을 제조하는 것이 개시되어 있다. 이하, 상기 열연 강판의 제조 방법을 직후 급냉법이라고 부르는 경우도 있다.
일본국 특허공개 2007-321236호 공보 국제 공개 제2007/015541호 팜플렛
특허 문헌 2에 개시된 방법에 의하면, 석출 원소를 함유시키지 않고도 조직의 미세화를 도모할 수 있어, 우수한 연성을 가지는 냉연 강판을 제조하는 것이 가능하다. 얻어진 냉연 강판은, 그 소재인 열연 강판이 미세한 조직을 가지기 때문에, 냉간 압연 및 재결정 후도 미세한 조직을 가진다. 그 때문에, 거기로부터 발생하는 오스테나이트도 미세하게 되어, 미세한 조직을 가지는 냉연 강판이 얻어진다. 그러나, 냉간 압연 후의 소둔 방법이 통상의 것이기 때문에, 소둔 시의 가열 공정에 있어서 재결정을 일으키고, 재결정이 완료된 후에, 재결정 후의 조직의 입계를 핵생성 사이트로 하여 오스테나이트 변태가 발생한다. 즉, 열연 강판에 존재하는 대각 입계나 미세한 탄화물 입자 및 저온 변태상과 같은 오스테나이트 변태의 우선핵생성 사이트의 대부분이 소둔 시의 가열 중에 소실되어 버린 후에, 오스테나이트 변태가 발생하게 된다. 따라서, 특허 문헌 2에 개시된 방법에 의해 얻어지는 냉연 강판은, 미세한 조직을 가지지만, 소둔 과정에서의 오스테나이트립의 미세화는 재결정 후의 조직을 전제로 하는 점에 있어서 제약을 받으므로, 열연 강판이 가지는 미세한 조직을 냉간 압연 및 소둔 후의 조직의 미세화에 충분히 활용하고 있다고는 말하기 어렵다. 특히, 오스테나이트 단상역에서 소둔을 행하는 경우에는, 열연 강판의 미세한 조직을 냉간 압연 및 소둔 후의 조직의 미세화에 활용하는 것은 어렵다.
본 발명은, 조직의 미세화에 유효한 것이 알려져 있는 Ti나 Nb 등의 석출 원소의 다량 첨가에 의지하지 않고도, 냉간 압연 및 소둔 후의 조직을 효과적으로 미세화하는 것을 가능하게 하여, 이것에 의해, 고강도면서, 연성 및 신장 플랜지성에도 우수한 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 고강도면서, 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 얻기 위한 조직으로서, 저온 변태상인 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 주상으로 하는 복합 조직으로 함과 함께, 특정의 집합 조직의 발달을 억제하는 것에 주목했다.
또한, 페라이트와 같은 연질상이나 잔류 오스테나이트가 혼재하는 조직은, 일반적으로 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 저하가 염려되기 때문에, 페라이트의 미세화나 잔류 오스테나이트의 형태 제어에 의해 신장 플랜지성의 저하를 가능한 한 억제한다는 재질 설계 사상에 기초하여, 검토를 진행시켰다.
이러한 조직을 얻기 위한 수법으로서, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서, 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태를 진행시키는 종래의 소둔 방법이 아니라, 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시킴과 함께, 또한, 특정의 집합 조직의 발달을 억제하기 위해 적절한 고온역에 있어서 소둔을 실시하는 것을 새롭게 착상하여 시행했다.
그 결과, 이하의 새로운 지견을 얻었다.
1) 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태를 진행시키는 종래의 소둔 방법에서는, 재결정 후의 조직의 입계를 핵생성 사이트로 하여 오스테나이트 변태가 발생하기 때문에, 소둔 과정에서의 오스테나이트립(소둔 후에 있어서의 구오스테나이트립, 이하 「구오스테나이트립」이라고도 한다.)의 미세화는, 재결정 후의 조직으로부터의 오스테나이트 변태를 전제로 하는 점에 있어서 제약을 받는다.
이에 반해, 오스테나이트가 생성되는 온도역까지 급속 가열하여 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법에 의하면, 열연 강판에 있어서의 오스테나이트 변태의 우선핵생성 사이트인 대각 입계나 미세한 탄화물 입자·저온 변태상으로부터 오스테나이트 변태가 발생하기 때문에, 소둔 과정에서의 오스테나이트립이 비약적으로 미세화된다. 그 결과, 소둔 후의 냉연 강판의 조직이 효과적으로 미세화된다.
2) 한편, 이러한 오스테나이트가 생성되는 온도역까지 급속 가열하여 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법에서는, 가공 페라이트 조직이 잔류하기 쉬워지기 때문에, 특정의 집합 조직이 발달하여 강판의 가공성이 저하되는 경향을 나타낸다.
이에 반해, 적절한 고온역에 있어서 소둔을 실시하면, 미세한 조직을 유지하면서, 가공 페라이트 조직의 재결정이나 오스테나이트화가 촉진되므로, 조직의 미세화와 더불어, 특정의 집합 조직의 발달이 억제되어, 우수한 연성 및 신장 플랜지성을 확보하는 것이 가능해진다.
3) 연성이 풍부한 페라이트를 함유시킴으로써 냉연 강판의 연성을 향상시키는 것이 가능하게 되지만, 페라이트와 같은 연질상을 함유하는 조직은, 강판을 가공했을 때에 연질상과 경질상의 계면으로부터 크랙이 발생하기 쉽기 때문에, 일반적으로는 신장 플랜지성의 저하가 염려된다.
그러나, 상기 서술한 바와 같이 소둔 후의 냉연 강판의 조직이 효과적으로 미세화됨으로써, 페라이트도 미세화된다. 이것에 의해, 강판을 가공했을 때에 미세한 크랙의 발생과 진전이 효과적으로 억제되어, 신장 플랜지성의 저하가 억제된다. 이 때문에, 미세한 페라이트를 함유시킴으로써, 연성의 향상을 도모함과 함께, 우수한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 가능해진다.
4) 가공 유기 변태에 의한 연성 향상 작용을 나타내는 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써, 냉연 강판의 연성을 한층 향상시키는 것이 가능해진다. 그러나, 가공 유기 변태에 의해 잔류 오스테나이트는 경질의 마텐자이트로 변태되어, 이것이 강판을 가공했을 때의 크랙 발생의 원인이 되기 때문에, 잔류 오스테나이트를 함유하는 조직은 일반적으로는 신장 플랜지성을 저하시키는 것이 염려된다.
이 점에 관하여, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서, 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법에 의해 얻어진 강판에서는, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 종횡비가 5 미만인 괴상의 잔류 오스테나이트의 분율이 증가한다. 이것은, 구오스테나이트립의 미세화에 의해, 구오스테나이트 입계 상, 패킷 경계 상 또는 블록 경계 상에 존재하는 잔류 오스테나이트가 증가하여, 베이나이트나 마텐자이트의 라스 간에 생성되는 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문이라고 생각된다. 이러한 괴상의 잔류 오스테나이트는, 베이나이트나 마텐자이트의 라스 간에 생성되는 잔류 오스테나이트에 비해, 가공 변형에 대한 안정성이 높고, 높은 변형역에서의 가공 경화 계수를 증가시킨다. 이 때문에, 강판의 연성을 효과적으로 높일 수 있다.
그리고, 상기 서술한 바와 같이 소둔 후의 냉연 강판의 조직이 효과적으로 미세화되는 것에 의한 잔류 오스테나이트의 미세화와 종횡비가 5 미만인 괴상의 잔류 오스테나이트의 분율의 증가에 의해, 냉연 강판의 신장 플랜지성의 저하가 억제된다. 이 때문에, 미세하고 또한 종횡비가 낮은 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써, 냉연 강판의 한층의 연성의 향상을 도모함과 함께, 우수한 신장 플랜지성을 확보하는 것이 가능해진다.
