KR20240133736A - 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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다쿠야 니시오
마사후미 아즈마
료스케 나카무라
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

이 냉연 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치인 1/4 깊이 위치의 금속 조직이, 체적률로, 잔류 오스테나이트: 1.0％ 초과, 8.0％ 미만, 템퍼링 마르텐사이트: 80.0％ 이상, 페라이트 및 베이나이트: 합계로 0％ 이상, 15.0％ 이하, 및 마르텐사이트: 0％ 이상, 5.0％ 이하를 포함하고, 상기 금속 조직에 있어서, 구 γ 입경이 5.0㎛ 이상, 25.0㎛ 이하이고, 구 γ 입계상에 있는 잔류 γ의 개수 밀도가, 100개/mm2 이하이다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2022년 02월 09일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2022-018412호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
산업 기술 분야가 고도로 분업화된 오늘날, 각 기술 분야에서 사용되는 재료에는, 특수하면서도 고도의 성능이 요구되고 있다. 특히, 자동차용 강판에 관해서는, 지구 환경에의 배려로부터, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키기 위해, 판 두께가 얇고, 성형성이 우수한 고장력 냉연 강판의 수요가 현저하게 높아지고 있다. 자동차용 강판 중에서도 특히 차체 골격 부품에 사용되는 냉연 강판에 대해서는, 높은 강도가 요구되게 되고, 또한 적용 확대를 위한 높은 성형성이 요구되고 있다.
또한, 자동차 부품은, 프레스 등에 의해 성형되므로, 고강도여도 성형성(예를 들어 균일 연신율이나 굽힘성)이 우수할 것이 요구된다.
또한, 고강도화에 수반하여, 수소 취화 감수성이 높아진다. 자동차에 사용되는 강 부재는, 자동차의 제조 시, 및 사용 시에 발생하는 수소에 의해 수소 취화 갈라짐될 리스크가 있다. 제조 시에 있어서는, 재료의 가열 공정이나 전착 도장 공정에서 수소가 발생하여, 일부가 강 부재에 흡장된다. 또한 사용 시에 있어서는, 강 부재의 부식에 의해 수소가 발생한다.
그 때문에, 근년, 자동차용 강판으로서 필요해지는 특성으로서, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 균일 연신율이 4.0％ 이상, 90° V 굽힘에서의 한계 굽힘(최소 굽힘 반경) R과 판 두께의 비인 R/t가 5.0 이하, 또한 내수소 취화 특성이 우수한 것이 예시된다.
균일 연신율 등의 연성을 확보하기 위해서는 페라이트를 포함하는 조직으로 하는 것이 유효하기는 하지만, 페라이트를 포함하는 조직에서 1310MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는, 제2 상을 단단하게 할 필요가 있다. 그러나 경질인 제2 상은 구멍 확장성을 열화시킨다.
고강도 강판의 구멍 확장성을 향상시키는 기술로서, 템퍼링 마르텐사이트를 주상으로 하는 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 및 2, 참조). 특허문헌 1 및 2에서는, 마이크로 조직을 템퍼링 마르텐사이트 단상의 조직으로 함으로써 구멍 확장성이 우수한 것이 나타내져 있다.
그러나 특허문헌 1의 발명에 있어서는, 인장 강도가 1310MPa 미만으로 낮다. 그 때문에, 보다 고강도화를 목표로 하는 경우에는, 그것에 수반하여 열화되는 가공성을 보다 향상시킬 필요가 있다. 또한, 특허문헌 2의 발명에 있어서는, 1310MPa 이상의 고강도를 달성할 수는 있지만, ??칭 시의 냉각에 있어서 실온 부근까지 냉각하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률이 적어, 높은 균일 연신율이 얻어지지 않는다는 과제가 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 고강도화와 높은 성형성을 양립시키는 기술로서, 잔류 오스테나이트에 의한 TRIP 효과를 이용한 강판이 제안되어 있다.
그러나 특허문헌 3의 강판에서는 페라이트상을 갖기 때문에 1310MPa 이상의 고강도를 얻기 어렵고, 조직 내의 강도차가 있기 때문에 구멍 확장 성형성이 떨어진다.