5) 상기 서술한 바와 같이, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법은, 열연 강판에 있어서의 오스테나이트 변태의 우선핵생성 사이트인 대각 입계나 미세한 탄화물 입자 및 저온 변태상으로부터 오스테나이트 변태의 핵생성이 발생하여, 구오스테나이트립의 효과적인 미세화를 도모할 수 있다. 그 때문에, 열연 강판의 제조 방법으로서는, 이러한 오스테나이트 변태의 우선핵생성 사이트를 고밀도로 포함하는 열연 강판이 얻어지는, 특허 문헌 2에 기재된 제조 방법이 적합하다. 특허 문헌 2에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 열연 강판에 상기 소둔 방법을 적용함으로써, 소둔 과정에서의 오스테나이트립이 더 미세화되고, 소둔 후의 냉연 강판의 조직이 한층 미세화된다.
상기 서술한 조직의 미세화의 결과, 냉연 강판의 연성을 비약적으로 향상시킴과 함께, 연성과 신장 플랜지성의 밸런스도 현저하게 향상시킬 수 있는 것을 발견한 것이다.
일측면에 있어서, 본 발명은, 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.6~2.5%, Mn：0.6~3.5%, P：0.1% 이하, S：0.05% 이하, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%, sol. Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지며, 주상으로서, 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 합계로 40면적% 이상 함유하는 미크로 조직을 가지며, 판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, {100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판이다.
미크로 조직에 있어서의 주상이란, 면적율로 최대의 상을 의미하며, 제2상이란 그 이외의 모든 상을 포함하는 의미이다.
적합 양태에 있어서, 본 발명에 관련된 냉연 강판은 하기 (1)~(8)에 기재한 1 또는 2 이상의 특징을 더 가진다.
(1) 상기 미크로 조직이, 제2상으로서 페라이트를 3% 이상 함유하고, 또한 하기 식 (1)을 만족한다.
dF≤4.0···(1)
상기 식 중, dF는 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경(단위：μm)이다.
(2) 미크로 조직이, 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 하기 식 (2) 및 (3)을 만족한다
dAs≤1.5···(2)
rAs≥50···(3)
상기 식 중, dAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경(단위：μm)이며, rAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적율(%)이다.
(3) 상기 화학 조성이, 질량%로, Ti：0.005~0.08% 및 Nb：0.003~0.04%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유한다.
(4) 상기 화학 조성이, 질량%로, sol. Al：0.1~2.0%를 함유한다.
(5) 상기 화학 조성이, 질량%로, Cr：0.03~1%, Mo：0.01~0.3% 및 V：0.01~0.3%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 혹은 2종 이상을 함유한다.
(6) 상기 화학 조성이, 질량%로, B：0.0003~0.005%를 함유한다.
(7) 상기 화학 조성이, 질량%로, Ca：0.0005~0.003% 및 REM：0.0005~0.003%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유한다.
(8) 강판 표면에 도금층을 가진다.
다른 측면에서는, 본 발명은, 하기 공정 (A) 및 (B)를 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법이다:
(A) 상기 화학 조성을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；및
(B) 공정 (A)에 있어서 얻어진 냉연 강판에 하기 조건으로 열처리를 실시하는 소둔 공정： 상기 냉연 강판을 (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록 15℃／초 이상의 평균 가열 속도 조건으로 가열한 후, (0.3×Ac1점+0.7×Ac3점) 이상 (Ac3점+100℃) 이하의 온도역으로 30초간 이상 유지하고, 그 후 650℃ 이하 500℃ 이상의 온도역을 10℃／초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다.
적합 양태에서는, 본 발명에 관련된 냉연 강판의 제조 방법은 하기 (9)~(13) 중 1 또는 2 이상의 특징을 더 가진다.
(9) 상기 열연 강판이, 열간 압연 완료 후에 300℃ 이하에서 권취되고, 그 후, 500~700℃의 온도역에서 열처리를 실시함으로써 얻어진 것이다.
(10) 상기 열연 강판이, Ar3점 이상에서 압연을 완료하는 열간 압연 완료 후에, 하기 식 (4)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도에서 (압연 완료 온도 -100℃)까지의 온도역을 냉각하는 열간 압연 공정에 의해 얻어진, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 결정 입경이 6μm 이하인 것이다.
Figure pct00001
상기 식 중,
Crate(T)는 냉각 속도(℃／s)(양의 값)이며,
T는 압연 완료 온도를 제로로 하는 상대 온도(T=(냉각 중의 강판의 온도 -압연 완료 온도)℃, 음의 값)이며,
Crate가 영인 온도가 있는 경우, 그 온도에서의 체류 시간(Δt)을 IC(T)로 나눈 값을 그 구간의 적분으로서 가산한다.
(11) 상기 (10)에 기재된 온도역에서의 냉각이, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각하는 것을 포함한다.
(12) 상기 (10)에 기재된 온도역에서의 냉각이, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 수냉에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2~1.5초의 수냉 정지 기간을 설정하여 그 동안에 판형상의 계측을 행하고, 그 후 50℃／초 이상의 속도로 냉각하는 것을 포함한다.
(13) 상기 공정 (B) 후에, 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 공정을 더 가진다.
본 발명에 의해, Ti나 Nb 등의 석출 원소의 다량 첨가를 행하지 않아도, 냉간 압연 및 소둔 후의 조직을 효과적으로 미세화하는 것이 가능해져, 연성 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 실현 가능해진다. 본 발명에 있어서 이용하는 조직의 미세화 기구는 종래법에서의 것과는 상이하기 때문에, 안정된 재질이 얻어질 정도로 소둔 시의 유지 시간을 길게 해도 미세 조직이 얻어진다.
이하, 본 발명에 관련된 냉연 강판 및 그 제조 방법에 대해서 서술한다. 이하의 설명에 있어서, 화학 조성에 관한 「%」는 모두 「질량%」이다. 또, 본 발명에 있어서의 평균 입경은 모두, SEM-EBSD를 이용하여 후술하는 식 (5)에 의해 구한 원상당 직경 평균치를 의미한다.
1. 냉연 강판
1-1：화학 조성
[C：0.06~0.3%]
C는, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. C는 또한, 오스테나이트 중에 농축됨으로써 오스테나이트를 안정화시켜, 냉연 강판 중의 잔류 오스테나이트의 면적율을 높이고, 연성을 향상시키는 작용을 가진다. 또한, 열간 압연 공정 및 소둔 공정에 있어서는, 미크로 조직을 미세화하는 작용을 가진다.
즉, C는 변태점을 저하시키는 작용을 가진다. 그 결과, 열간 압연 공정에 있어서는 열간 압연을 보다 저온역에서 완료시켜, 열연 강판의 미크로 조직을 미세화하는 것이 가능해진다. 소둔 공정에 있어서는, C에 의한 승온 과정에서의 페라이트의 재결정 억제 작용과 더불어, 급속 가열에 의해 페라이트의 미재결정율이 높은 상태를 유지한 채로 (Ac1점+10℃) 이상의 온도역에 도달시키는 것이 용이해져, 이것에 의해, 냉연 강판의 미크로 조직을 미세화하는 것이 가능해진다.
C함유량이 0.06% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, C함유량은 0.06% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.08% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, C함유량이 0.3% 초과에서는, 냉연 강판의 가공성이나 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, C함유량은 0.3% 이하로 한다. 바람직하게는 0.25% 이하이다.
[Si：0.6~2.5%]
Si는, 본 발명에 관련된 냉연 강판의 주상을 이루는 마텐자이트나 베이나이트와 같은 경질상의 생성을 촉진함으로써, 강을 고강도화시키는 작용을 가진다. 또한, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하여, 강의 연성을 향상시키는 작용을 가진다.
Si함유량이 0.6% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Si함유량은 0.6% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.8% 이상, 더 바람직하게는 1.0% 이상이다. 한편, Si함유량이 2.5% 초과에서는, 연성의 저하가 현저해지거나, 도금성이 손상되는 경우가 있다. 따라서, Si함유량은 2.5% 이하로 한다. 바람직하게는 2.0% 이하이다.
[Mn：0.6~3.5%]
Mn은, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. Mn은 또, 변태점을 저하시키는 작용을 가지므로, 소둔 공정에 있어서, 급속 가열에 의해 페라이트의 미재결정율이 높은 상태를 유지한 채로 (Ac1점+10℃) 이상의 온도역으로 하는 것이 용이해지고, 이것에 의해, 냉연 강판의 미크로 조직을 미세화하는 것이 가능해진다.
Mn함유량이 0.6% 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란하다. 따라서, Mn함유량은 0.6% 이상으로 한다. 한편, Mn함유량이 3.5% 초과에서는, 강이 과도하게 고강도화되어, 연성이 현저하게 손상되는 경우가 있다. 따라서, Mn함유량은 3.5% 이하로 한다.
[P：0.1% 이하]
P는, 불순물로서 함유되며, 입계에 편석되어 재료를 취화시키는 작용을 가진다. P함유량이 0.1%를 초과하면, 상기 작용에 의해 취화가 현저해진다. 따라서, P함유량은 0.1% 이하로 한다. 바람직하게는 0.06% 이하이다. P함유량은 낮을 수록 바람직하기 때문에, 하한은 한정할 필요는 없지만, 비용의 관점에서는 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[S：0.05% 이하]
S는, 불순물로서 함유되며, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여 강의 연성을 저하시키는 작용을 가진다. S함유량이 0.05% 초과에서는, 상기 작용에 의해 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, S함유량은 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. S함유량은 낮을 수록 바람직하기 때문에, 하한을 한정할 필요는 없지만, 비용의 관점에서는 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%]
Ti 및 Nb는, 탄화물이나 질화물로서 강 중에 석출되어, 소둔 공정에 있어서의 오스테나이트의 입성장을 억제함으로써, 강의 조직의 미세화를 촉진하는 작용을 가진다. 따라서, 강의 화학 조성에, Ti 및 Nb의 1종 또는 2종을 희망에 따라 함유시켜도 된다.
그러나, 각 원소의 함유량이 상기 상한치를 초과하거나, 또는 합계 함유량이 상기 상한치를 초과하면, 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, 각 원소의 함유량 및 합계 함유량은 상기한 대로 한다. 여기서, Ti함유량은 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.03% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 또, Nb함유량은 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti 및 Nb의 합계 함유량은, 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.03% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Ti：0.005% 이상 및 Nb：0.003% 이상 중 어느 한쪽을 만족시키는 것이 바람직하다.
[sol. Al：0~2.0%]
Al는, 강의 연성을 높이는 작용을 가진다. 따라서, Al를 함유시켜도 된다. 그러나, Al는 Ar3 변태점을 상승시키는 작용을 가지므로, sol. Al함유량이 2.0% 초과에서는, 열간 압연을 보다 고온역에서 완료시키지 않을 수 없게 된다. 그 결과, 열연 강판의 조직을 미세화하는 것이 곤란해져, 냉연 강판의 조직을 미세화하는 것도 곤란해진다. 또, 연속 주조가 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, sol. Al함유량은 2.0% 이하로 한다. 상기 작용에 의한 Al의 효과를 보다 확실히 얻으려면, sol. Al함유량을 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%]
Cr, Mo 및 V는, 모두 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. 또, Mo는 결정립의 입성장을 억제하고, 조직을 세립화하는 작용을, V는 페라이트로의 변태를 촉진하여, 강판의 연성을 향상시키는 작용도 가진다. 따라서, Cr, Mo, V의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.
그러나, Cr함유량이 1%를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 억제되어 버려, 목적으로 하는 조직을 확보할 수 없는 경우가 있다. 또, Mo함유량이 0.3%를 초과하거나, V함유량이 0.3%를 초과하면, 열간 압연 공정의 가열 단계에 있어서 석출물이 다량으로 생성되어, 연성을 현저하게 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 이들 각 원소의 함유량은 상기한 대로 한다. Mo함유량은 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Cr：0.03% 이상, Mo：0.01% 이상 및 V：0.01% 이상 중 어느 한 조건을 만족시키는 것이 바람직하다.
[B：0~0.005%]
B는, 강의 담금질성을 높이고, 저온 변태 상의 생성을 촉진함으로써, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. 따라서, B를 함유시켜도 된다. 그러나, B함유량이 0.005%를 초과하면, 강이 과도하게 경질화되어 버려, 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, B함유량은 0.005% 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, B함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%]
Ca 및 REM은, 용강의 응고 과정에 있어서 석출되는 산화물이나 질화물을 미세화하여, 주편의 건전성을 높이는 작용을 가진다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종을 함유시켜도 된다. 그러나, 어떤 원소도 고가이기 때문에, 각각의 원소의 함유량은 0.003% 이하로 한다. 이들 원소의 합계 함유량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Ca 및 REM 중 어느 한 원소를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
여기서, REM이란, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키며, 란타노이드의 경우, 공업적으로는 믹스메탈의 형태로 첨가되는 것이 보통이다. 본 발명에 있어서의 REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.
상기 이외의 잔부는, Fe 및 불순물이다.
1-2：미크로 조직 및 집합 조직
[주상]
주상으로서, 경질의 저온 변태상인 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 합계로 40면적% 이상 함유한다.
주상이 경질의 저온 변태상인 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종인 것에 의해, 강판의 강도를 높이는 것이 가능해지는데 더하여, 미크로 조직 중의 경도 분포가 평준화되어, 냉연 강판의 신장 플랜지성을 높일 수 있다.
상기 주상의 면적율이 40% 미만에서는, 조직 중의 경도 분포가 커져, 가공 변형 시에 미세 크랙이 발생하기 쉬워지기 때문에, 우수한 신장 플랜지성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 주상(마텐자이트 및/또는 베이나이트)의 면적율은 40% 이상으로 한다. 이 면적율은 바람직하게는 50% 이상이며, 더 바람직하게는 60% 이상이다. 주상은 마텐자이트와 베이나이트의 양쪽을 포함하고 있을 필요는 없으며, 어느쪽이든 1종 만을 포함하고 있어도 되고, 2종을 포함하고 있어도 된다. 베이나이트에는 베이니틱 페라이트가 포함된다.
[제2상]
제2상은, 페라이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 상기 식 (1)을 만족하는 것이 바람직하다. 혹은, 또한, 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 상기 식 (2) 및 (3)을 만족하는 것이 바람직하다.
제2상이 3면적% 이상의 페라이트를 함유하면, 냉연 강판의 연성의 향상이 가능해진다. 이 경우, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경이 4.0μm 이하로 미세함(즉, 상기 식 (1)을 만족한다)으로써, 강판을 가공했을 때에 미세한 크랙의 발생과 진전이 효과적으로 억제되기 때문에, 냉연 강판의 신장 플랜지성이 한층 향상된다. 이하에서는, 상기 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경을 간단히 페라이트의 평균 입경이라고 한다.