또한, 특허문헌 4에는, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치의 조직(금속 조직)을, 잔류 오스테나이트를 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직으로 한 뒤에, 어닐링 시의 노점 제어에 의한 표층의 연화 및 표층부의 경질상의 미세화에 의해, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상, 균일 연신율이 5.0％ 이상, 90° V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 R과 판 두께 t의 비(R/t)가 5.0 이하이고, 또한 내수소 취화 특성이 우수한 고강도 냉연 강판이 얻어진다고 기재되어 있다.
그러나 근년 가일층의 특성의 향상이 요구되고 있다.
일본 특허 공개 2009-30091호 공보 일본 특허 공개 2010-215958호 공보 일본 특허 공개 2006-104532호 공보 국제 공개 제2019/181950호
상술한 바와 같이, 근년, 인장 강도(TS)가 1310MPa 이상인 고강도를 갖는 강판에 있어서, 더 높은 성형성 및 내수소 취화 특성을 갖는 강판이 요구되고 있다.
본 발명은 상기의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이고, 그 과제는, 고강도 강판에서 과제가 되는 성형성이 우수하고, 또한 우수한 내수소 취화 특성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
여기서, 냉연 강판에는, 표면에 도금층이 형성되어 있지 않은 냉연 강판뿐만 아니라, 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함한다.
본 발명자들은, 고강도 냉연 강판의 기계적 특성에 미치는 화학 조성, 금속 조직 및 제조 조건의 영향에 대하여 상세한 조사를 행하였다. 그 결과, 금속 조직을, 잔류 오스테나이트를 소정량 이상 포함하는 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직으로 한 뒤에, 구 γ(오스테나이트) 입계 근방에 잔류 오스테나이트를 남기지 않음으로써, 내수소 취화 특성이 향상되는 것을 알아냈다.
또한, 열연 강판에 있어서의 탄화물의 분포 제어와 열처리 시 조건의 조정에 의해, 구 γ 입계 근방에 잔류 오스테나이트가 남지 않도록 제어할 수 있는 것을 알아냈다.
본 발명은 상기의 지견을 감안하여 이루어졌다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 양태에 관한 냉연 강판은, 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 1.00％ 이하, Mn: 1.30％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치인 1/4 깊이 위치의 금속 조직이, 체적률로, 잔류 오스테나이트: 1.0％ 초과, 8.0％ 미만, 템퍼링 마르텐사이트: 80.0％ 이상, 페라이트 및 베이나이트: 합계로 0％ 이상, 15.0％ 이하, 및 마르텐사이트: 0％ 이상, 5.0％ 이하를 포함하고, 상기 금속 조직에 있어서, 구 γ 입경이 5.0㎛ 이상, 25.0㎛ 이하이고, 구 γ 입계상에 있는 잔류 γ의 개수 밀도가, 100개/mm2 이하이다.
[2] [1]에 기재된 냉연 강판은, 인장 강도가 1310MPa 이상, 균일 연신율이 4.0％ 이상, 90° V 굽힘에서의 한계 굽힘 R과 판 두께의 비인 R/t가 5.0 이하여도 된다.
[3] [1] 또는 [2]에 기재된 냉연 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0.0005％ 이상, 0.0500％ 이하, 및 Bi: 0.0005％ 이상, 0.050％ 이하에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[4] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 냉연 강판은, 상기 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도가, 150개/mm2 이하여도 된다.
[5] [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 냉연 강판은, 상기 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 된다.
[6] [5]에 기재된 냉연 강판은, 상기 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
[7] 본 발명의 다른 양태에 관한 냉연 강판의 제조 방법은, 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 1.00％ 이하, Mn: 1.30％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1100℃ 이상으로 가열하고, 가열된 상기 주조 슬래브에 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과, 상기 열연 강판을, 550℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취 공정과, 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을, 탈스케일한 후, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 700℃로부터, 820℃ 이상 880℃ 이하인 균열(均熱) 온도까지의 평균 가열 속도가 10.0℃/초 미만이 되도록, 상기 균열 온도까지 가열하고, 상기 균열 온도에서 30 내지 200초 균열하여 어닐링하는, 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 800℃ 이하, 700℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시한 후에, 700℃ 내지 600℃의 평균 냉각 속도 및 450℃ 내지 350℃의 평균 냉각 속도가, 모두 5.0℃/초 이상이 되도록 냉각하고, 350℃ 이하, 50℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서, 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시하고, 그 후, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는, 어닐링 후 냉각 공정과, 상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링하는, 템퍼링 공정을 구비한다.