잔류 오스테나이트(잔류 γ)는 강판의 연성을 향상시키는 작용을 가지므로, 잔류 오스테나이트 면적율을 높임으로써, 연성을 향상시키는 것이 가능해진다. 잔류 오스테나이트 면적율을 3% 이상으로 함으로써, 우수한 연성을 확보하는 것이 용이해지므로, 제2상은 면적율 3% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 면적율은 더 바람직하게는 5% 이상이다. 이 경우, 종횡비가 5 미만인 괴상의 잔류 오스테나이트(이하, 간단히 「괴상의 오스테나이트」라고도 한다)가 상기 식 (2) 및 (3)을 만족함(즉, 괴상의 오스테나이트를 전체 잔류 오스테나이트에 대해 50% 이상과 같은 높은 면적율로 함유하고, 또한, 그 평균 입경은 1.5μm 이하로 미세하다)으로써, 한층 우수한 신장 플랜지성을 확보할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 대부분을 차지하는 괴상의 잔류 오스테나이트가 미세함으로써, 냉연 강판의 가공 중에 잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 변태된 후에 있어서, 생성된 마텐자이트가 미세해진다. 그 때문에, 마텐자이트 변태에 수반하는 신장 플랜지성의 저하가 억제된다. 또, 괴상의 잔류 오스테나이트는, 페라이트에 인접해서 생성되는 경향이 있어, 가공 유기 변태에 의한 가공 경화를 한층 현저하게 한다. 그 때문에, 괴상의 잔류 오스테나이트는, 마텐자이트 등의 라스 간에 생성되는 종횡비가 5를 넘는 가늘고 긴 형상인 것에 비해, 연성, 특히 균일 연성과, n값을 향상시키는 효과가 높다. 이러한 특성을 가지는 괴상의 잔류 오스테나이트가 잔류 오스테나이트의 대부분을 차지함으로써, 냉연 강판의 가공성을 향상시키는 것이 가능해진다. 이상의 이유로, 제2상에 포함되는 잔류 오스테나이트는 상기 식 (2) 및 (3)을 만족하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 하기 식 (2a) 및 (3a)을 만족한다.
dAs≤1.0···(2a)
rAs≥60···(3a).
또한, 제2상에는 펄라이트나 세멘타이트가 혼입되는 경우가 있지만, 이들 합계 면적율이 10% 이하이면 허용된다.
제2상으로서 함유될 수 있는 페라이트의 평균 입경은, SEM-EBSD를 이용하여, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 둘러싸이는 페라이트를 대상으로 그 평균 입경을 구한다. SEM-EBSD란, 주사 전자현미경(SEM) 중에서 전자선 후방 산란 회절(EBSD)에 의해 미소 영역의 방위 측정을 행하는 방법이다. 얻어진 방위 맵을 해석함으로써 평균 입경을 산출할 수 있다.
종횡비가 5 미만인 괴상의 잔류 오스테나이트의 평균 입경도, 동일한 방법으로 구할 수 있다.
주상 및 페라이트의 면적율은 SEM-EBSD를 이용한 조직 해석에 의해 측정할 수 있다. 또, 잔류 오스테나이트의 면적율은, X선 회절법에 의해 구한 체적분율을 그대로 면적율로 한다.
본 발명에서는, 이상의 어떤 평균 입경 및 면적율에 대해서도, 강판의 판두께 1/4 깊이 위치에 있어서의 측정치를 채용한다.
[집합 조직]
본 발명에 관련된 냉연 강판은, 판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, {100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만이 되는 집합 조직을 가진다.
{100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 집합 조직이 발달하면, 강의 가공성이 열화된다. 그 때문에, 상기 방위군의 X선 강도비를 저감함으로써, 강의 가공성이 향상된다. 상기 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 이상에서는, 양호한 연성 및 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다.
따라서, 상기의 방위군의 X선 강도의 평균을, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만으로 한다. 이 비는, 바람직하게는 5 미만, 더 바람직하게는 4 미만이다. 또한, 집합 조직의 {hkl}＜uｖw＞란, 판의 수직 방향과 {hkl}의 법선이 평행하며, 압연 방향과 ＜uｖw＞가 평행한 결정 방위를 나타낸다.
이 특정 방위의 X선 강도는, 강판을 불산에 의해 판두께 1/2깊이까지 화학 연마한 후, 그 판면에 있어서, 페라이트상의 {200}, {110} 및 {211}면의 정극점도(正極點圖)를 측정하고, 그 측정치를 이용하여, 급수 전개법에 의해 방위 분포 함수(ODF)를 해석함으로써 얻어진다.
집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도는, 분말상으로 한 강을 이용하여, 상기와 동일한 측정을 행함으로써 구한다.
1-3： 도금층
상기 서술한 냉연 강판의 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로 도금층을 설치하여 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금, 전기 Zn-Ni 합금 도금 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn-Al 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금 등이 예시된다.
도금 부착량은 특별히 제한되지 않으며, 종래와 동일해도 된다. 또, 도금 표면에 적당한 화성 처리 피막을 형성하여(예를 들면, 실리케이트계의 크롬 프리 화성 처리액의 도포와 건조에 의해), 내식성을 더 높이는 것도 가능하다. 또한, 유기 수지 피막으로 피복할 수도 있다.
2. 제조 방법
2-1： 열간 압연과 압연 후의 냉각
본 발명에서는, 후술하는 소둔에 의해 냉연 강판의 조직은 미세화되므로, 냉간 압연에 제공하는 열연 강판은 상법에 의해 제조한 것을 이용해도 된다. 그러나, 냉연 강판의 조직을 한층 미세화하기 위해, 냉간 압연에 제공하는 열연 강판의 조직을 미세화하여, 오스테나이트 변태의 핵생성 사이트를 증대시키는 것이 바람직하다. 이것은 구체적으로는, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 둘러싸이는 입자의 미세화, 및, 세멘타이트나 마텐자이트 등의 제2상을 미세 분산시키는 것을 가리킨다.
미세 조직을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시한 후에 급속 가열 소둔을 행하면, 급속 가열에 의해 가열 과정에서의 재결정에 의한 핵생성 사이트의 소실을 억제할 수 있기 때문에, 오스테나이트나 재결정 페라이트의 핵생성수가 증대하여, 최종 조직을 미세하게 하는 것이 보다 용이해진다.
본 발명에 있어서 냉연 강판의 소재로서 바람직한 열연 강판은, 구체적으로는, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 결정 입경이 6μm 이하인 것이다. 상기 BCC상의 평균 입경은 더 바람직하게는 5μm 이하이다. 이 평균 입경도 SEM-EBSD에 의해 구할 수 있다.
열연 강판의 상기 BCC상의 평균 결정 입경이 6μm 이하이면, 냉연 강판을 보다 미세화하는 것이 가능해져, 기계 특성을 한층 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, 열연 강판의 상기 BCC상의 평균 결정 입경은 작을 수록 바람직하기 때문에, 그 하한에 대해서는 규정하지 않지만, 통상은 1.0μm 이상이다. 여기서 언급하는 BCC상이란, 페라이트, 베이나이트 및 마텐자이트를 포함하며, 그 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다. 마텐자이트는 정확하게는 BCC상은 아니지만, 상기 평균 입경을 SEM-EBSD 해석에 의해 구하는 관계 상, 편의적으로 BCC상으로서 취급한다.
이러한 미세 조직을 가지는 열연 강판은, 이하에 설명하는 방법으로 열간 압연 및 냉각을 행함으로써 제작될 수 있다.
연속 주조에 의해, 상기 서술한 화학 조성을 가지는 슬래브를 제작하고, 이것을 열간 압연에 제공한다. 이 때, 슬래브는 연속 주조 시의 고온을 유지한 채로 이용할 수도, 일단 실온까지 냉각한 후, 재가열하여 이용할 수도 있다.
열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 슬래브의 가열 온도가 1000℃보다 낮으면, 압연기에 과대한 부하가 걸리는데 더하여, 압연 중에 강의 온도가 페라이트 변태점까지 저하되어, 조직 중에 변태한 페라이트를 포함한 상태로 압연되어 버릴 우려가 있다. 따라서, 슬래브의 가열 온도는 오스테나이트 온도역에서 열간 압연을 완료할 수 있도록, 충분히 고온으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연은, 리버스 밀 혹은 탠덤 밀을 이용하여 행한다. 공업 생산성의 관점에서는, 적어도 최종의 수 단(數段)은 탠덤 밀을 이용하는 것이 바람직하다. 압연 중은 강판을 오스테나이트 온도역으로 유지할 필요가 있기 때문에, 압연 완료 온도는 Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연의 압하량은, 피압연재의 온도가 Ar3점에서 (Ar3점+150℃)까지의 온도 범위에 있을 때의 판두께 감소율로 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 압하량은 보다 바람직하게는 60% 이상이다. 압연은 1패스로 행할 필요는 없으며, 연속된 복수 패스의 압연이어도 된다. 압하량을 크게 함으로써, 보다 많은 변형 에너지가 오스테나이트로 도입되어, BCC상으로의 변태 구동력을 증대시킬 수 있어, 열연 강판의 BCC상을 보다 미세립화할 수 있다. 그러나, 압연 설비로의 부하를 증가시키게도 되기 때문에, 1패스당 압하량의 상한은 60%로 하는 것이 바람직하다.
압연 완료 후의 냉각은 이하에 상세 서술하는 방법으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
압연 완료 온도로부터의 냉각에서는, 하기 식 (4)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도에서 (압연 완료 온도 -100℃)까지의 온도역을 냉각하는 것이 바람직하다.
Figure pct00002
식 중의 기호의 의미는 상기 서술한 대로이다.
상기 식 (4)는, 열간 압연에서 강판 중에 축적된 변형 에너지가 열연 완료 후의 회복·재결정에 의해 소비되기 전에, 오스테나이트 미재결정 온도역(압연 완료 온도 -100℃)까지 냉각하기 위한 조건을 나타낸 것이다. 상세한 것은, IC(T)는 Fe원자의 체확산에 관한 계산으로부터 구해지는 값이며, 열간 압연 완료에서 오스테나이트의 회복이 개시될 때까지의 시간을 나타낸다. 또한, (1/(Crate(T)·IC(T)))는, 냉각 속도(Crate(T))로 1℃ 냉각하는데 필요로 하는 시간을 IC(T)로 규격화한 값, 즉 회복·재결정에 의해 변형 에너지가 소실할 때까지의 시간에 대한 냉각 시간의 분율을 나타낸다. 따라서(1/Crate(T)·IC(T))를 T=0~-100℃의 사이에서 적분하여 구해지는 값은, 냉각 중의 변형 에너지의 소실량을 나타내는 지표가 된다. 이 값을 제한함으로써, 변형 에너지가 일정량 소실되기 전에 100℃ 냉각하기 위해 필요한 냉각 조건(냉각 속도와 체류 시간)을 규정한다. 상기 식 (4)의 우변의 값은, 바람직하게는 3.0, 보다 바람직하게는 2.0, 더 바람직하게는 1.0이다.
상기 식 (4)를 만족하는 바람직한 냉각 방법에서는, 압연 완료 온도로부터의 1차 냉각을, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각함으로써 행하는 것이 바람직하다. 이 온도 구간은 바람직하게는 60℃ 이상이다. 후술하는 수냉 정지 기간을 설정하지 않는 경우에는, 100℃ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 1차 냉각의 냉각 속도는 600℃／초 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, 800℃／초 이상으로 하는 것이 특히 바람직하다.
이 1차 냉각은 압연 완료 온도로 5초 이하의 단시간 유지를 하고 나서 개시할 수도 있다. 압연 완료로부터 1차 냉각 개시까지의 시간은, 상기 식 (4)를 만족하도록, 0.4초 미만으로 하는 것이 바람직하다.
또, 400℃／초 이상(바람직하게는 600℃／초 이상, 보다 바람직하게는 800℃／초 이상)의 냉각 속도로 수냉에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2초 이상, 1.5초 이하(바람직하게는 1초 이하)의 수냉 정지 기간을 설정하여, 그 동안에 판두께 및 판폭 등의 판형상의 계측을 행하고, 그 후 50℃／초 이상의 속도로 냉각(2차 냉각)을 행하는 것도 바람직하다. 이와 같이 판형상의 측정을 행함으로써, 판형상의 피드백 제어를 행하는 것이 가능해져, 생산성이 향상된다. 수냉 정지 기간 중은, 방냉으로 해도 공냉으로 해도 된다.
상기 1차 냉각 및 2차 냉각은, 모두 공업적으로는 수냉에 의해 실시된다.
압연 완료 온도에서 (압연 완료 온도 -100℃)의 온도까지의 냉각 조건이 상기 식 (4)를 만족함으로써, 열간 압연에 의해 오스테나이트에 도입된 변형의 회복 및 재결정에 의한 소비를 가능한 한 억제하여, 강 중에 축적시킨 변형 에너지를 오스테나이트로부터 BCC상으로의 변태 구동력으로서 최대한으로 이용할 수 있다. 압연 완료 온도로부터의 1차 냉각의 냉각 속도를 400℃／초 이상으로 하는 이유도, 상기와 마찬가지로 변태 구동력을 증대시키기 위해서이다. 이것에 의해, 오스테나이트로부터 BCC상으로의 변태 핵생성의 수를 증가시켜, 열연 강판의 조직을 미세화할 수 있다. 이와 같이 하여 제조되는 미세 조직을 가지는 열연 강판을 소재로 함으로써, 냉연 강판의 조직을 보다 한층 미세화할 수 있다.
1차 냉각 또는 1차 냉각 및 2차 냉각을 상기와 같이 행한 후, 권취 온도까지의 냉각을 행하기 전에, 강판을 임의의 온도역으로 임의의 시간 유지함으로써, 페라이트 변태나 Nb나 Ti로 이루어지는 미세 입자의 석출 등의 조직 제어를 행해도 된다. 여기서 말하는 「유지」에는 방냉이나 보온이 포함된다. 조직 제어에 적합한 온도 및 유지 시간은, 예를 들면, 600~680℃의 온도역에서 3~15초 정도 방냉을 행하는 것이며, 이와 같이 함으로써, 열연판 조직에 미세한 페라이트를 도입할 수 있다.
그 후, 강판의 권취 온도까지 냉각한다. 이 때의 냉각 방법은 수냉, 미스트 냉각, 및 가스 냉각(공냉을 포함한다)으로부터 선택한 방법에 의해 임의의 냉각 속도로 냉각을 행할 수 있다. 강판의 권취 온도는, 조직을 보다 확실히 미세화하는 관점에서 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이상의 열연 공정에 의해 제작된 열연 강판은 충분히 다량의 대각 입계가 도입되어, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 평균 입경이 6μm 이하이며, 마텐자이트나 세멘타이트 등의 제2상을 미세하게 분산시킨 조직이 된다. 이와 같이, 대각 입계가 다량으로 존재하고, 제2상이 미세하게 분산된 열연 강판에 냉간 압연 및 소둔을 실시하는 것이 적합하다. 왜냐하면, 이러한 대각 입계나 미세한 제2상이 오스테나이트 변태의 우선핵생성 사이트이기 때문에, 급속 가열 소둔에 의해 이들 위치로부터 다수의 오스테나이트 및 재결정 페라이트를 생성시켜 조직의 미세화를 도모하는 것이 가능해지기 때문이다.
열연 강판의 조직은, 제2상으로서 펄라이트를 포함하는 페라이트 조직, 베이나이트 및 마텐자이트로 이루어지는 조직, 또는, 그들의 혼합된 조직으로 할 수 있다.
2-2： 열연 강판의 열처리
상기의 열연 강판에 500~700℃의 온도로 소둔을 행해도 된다. 이 소둔은, 특히 300℃ 이하에서 권취된 열연 강판에 적합하다.
이 소둔은, 열연 코일을 연속 소둔 라인에 통과시켜 행하는 방법, 또는 코일인 채로 배치 소둔로를 이용하여 행하는 방법에 의해 실시할 수 있다. 열연 강판을 가열할 때에, 500℃의 소둔 온도까지의 가열 속도는, 10℃／시간 정도의 서(徐)가열에서 30℃／초의 급속 가열까지, 임의의 속도로 행할 수 있다.