[8] [7]에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 주조 슬래브의 상기 화학 조성이, 질량％로, Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0.0005％ 이상, 0.0500％ 이하, 및 Bi: 0.0005％ 이상, 0.050％ 이하로 이루어지는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[9] [7] 또는 [8]에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 350℃로부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 아래로 해도 된다.
[10] [7] 내지 [9] 중 어느 하나에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 상기 냉연 강판의 온도가, 425℃ 초과, 600℃ 미만인 상태에서 도금욕에 침지하여, 표면에 용융 아연 도금층을 형성해도 된다.
[11] [7] 내지 [9] 중 어느 하나에 기재된 냉연 강판의 제조 방법은, 상기 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 강판 온도가 425℃ 초과, 600℃ 미만인 상태에서, 도금욕에 침지하여 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 또한 상기 용융 아연 도금층을 합금화해도 된다.
본 발명의 상기 양태에 따르면, 성형성이 우수하고, 또한 우수한 내수소 취화 특성을 갖는 냉연 강판, 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판(이하, 단순히 본 실시 형태에 관한 강판이라고 하는 경우가 있음) 및 그 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 표면에 도금층을 갖지 않는 냉연 강판뿐만 아니라, 표면에 용융 아연 도금층을 구비하는 용융 아연 도금 강판, 또는 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함하고, 이하에 나타내는 주요 조건은 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판에도 공통이다.
<화학 조성>
먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 화학 조성에 있어서의 각 원소의 함유량을 나타내는 「％」란, 언급이 없는 한, 모두 질량％를 의미한다.
[C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만]
C 함유량이 0.140％ 이하이면 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해져, 목표로 하는 인장 강도를 달성할 수 없게 된다. 또한, 굽힘성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.140％ 초과로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.160％ 초과, 보다 바람직하게는 0.180％ 초과이다.
한편, C 함유량이 0.400％ 이상이면 용접성이 열화됨과 함께 굽힘성이 열화된다. 또한 내수소 취화 특성도 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.400％ 미만으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.350％ 미만, 보다 바람직하게는, 0.300％ 미만이다.
[Si: 1.00％ 이하]
한편, Si 함유량이 1.00％ 초과이면, 강판의 표면 성상이 열화된다. 또한, 화성 처리성 및 도금성이 현저하게 열화된다. 따라서, Si 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 바람직하게는 0.80％ 이하이다.
한편, Si는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 증대시키는 데에 유용한 원소이다. 또한, Si는 시멘타이트의 생성을 억제하므로, 오스테나이트 중으로의 C의 농화를 촉진시켜, 어닐링 후에 잔류 오스테나이트를 생성시키는 데에 유효한 원소이다.
그 때문에, Si를 함유시켜도 된다. 이 경우, Si 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.50％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
[Mn: 1.30％ 초과, 4.00％ 미만]
Mn은, 강의 ??칭성을 향상시키는 작용을 가져, 상기의 금속 조직을 얻는 데에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.30％ 이하이면 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 이 경우, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.30％ 초과로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.00％ 초과, 보다 바람직하게는 2.50％ 초과이다.
한편, Mn 함유량이 4.00％ 이상이면, Mn의 편석에 의해 ??칭성 향상의 효과가 희박해질 뿐만 아니라, 소재 비용의 상승을 초래한다. 따라서, Mn 함유량은 4.00％ 미만으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.50％ 미만, 보다 바람직하게는 3.00％ 미만이다.
[P: 0.100％ 이하]
P는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 입계에 편석되어 강을 취화시키는 원소이다. 이 때문에, P 함유량은 적을수록 바람직하고 0％여도 되지만, P의 제거 시간, 비용도 고려하여 P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다.