균열 유지 온도(소둔 온도)는 500~700℃의 온도 범위로 한다. 이 온도역에 있어서의 유지 시간은, 특별히 한정할 필요는 없지만, 3시간 이상으로 하는 것이 바람직하다. 유지 시간의 상한은, 탄화물의 조대화 억제의 관점에서 15시간 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 10시간 이하이다.
이러한 열연 강판의 소둔을 행함으로써, 열연 강판 중의 입계, 패킷 경계, 블록 경계에 미세한 탄화물을 분산시킬 수 있어, 상기 서술한 열간 압연 완료 직후의 극단시간의 급냉과 조합함으로써, 탄화물을 한층 미세하게 분산시킬 수 있다. 그 결과, 소둔 중에 오스테나이트의 핵생성 사이트를 증가시켜, 최종 조직을 미세화할 수 있다. 열연 강판의 소둔은, 열연 강판을 연화시켜, 냉간 압연 설비의 부하를 경감하는 작용도 가진다.
2-3：산세정·냉간 압연
상기의 방법으로 제작한 열연 강판을 산세정 후, 냉간 압연을 행한다. 이들은 상법에 의해 실시하면 된다. 냉간 압연은 윤활유를 이용하여 행할 수 있다. 냉간 압연율은 특별히 규정할 필요는 없지만, 통상은 20% 이상이다. 냉간 압연율이 85%를 초과하면, 냉간 압연 설비로의 부담이 커지기 때문에, 냉간 압연율은 85% 이하로 하는 것이 바람직하다.
2-4：소둔
상기의 냉간 압연에서 얻어진 강판의 소둔은, (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30% 이상이 되도록, 15℃／초 이상의 평균 가열 속도로 가열한다.
이와 같이, 미재결정 조직을 남긴 채로 (Ac1점+10℃)까지 가열함으로써, 열연 강판의 대각 입계나 제2상을 핵생성 사이트로 하여 미세한 오스테나이트를 다수핵생성시킬 수 있다. 이 때 열연 강판의 조직이 미세하면, 보다 다수의 핵생성을 얻을 수 있으므로 바람직하다. 오스테나이트의 핵생성수를 증가시킴으로써, 소둔 중의 오스테나이트립을 현저하게 세립화시킬 수 있어, 그 후에 생성되는 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트를 미세화시킬 수 있다.
한편, (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30% 미만에서는, 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태가 진행된 영역이 대부분을 차지하게 된다. 그 결과, 이러한 영역에 있어서 재결정립의 입계로부터 오스테나이트 변태가 진행되기 때문에, 소둔 중의 오스테나이트립은 조대해져, 최종 조직도 조대화된다.
따라서, (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록, 평균 가열 속도는 15℃／초 이상으로 한다. 평균 가열 속도는, 바람직하게는 30℃／초 이상, 더 바람직하게는 80℃／초 이상, 특히 바람직하게는 100℃／초 이상이다. 평균 가열 속도의 상한은 특별히 설정하지 않지만, 온도 제어가 곤란해지는 것을 고려하여 1000℃／초 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기의 15℃／초 이상의 급속 가열을 개시하는 온도는, 재결정 개시 전인 한 임의이며, 10℃／초의 가열 속도 하에서 측정한 연화 개시 온도(재결정 개시 온도) Ts에 대해, Ts-30℃이어도 된다. 그 이전의 온도역에 있어서의 가열 속도는 임의이다. 예를 들면, 600℃ 정도로부터 급속 가열을 개시해도, 충분한 세립화 효과가 얻어진다. 또, 실온으로부터 급속 가열을 개시해도 본 발명에 악영향을 초래하는 일은 없다.
가열 방법은 충분히 급속한 가열 속도를 얻기 위해, 통전 가열이나 유도 가열, 직화 가열을 이용하는 것이 바람직하지만, 본 발명의 요건을 만족하는 한 레디언트 튜브에 의한 가열도 가능하다. 또한, 이러한 가열 장치의 적용에 의해, 강판의 가열 시간이 큰폭으로 단축되어, 소둔 설비를 보다 컴팩트하게 하는 것이 가능해져, 생산성의 향상이나 설비 투자비의 저감의 효과도 기대할 수 있다. 또, 기존의 연속 소둔 라인 및, 용융 도금 라인에, 급속 가열 장치를 증설하여 상기 가열을 실시하는 것도 가능하다.
(Ac1점+10℃)까지 가열한 후, 또한 (0.3×Ac1점+0.7×Ac3점) 이상, (Ac3점+100℃) 이하의 범위 내의 소둔 온도(균열 온도)까지 가열한다. 이 온도 구간에서의 가열 속도는 임의의 속도로 할 수 있다. 가열 속도를 낮게 함으로써, 충분한 시간을 들여, 페라이트의 재결정을 촉진할 수 있다. 또, 최초의 일부 만을 급속 가열(예, 상기 급속 가열과 동일한 속도)로 하고, 그 후를 보다 낮은 가열 속도로 하는 것과 같이, 가열 속도를 변화시킬 수도 있다.
소둔 과정에 있어서는, 오스테나이트로의 변태를 충분히 진행시켜, 가공 페라이트 조직을 소멸시킴과 함께, 강판 중의 탄화물을 용해시킨다. 이 때문에, 소둔 온도는 (0.3×Ac1+0.7×Ac3점) 이상으로 한다. 이것보다 낮은 온도로 소둔된 경우에는, 소둔 중에 오스테나이트 단상 상태가 되지 않았거나, 페라이트의 재결정이 일어나지 않았기 때문에, 가공 페라이트 조직이 잔류한다. 그렇게 되면, 냉연 강판의 집합 조직에 있어서 {100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 배향이 강해져, 강판의 가공성이 저하된다. 한편, (Ac3점+100℃)를 넘는 온도로 소둔되면, 오스테나이트립의 급격한 입성장이 발생하여, 최종 조직이 조립화된다. 이 때문에, 소둔 온도는 (Ac3점+100℃) 이하로 한다. 바람직하게는 (Ac3점+50℃ 이하)이다.
본 발명에 있어서의 Ac1점 및 Ac3점은, 냉간 압연을 행한 강판을, 2℃／초의 가열 속도로 1100℃까지 승온했을 때에 측정한 열팽창 곡선으로부터 구해지는 값이다.
상기 온도역에 있어서의 소둔의 유지 시간(균열 유지 시간)이 30초간 이하에서는, 탄화물의 용해와 오스테나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 냉연 강판의 가공성이 저하되어 버린다. 또, 소둔 유지 중의 온도 편차가 발생하기 쉬워 제조 안정성에 문제를 일으킨다. 따라서, 소둔의 유지 시간은 30초간 이상으로 하여, 충분히 오스테나이트로의 변태를 진행시킬 필요가 있다. 유지 시간의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 과도하게 장시간의 유지를 행한 경우, 오스테나이트립의 성장에 의해 본 발명이 규정하는 바인 최종 입경 5μm 이하를 만족하는 것이 곤란해지기 때문에, 소둔 유지 시간은 10분간 미만으로 하는 것이 바람직하다.
균열 유지 후의 냉각은, 650℃ 이하 500℃ 이상의 온도역을 10℃／초 이상의 냉각 속도로 냉각한다. 상기 온도역에 있어서의 냉각 속도를 10℃／초 이상으로 함으로써, 냉연 강판 조직에 있어서의 저온 변태 상의 면적율을 증가시킬 수 있다. 한편, 냉각 속도가 10℃／초 미만인 경우, 냉각 중에 페라이트가 다량으로 생성되어, 신장 플랜지성을 열화시킨다. 그 때문에, 소둔 후의 상기 온도역에 있어서의 냉각 속도는 10℃／초 이상으로 한다. 바람직하게는 20℃／초 이상이다.