[S: 0.010％ 이하]
S는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 황화물계 개재물을 형성하여 굽힘성을 열화시키는 원소이다. 이 때문에, S 함유량은 적을수록 바람직하고 0％여도 되지만, S의 제거 시간, 비용도 고려하여 S 함유량은 0.010％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이하이다.
[Al: 0.100％ 이하]
Al 함유량이 너무 높으면, 알루미나에 기인하는 표면 흠집이 발생하기 쉬워질 뿐만 아니라, 변태점이 크게 상승하여, 페라이트의 체적률이 많아진다. 이 경우, 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해져, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Al 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다.
한편, Al은, 용강을 탈산하는 작용을 갖는 원소이다. 본 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, Al과 마찬가지로 탈산 작용을 갖는 Si를 함유시키기 때문에, Al은 반드시 함유시킬 필요는 없고 Al 함유량은 0％여도 되지만, 탈산 목적으로 Al을 함유시키는 경우에는, 확실하게 탈산하기 위해 Al 함유량은 0.005％ 이상이 바람직하고, 0.010％ 이상이 더욱 바람직하다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로 오스테나이트의 안정성을 높이는 작용을 가져, 상기의 금속 조직을 얻는 데에 유효한 원소이므로, 이 점에서 함유시켜도 된다.
[N: 0.0100％ 이하]
N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 조대한 석출물을 생성하여 굽힘성을 열화시키는 원소이다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. N 함유량은 적을수록 바람직하고 0％여도 된다.
본 실시 형태에 관한 강판은, 상기의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물이어도 되지만, 이하에 열기하는 강도나 굽힘성에 영향을 미치는 원소를 임의 원소로서, 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다. 그러나, 이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 모두 그 하한은 0％이다.
[Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만]
[Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만]
[V: 0％ 이상, 0.50％ 이하]
[Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하]
Ti, Nb, V, Cu는, 석출 경화에 의해 강판의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti 함유량, Nb 함유량을, 각각 0.001％ 이상, V 함유량, Cu 함유량을, 각각 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ti 함유량, Nb 함유량은, 각각 0.005％ 이상, V 함유량, Cu 함유량은, 각각 0.05％ 이상이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Ti 함유량, Nb 함유량, V 함유량, Cu 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그것들의 하한은 0％이다.
그러나 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 재결정 온도가 상승하여, 냉연 강판의 금속 조직이 불균일화되어, 굽힘성이 손상된다.
따라서, 함유시키는 경우에도, Ti 함유량은 0.050％ 미만, Nb 함유량은 0.050％ 미만, V 함유량은 0.50％ 이하, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ti 함유량은 바람직하게는 0.030％ 미만, 보다 바람직하게는 0.020％ 미만이다. Nb 함유량은 바람직하게는 0.030％ 미만, 보다 바람직하게는 0.020％ 미만이다. V 함유량은 바람직하게는 0.30％ 이하이다. Cu 함유량은 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
[Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하]
[Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하]
[Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하]
[B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하]
Ni, Cr, Mo 및 B는, 강의 ??칭성을 향상시켜, 고강도화에 기여하는 원소이며, 상기의 금속 조직을 얻는 데에 유효한 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량, Cr 함유량, Mo 함유량을 각각 0.01％ 이상, 및/또는 B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ni 함유량, Cr 함유량, Mo 함유량은 각각 0.05％ 이상이고, B 함유량은 0.0010％ 이상이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Ni 함유량, Cr 함유량, Mo 함유량, B 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그것들의 하한은 0％이다.
그러나 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되는 데다가, 비경제적이다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Ni 함유량, Cr 함유량은 각각 1.00％ 이하, Mo 함유량은 0.50％ 이하, B 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. Ni 함유량, Cr 함유량은 바람직하게는 0.50％ 이하이고, Mo 함유량은 바람직하게는 0.20％ 이하이고, B 함유량은 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.
[Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하]
[Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하]
[REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하]
[Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하]
Ca, Mg 및 REM은 개재물의 형상을 조정함으로써, 강도나 굽힘성을 개선하는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Bi는 응고 조직을 미세화함으로써, 강도나 굽힘성을 개선하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 이들 원소를 함유시켜도 된다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 함유량 및 Mg 함유량은 각각 0.0001％ 이상, REM 함유량 및 Bi 함유량은 각각 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ca 함유량 및 Mg 함유량은 각각 0.0008％ 이상, REM 함유량 및 Bi 함유량은 각각 0.007％ 이상이다. 상기의 효과를 얻는 것은 필수적이지 않다. 이 때문에, Ca 함유량, Mg 함유량, Sb 함유량, Zr 함유량 및 REM 함유량의 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그것들의 하한은 0％이다.
한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 비경제적이다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Ca 함유량은 0.0100％ 이하, Mg 함유량은 0.0100％ 이하, REM 함유량은 0.0500％ 이하, Bi 함유량은 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca 함유량은 0.0020％ 이하, Mg 함유량은 0.0020％ 이하, REM 함유량은 0.0020％ 이하, Bi 함유량은 0.010％ 이하이다. REM이란 희토류 원소를 의미하며, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이고, REM 함유량은 이들 원소의 합계 함유량이다.
본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 일반적인 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, JIS G 1201:2014에 준하여 절삭분에 대한 ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. 이 경우, 화학 조성은, 전체 판 두께에서의 평균 함유량이다. ICP-AES로 측정할 수 없는, C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하고, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다.
강판이 표면에 도금 등의 피막을 구비하는 경우에는, 기계 연삭 등에 의해 피막을 제거하고 나서 화학 조성의 분석을 행하면 된다. 피막이 도금층인 경우에는, 강판의 부식을 억제하는 인히비터를 첨가한 산 용액에 도금층을 용해함으로써 제거해도 된다.
<금속 조직(마이크로 조직)>
먼저, 본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 관한 강판의 금속 조직의 설명에 있어서, 조직 분율은 체적률로 나타낸다. 따라서, 특별히 언급이 없으면 「％」는 「체적％」를 나타낸다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, 1/4 깊이 위치의 기준이 되는 표면이란, 도금 강판의 경우에는 도금층을 제외한 모재 강판의 표면을 의미한다.
본 실시 형태에 관한 강판(냉연 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)은 1/4 깊이 위치(표면(도금 강판의 경우는 모재 강판의 표면)으로부터 판 두께의 1/4의 위치)에 있어서의 조직이, 체적률로, 잔류 오스테나이트: 1.0％ 초과, 8.0％ 미만, 템퍼링 마르텐사이트: 80.0％ 이상, 페라이트 및 베이나이트: 합계로 0％ 이상, 15.0％ 이하, 및 마르텐사이트: 0％ 이상, 5.0％ 이하를 포함한다.
[잔류 오스테나이트: 1.0％ 초과, 8.0％ 미만]
잔류 오스테나이트는, TRIP 효과에 의해 연성을 향상시켜 균일 연신율의 향상에 기여한다. 그 때문에, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치에 있어서의 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 1.0％ 초과로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 1.5％ 초과가 바람직하고, 2.0％ 초과가 보다 바람직하다.
한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 과잉이 되면, 잔류 오스테나이트의 입경이 커진다. 이러한 입경이 큰 잔류 오스테나이트는, 변형 후에 조대하면서도 경질인 마르텐사이트가 된다. 이 경우, 갈라짐의 기점이 발생하기 쉬워져, 굽힘성이 열화된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 8.0％ 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 7.0％ 미만이 바람직하고, 6.0％ 미만이 보다 바람직하다.
[템퍼링 마르텐사이트: 80.0％ 이상]
템퍼링 마르텐사이트는 마르텐사이트(소위 프레시 마르텐사이트)와 마찬가지로 라스상의 결정립의 집합이다. 한편, 마르텐사이트와는 달리, 템퍼링에 의해 내부에 미세한 철계 탄화물을 포함하는 경질인 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트는, 어닐링 후의 냉각 등에 의해 생성된 마르텐사이트를 열처리 등에 의해 템퍼링함으로써 얻어진다.
템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트에 비하여, 깨지기 쉽지 않고, 연성을 갖는 조직이다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 강도와 굽힘성, 내수소 취화 특성을 향상시키기 위해, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률을 80.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 체적률로 85.0％ 이상이다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은 99.0％ 미만이다.