냉각의 도중에서 과시효 처리 또는 용융 도금 처리(예, 용융 아연 도금 혹은 합금화 용융 아연 도금)를 행할 수 있다. 균열 유지 온도나 유지 시간 등의 제어에 의해, 냉연 강판 중에 적절한 면적율의 저온 변태상을 생성시킴과 함께, 미변태오스테나이트로의 탄소 원자의 확산을 촉진함으로써, 잔류 오스테나이트를 생성시킨다. 과시효를 행하는 경우의 바람직한 열처리 조건은, 온도가 300~500℃의 범위 내, 유지 시간은 100~600초의 범위 내이다.
과도하게 저속의 냉각 속도나, 고온 장시간의 균열 유지를 행하면, 원하는 조직분율을 얻을 수 없는 것이나, 잔류 오스테나이트가 탄화물로 변태하는 것 등에 의해, 강판의 가공성을 열화시키는 원인이 된다.
이 때문에, 냉각 도중의 유지 시간(도금 및/또는 과시효를 포함한다)은 2000초간 미만이 바람직하다. 냉각 방법은 임의의 방법으로 행할 수 있지만, 예를 들면 가스, 미스트, 또는 물에 의한 냉각이 가능하다.
<실시예>
표 1에 나타내는 화학 조성을 가지는 강종 A~M의 강괴를 진공 유도노(爐)에서 용제했다. 표 1에는 강종 A~M의 Ac1점 및 Ac3점도 나타낸다. 이러한 변태점은, 후술하는 제조 조건에 따라서 냉간 압연까지 행한 강판을, 2℃／초의 가열 속도로 1100℃까지 승온했을 때에 측정한 열팽창 곡선으로부터 구했다. 표 1에는 또한 (Ac1점+10℃), (0.3×Ac1점+0.7×Ac3점) 및 (Ac3점+100℃)의 각 값도 나타낸다.
[표 1]
Figure pct00003
이들 강을 열간 단조한 후, 열간 압연에 제공하기 위해, 슬래브형상의 강편으로 절단했다. 얻어진 각 슬래브를 1000℃ 이상의 온도로 약 1시간 가열한 후, 시험용 소형 밀을 이용하여, 표 2에 나타내는 열간 압연 완료 온도로 열간 압연을 행했다. 압연 완료 후, 이 표에 나타내는 냉각 시간, 수냉 속도, 권취 온도의 조건으로, 판두께 2.0~2.6mm의 열연 강판을 제작했다.
압연 완료 후의 냉각은 모두 수냉이며, 다음의 방법 중 어느 하나에 의해 실시했다：
1) 압연 완료 직후에 적어도 100℃의 온도 강하량으로 1차 냉각 만을 행한다；
2) 압연 완료 온도(FT)로 소정 시간 유지(방냉)한 후, 적어도 100℃의 온도 강하량으로 1차 냉각 만을 행한다；또는
3) 압연 완료 직후에 1차 냉각을 행하여, 압연 완료 온도(FT)로부터 30~80℃ 냉각한 단계에서 1차 냉각을 정지하고, 그 온도로 소정 시간 온도 유지(방냉)한 후, 2차 냉각을 행한다.
1차 냉각만 행한 경우는 1차 냉각 정지 후, 2차 냉각을 행한 경우는 2차 냉각 정지 후, 3~15초간 방냉하고, 그 후 30~100℃／초의 냉각 속도로 수냉을 행하여, 권취 온도까지 냉각했다. 그 후, 강판을 노에 장착하고, 권취를 모의한 서냉을 실시했다. 식 (4)의 좌변값 및 열연 강판의 BCC상의 평균 결정 입경을 표 2에 아울러 나타낸다.
열연 강판의 BCC상의 평균 결정 입경의 측정은, 강판의 압연 방향 및 판두께 방향으로 평행한 단면의 조직을 SEM-EBSD 장치(일본 전자 주식회사제, JSM-7001F)를 이용하여, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 입경을 해석함으로써 구했다. BCC상의 평균 입경 d는 하기 식 (5)를 이용하여 구했다. 여기서, Ai는 i번째의 입자의 면적을 나타내고, di는 i번째의 입자의 원상당의 직경을 나타낸다.
Figure pct00004
일부의 열연 강판에는, 가열로를 이용하여 표 2에 나타내는 조건으로 열연판 소둔을 실시했다.
이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을, 상법에 따라, 염산으로의 산세정과, 표 2에 나타내는 압하율로의 냉간 압연을 실시하여, 강판의 판두께를 1.0~1.2mm로 했다. 그 후, 실험실 규모의 소둔 설비를 이용하여, 표 2에 나타내는 가열 속도, 균열 온도(소둔 온도), 균열 시간(유지 시간)으로 소둔을 행하고, 650℃에서 500℃의 온도역의 냉각 속도가 표 2에 나타내는 「냉각 속도」가 되는 조건으로 냉각하여, 냉연 강판을 얻었다. 균열 후의 냉각은 질소 가스에 의해 행했다. 또한, 각각의 강판에는, 냉각 과정에 있어서, 표 2에 나타내는 바와 같이 과시효 처리 또는 합금화 용융 아연 도금 처리를 모의한 이하의 A~I로 나타내는 열처리를 실시한 후, 2℃／초로 상온까지 냉각하여, 냉연 강판을 얻었다. 이러한 열처리의 조건은 다음과 같았다.
A：375℃에서 330초 유지,
B：400℃에서 330초 유지,
C：425℃에서 330초 유지,
D：480℃에서 15초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한 500℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
E：480℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한 520℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
F：480℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한 540℃로 가열하여 합금화 처리를 모의.
표 2에는, (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 페라이트에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율을 나타낸다. 이 값은 이하의 방법에 의해 구했다. 즉, 본 발명의 제조 조건에 따라서 냉간 압연까지를 행한 강판을 이용하여, 각 강판 번호에 나타나 있는 가열 속도로 (Ac1점+10℃)까지 승온시킨 후, 즉시 수냉했다. 그 조직을 SEM에 의해 촬영하여, 조직 사진 상에서 마텐자이트를 제외한 영역, 즉, (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에 있어서 오스테나이트 변태되어 있던 영역을 제외한 영역에 대해서, 재결정 조직과 가공 조직의 분율을 측정함으로써, 미재결정율을 구했다.
[표 2-1]
Figure pct00005
[표 2-2]
Figure pct00006
이렇게 하여 제조된 냉연 강판의 미크로 조직 및 기계적 특성을 다음과 같이 조사했다. 조사 결과를 표 3에 정리해 나타낸다.
냉연 강판의 페라이트 평균 입경 및 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 입경은, 열연 강판에 대해서 서술한 바와 같이, 강판의 판두께 1/4 깊이 위치의 압연 방향의 단면 조직에 있어서 SEM-EBSD 장치를 이용하여 구했다. 또한, 잔류 오스테나이트상을 포함하는 조직의 EBSD 해석에 있어서는, 시료 조정 시의 외란(잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 변태하는 등)에 의해, 잔류 오스테나이트가 정확하게 측정되지 않는 것이 염려된다. 이 때문에, 본 실시예에서는, 해석 정밀도의 지표로서 EBSD 해석에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 면적분율(γEBSD)이, X선 회절법에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 체적분율(γXRD)에 대해, (γEBSD/γXRD)＞0.7을 만족하는 것을 평가의 전제로 했다.
페라이트 및 저온 변태 상의 면적율은, SEM-EBSD를 이용한 조직 해석에 의해 구했다. 또, 오스테나이트상의 체적율을 후술하는 장치를 이용한 X선 회절법에 의해 구하고, 이 체적율을 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 면적율로 했다.
냉연 강판의 집합 조직의 측정은, 판두께의 1/2 깊이 위치의 평면에 있어서의 X선 회절에 의해 행했다. {100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 강도는, 페라이트의 {200}, {110}, {211}의 정극점도의 측정 결과로부터 해석한 ODF(방위 분포 함수)로 구했다. 이 해석 결과로부터, {100}＜011＞, {411}＜011＞, {211}＜011＞ 방위의 각각에 있어서, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직에 대한 강도비를 구하고, 그들의 평균치를 {100}＜011＞에서 {211}＜011＞까지의 방위군의 평균 강도비로 했다. 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도는, 분말상의 강의 X선 회절에 의해 구했다. X선 회절에 이용한 장치는 리가쿠 전자 사제 RINT-2500HL/PC였다.
소둔 후의 냉연 강판의 기계 특성은, 인장 시험과 구멍 확장 시험에 의해 조사했다. 인장 시험은, JIS5호 인장 시험편을 이용하여 행하고, 인장 강도(TS) 및 파단 신장율(전체 신장율 El)를 구했다. 구멍 확장 시험은, JIS Z 2256：2010에 준하여 행하여, 구멍 확장 비율 λ(%)를 구했다. 강도와 연성의 밸런스의 지표로서 TS×El의 값을, 또 강도와 신장 플랜지성의 밸런스의 지표로서 TS×λ의 값을 산출하여, 각각 표 3에 나타낸다.
[표 3-1]
Figure pct00007
[표 3-2]
Figure pct00008
강종 A를 이용하여 제조한 강판 No.1~10 중, 소둔 시의 가열 속도가 15℃／초 이상인 강판 No.1~3 및 6, 7, 9, 10에서는, 본 발명에 따른 미크로 조직을 가지는 냉연 강판을 얻을 수 있었다. 특히 식 (4)의 열연 후의 냉각 조건을 만족하는 미세립 열연 강판을 모재로 하는 강판 No.1~3, 6, 7에서는, 식 (4)를 만족하지 않는 강판 No.9, 10에 비해, 보다 미세한 잔류 오스테나이트립을 얻을 수 있었다.
한편, 강판 No.4에서는, 소둔 시의 균열 온도가 높고, 강판 No.5, 8에서는, 소둔 시의 가열 속도가 낮으며, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)에 대한 종횡비 5 미만의 괴상 잔류 γ의 비율이 50% 미만이 되어, 상기 식 (2)를 만족하지 않으며, 또 제2상의 페라이트의 입경은 조대했다.
동일한 결과가 다른 강종에 대해서도 얻어지며, 어느 발명예에서도 높은 가공성을 얻을 수 있었다.
한편, 강판 No.5, 8, 11, 14, 16, 19, 22, 25, 28, 33, 35, 37, 41, 43, 48, 50, 52는, 소둔 시의 가열 속도가 15℃／초 미만이었기 때문에, Ac1+10℃에 있어서의 미재결정율이 30% 미만이 되었다. 그 때문에, 냉연 강판의 미크로 조직은 조대화하여, 페라이트 평균 입경은 본 발명에서 규정하는 상한을 넘었다. 이 결과, 기계 특성이 불충분해졌다.
강판 No.4, 30은, 소둔 시에 급속 가열을 행했지만, 소둔 온도가 Ac3+100℃를 넘었기 때문에, 냉연 강판의 미크로 조직이 조대화하여, 페라이트 입경은 본 발명에서 규정하는 상한을 넘었다. 그 결과, 양호한 기계 특성을 얻을 수 없었다.
강판 No.27은, 소둔 온도가 (0.3×Ac1+0.7×Ac3)보다 낮았기 때문에, 집합 조직이 본 발명의 규정을 만족하지 않았다. 그 결과, 양호한 기계 특성을 얻을 수 없었다.
강판 No.46, 47은, Nb함유량이 0.123%이며, 강이 과도하게 경질화되어, 가공성이 열화되었다. 결과적으로, 냉연 강판의 기계 특성은 가열 속도에 관계없이, 낮은 것이 되었다.
또한, 강판 No.48, 49는, Si함유량이 0.06%이며, 냉연 강판 중에 잔류 오스테나이트가 생성되지 않았다. 이 때문에, 강도가 낮음에도 불구하고, 연성이 저위인 상태되었다. 결과적으로, 냉연 강판의 기계 특성은 가열 속도에 관계없이, 낮은 것이 되었다.

Claims (15)

  1. 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.6~2.5%, Mn：0.6~3.5%, P：0.1% 이하, S：0.05% 이하, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%, sol. Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지며,
    주상으로서 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종을 합계로 40면적% 이상 함유하는 미크로 조직을 가지며,
    판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, ｛100｝＜011＞에서 {211｝＜011＞까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 미크로 조직이, 제2상으로서 페라이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 하기 식 (1)을 만족하는, 냉연 강판
    dF≤4.0···(1)
    식 중, dF는 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경(단위：μm)이다.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 미크로 조직이, 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 하기 식 (2) 및 (3)을 만족하는, 냉연 강판.
    dAs≤1.5···(2)
    rAs≥50···(3)
    식 중, dAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경(단위：μm)이며, rAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적율(%)이다.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ti：0.005~0.08% 및 Nb：0.003~0.04%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 냉연 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이 질량%로, sol. Al：0.1~2.0%를 함유하는, 냉연 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Cr：0.03~1%, Mo：0.01~0.3% 및 V：0.01~0.3%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 냉연 강판.
  7. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이 질량%로, B：0.0003~0.005%를 함유하는, 냉연 강판.
  8. 청구항 1 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ca：0.0005~0.003% 및 REM：0.0005~0.003%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 냉연 강판.
  9. 청구항 1 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면에 도금층을 가지는, 냉연 강판.
  10. 하기 공정 (A) 및 (B)를 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
    (A) 청구항 1 및 청구항 4 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；및
    (B) 공정 (A)에 있어서 얻어진 냉연 강판에 하기 조건으로 열처리를 실시하는 소둔 공정： 상기 냉연 강판을 (Ac1점+10℃)에 도달한 시점에서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록 15℃／초 이상의 평균 가열 속도 조건으로 가열한 후, (0.3×Ac1점+0.7×Ac3점) 이상 (Ac3점+100℃) 이하의 온도역으로 30초간 이상 유지하고, 그 후, 650℃ 이하 500℃ 이상의 온도역의 평균 냉각 속도를 10℃／초 이상으로 하여 그 강판을 냉각한다.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 열연 강판이, 열간 압연 완료 후에 300℃ 이하에서 권취되고, 그 후, 500~700℃의 온도역에서 열처리를 실시함으로써 얻어진 것인, 냉연 강판의 제조 방법.
  12. 청구항 10 또는 청구항 11에 있어서,
    상기 열연 강판이, Ar3점 이상에서 압연을 완료하는 열간 압연 완료 후에, 하기 식 (4)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도에서 (압연 완료 온도 -100℃)까지의 온도역을 냉각하는 열간 압연 공정에 의해 얻어진, 경사각 15° 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 입경이 6μm 이하인 강판인, 냉연 강판의 제조 방법.
    [수학식 4]
    Figure pct00009

    상기 식 중,
    Crate(T)는 냉각 속도(℃／s)(양의 값)이며,
    T는 압연 완료 온도를 제로로 하는 상대 온도(℃, 음의 값)이며,
    Crate가 영인 온도가 있는 경우, 그 온도에서의 체류 시간(Δt)을 IC(T)로 나눈 값을 그 구간의 적분으로서 가산한다.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 온도역에서의 냉각이, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각하는 것을 포함하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 온도역에서의 냉각이, 400℃／초 이상의 냉각 속도로 수냉에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2~1.5초의 수냉 정지 기간을 설정하여 그 동안에 판형상의 계측을 행하고, 그 후 50℃／초 이상의 속도로 냉각하는 것을 포함하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  15. 청구항 10 내지 청구항 14 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공정 (B) 후에, 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 공정을 더 가지는, 냉연 강판의 제조 방법.
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