[페라이트 및 베이나이트: 합계로 0％ 이상, 15.0％ 이하]
페라이트는, 2상역 어닐링, 혹은 어닐링 공정의 유지 후의 완냉각에서 생성되는 연질인 상이다. 페라이트는, 마르텐사이트와 같은 경질상과 혼재하는 경우에는 강판의 연성을 향상시키지만, 1310MPa 이상의 고강도를 달성하기 위해서는, 페라이트의 체적률을 제한할 필요가 있다.
또한, 베이나이트는 어닐링 온도에서의 유지 후의 냉각 과정에서, 350℃ 이상, 450℃ 이하로 일정 시간 유지함으로써 생성되는 상이다. 베이나이트는, 마르텐사이트에 비하여 연질이므로 연성을 향상시키는 효과가 있지만, 1310MPa 이상의 고강도를 달성하기 위해서는, 상기의 페라이트와 마찬가지로 그 체적률을 제한할 필요가 있다.
따라서, 페라이트 및 베이나이트의 체적률은, 합계로 15.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 10.0％ 이하이다. 페라이트, 베이나이트는 포함되지 않아도 되므로, 하한은 0％이다. 또한, 페라이트, 베이나이트의 각각의 체적률은 한정되지 않는다.
[마르텐사이트: 0％ 이상, 5.0％ 이하]
마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)는 최종 냉각 시에 오스테나이트로부터 변태함으로써 생성되는, 라스상의 결정립의 집합이다. 마르텐사이트는 경질이고 깨지기 쉬우며, 변형 시의 갈라짐 기점이 되기 쉬우므로, 마르텐사이트의 체적률이 많으면, 굽힘성이 열화된다. 이 때문에, 마르텐사이트의 체적률은 5.0％ 이하로 한다. 마르텐사이트의 체적률은, 3.0％ 이하가 바람직하고, 1.0％ 이하가 더욱 바람직하다. 마르텐사이트는 포함되지 않아도 되므로 하한은 0％이다.
[잔부 조직]
1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직에서는, 상기 외에, 잔부 조직으로서, 펄라이트를 포함해도 된다. 그러나 펄라이트는 조직 내에 시멘타이트를 갖는 조직으로 강도의 향상에 기여하는 강 중의 C(탄소)를 소비한다. 그 때문에, 펄라이트 체적률이 5.0％ 초과이면, 강판의 강도가 저하된다. 그 때문에, 펄라이트의 체적률은, 5.0％ 이하가 된다. 펄라이트의 체적률은, 바람직하게는 3.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이다.
본 실시 형태에 관한 강판의 1/4 깊이 위치의 금속 조직에 있어서의 각 상의 체적률은, 다음과 같이 하여 측정한다.
즉, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트, 펄라이트의 체적률은, 강판의 압연 방향, 폭 방향에 대하여 임의의 위치로부터 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 종단면(판 두께 방향으로 평행한 단면)을 연마하고, 1/4 깊이 위치에 있어서, 나이탈 에칭에 의해 현출된 금속 조직을, SEM을 사용하여 관찰한다. SEM 관찰에서는 3000배의 배율에서 30㎛×50㎛의 시야를 5시야 관찰하고, 관찰된 화상으로부터, 각 조직의 면적률을 측정하고, 그 평균값을 산출한다. 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 압연 방향에 평행한 종단면의 면적률은 체적률과 동등하다고 간주할 수 있으므로, 조직 관찰로 얻어진 면적률을 각각의 체적률로 한다.
각 상(조직)의 면적률의 측정 시에, 하부 조직이 현출되지 않고, 또한 휘도가 낮은 영역을 페라이트로 한다. 또한, 하부 조직이 현출되지 않고, 또한 휘도가 높은 영역을 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트로 한다. 또한, 하부 조직이 현출된 영역을, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트로 한다.
베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, 입자 내의 탄화물을 조심스럽게 더 관찰함으로써 구별할 수 있다.
구체적으로는, 템퍼링 마르텐사이트는, 마르텐사이트 라스와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이때, 마르텐사이트 라스 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는 2종류 이상 존재하므로, 템퍼링 마르텐사이트를 구성하는 시멘타이트는 복수의 배리언트를 갖는다.
베이나이트는, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 상부 베이나이트는, 라스상의 베이니틱 페라이트와, 라스 계면에 생성된 시멘타이트로 구성되기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트와는 용이하게 구별할 수 있다. 하부 베이나이트는, 라스상의 베이니틱 페라이트와, 라스 내부에 생성된 시멘타이트로 구성된다. 이때, 베이니틱 페라이트 및 시멘타이트의 결정 방위 관계는, 템퍼링 마르텐사이트와는 달리 1종류이고, 하부 베이나이트를 구성하는 시멘타이트는 동일한 배리언트를 갖는다. 따라서, 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트는, 시멘타이트의 배리언트에 기초하여 구별할 수 있다.
한편, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트는, SEM 관찰로는 명확하게는 구별할 수 없다. 그 때문에, 마르텐사이트의 체적률은, 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단된 조직의 체적률로부터, 후술하는 방법으로 산출한 잔류 오스테나이트의 체적률을 뺌으로써 산출한다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, 강판의 임의의 위치로부터 시험편을 채취하여, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치(1/4 깊이 위치)까지 압연면을 화학 연마하고, MoKα선에 의한 페라이트의 (200), (210)면 적분 강도와 오스테나이트의 (200), (220), 및 (311)면 적분 강도로부터 정량화한다.
[구 γ(오스테나이트) 입경이 5.0㎛ 이상, 25.0㎛ 이하]
[구 γ(오스테나이트) 입계상에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도가, 100개/mm2 이하]
잔류 오스테나이트는, 성형성의 향상을 위해 필요한 조직이지만, 본 발명자들은, 잔류 오스테나이트가 구 γ 입계상에 존재하는 경우, 내수소 취화 특성이 저하되는 것을 알아냈다. 이 원인은 명백하지는 않으나, 수소 취화에서는 구 γ 입계에서 갈라지는 경우가 많고, 수소 고용 한계가 높은 오스테나이트 입자가 구 γ 입계상에 존재하면, 가공 시에 마르텐사이트 변태할 때에 수소의 공급원이 되기 때문에 갈라지기 쉬운 것으로 추정된다. 또한 가공에 의해 구 γ 입계상에 경질인 마르텐사이트 조직이 생기기 때문에 갈라짐의 기점이 되기 쉬운 것이, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 열화되는 원인으로 추정된다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 제한한다.
구체적으로는, 잔류 오스테나이트의 체적률이 1.0％ 초과여도, 우수한 내수소 취화 특성이 얻어지도록, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 100개/mm2 이하로 한다.
또한, 구 γ 입경이, 5.0㎛ 미만이면, 입경이 너무 작아서 입계상 혹은 입계 근방에 잔류 오스테나이트가 증가하기 때문에 굽힘성, 내수소 취화 특성이 열화된다. 한편, 구 γ 입경이 25.0㎛ 초과이면, 애당초 기점이 되기 쉬운 구 γ 입계의 비율은 감소하지만, 가공 시에 변형의 집중이 일어나기 쉬워, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 열화된다.
[바람직하게는, 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도가, 150개/mm2 이하]
구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트뿐만 아니라, 구 γ 입계 근방의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 작게 함으로써, 내수소 취화 특성이 더욱 향상된다. 그 때문에, 보다 우수한 내수소 취화 특성을 얻는 경우, 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트(구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트도 포함된다)의 개수 밀도를 150개/mm2 이하로 하는 것이 바람직하다.
구 γ(오스테나이트) 입경, 구 γ 입계상에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도, 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도는, 이하의 방법으로 구한다. 즉, 압연 방향에 평행한 종단면(판 두께 방향에 평행한 단면)을 잘라내어, 연마하고, 1/4 깊이 위치에 있어서의, 두께 방향으로 200㎛, 길이 방향으로 200㎛의 범위(시야)를 3시야 이상, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)로 측정한다. EBSD에 부속된 소프트웨어인 TSL OIM Analysis를 사용하여, 방위 해석하고, 인접하는 측정점과의 방위차가 5° 이상인 경계를 입계로 정의하여 결정립을 정한다. 이 결정립에 있어서의 평균 결정 방위가 인접하는 결정립의 평균 결정 방위가 3°인 방위차를 허용하는 전제로 K-S(Kurdjumov-Sachs)의 방위 관계를 갖는 경우에는, 동일한 구 γ 입자로 정의하고, 결정립마다 인접하는 결정립과의 방위 해석을 반복함으로써, 구 γ 입자를 정의한다. 또한 이 구 γ 입계에 EBSD 측정으로 γ상으로 판정된 결정립이 인접하는 개수를 계측하여, 구 γ 입자상의 잔류 오스테나이트 밀도를 산출한다.
입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도도 마찬가지로 구할 수 있다. EBSD 측정 전에 조직 관찰을 행하여, 페라이트가 존재하는 경우에는, 구 γ 입계가 불명확해지기 때문에, 동일 시야에 있어서의 페라이트의 위치에 좌표를 붙이고, EBSD 측정에 있어서의 구 γ 입계의 범위로부터 제외한다.
<기계적 특성>
[인장 강도가 1310MPa 이상]
[균일 연신율이 4.0％ 이상]
[90° V 굽힘에서의 한계 굽힘 R과 판 두께의 비인 R/t가 5.0 이하]
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 자동차의 차체 경량화에 기여하는 강도로서, 인장 강도(TS)는 1310MPa 이상을 목표로 한다. 충격 흡수성의 관점에서 보면, 강판의 강도는, 바람직하게는 1400MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 1470MPa 이상이다. 상한은 한정되지 않지만, 1960MPa 이하여도 된다.
또한, 성형성의 관점에서, 균일 연신율(uEl)은 4.0％ 이상을 목표로 한다. 성형성을 보다 좋게 하기 위해, 균일 연신율(uEl)은 바람직하게는 4.5％ 이상, 보다 바람직하게는 5.0％ 이상이다.
또한, 성형성의 관점에서, 90° V 굽힘에서의 한계 굽힘 R과 판 두께 t의 비(R/t)는 5.0 이하를 목표로 한다. (R/t)는 성형성을 보다 좋게 하기 위해, 바람직하게는 4.0 이하이고, 보다 바람직하게는 3.0 이하이다.
인장 강도(TS) 및 균일 연신율(uEl)은, 강판으로부터, 압연 방향에 수직 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z 2241:2011을 따라 인장 시험을 행함으로써 구한다.
또한, (R/t)에 대해서는, 90° V 굽힘 금형을 사용하여, 0.5mm 피치로 반경 R을 변화시켜, 갈라짐이 일어나지 않는 최소 굽힘 반경 R을 구하고, 판 두께 t로 나눔으로써 구한다.
본 실시 형태에 관한 강판에서는, 표면에 용융 아연 도금층을 구비해도 된다. 표면에 도금층을 구비함으로써, 내식성이 향상된다. 자동차용 강판은, 부식에 의한 천공의 우려가 있으면, 고강도화해도 어느 일정 판 두께 이하로 박육화할 수 없는 경우가 있다. 강판의 고강도화의 목적의 하나는, 박육화에 의한 경량화인 점에서, 고강도 강판을 개발해도, 내식성이 낮으면 적용 부위가 한정된다. 이들 과제를 해결하는 방법으로서, 내식성이 높은 용융 아연 도금 등의 도금을 강판에 실시하는 것이 생각된다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 강판 성분을 상술한 바와 같이 제어하고 있으므로, 용융 아연 도금이 가능하다.
용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.
<판 두께>
본 실시 형태에 관한 강판의 판 두께는 한정되지 않지만, 적용이 상정되는 제품을 고려하면, 0.8 내지 2.6mm가 바람직하다.
<제조 방법>
본 실시 형태에 관한 강판은, 상기의 구성을 갖고 있으면 효과가 얻어지므로, 제조 방법이 한정되지 않지만, 이하의 공정 (I) 내지 (VI)를 포함하는 제조 방법에 의해 제조 가능하다.
(I) 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1100℃ 이상으로 가열하고, 가열된 상기 주조 슬래브에 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과,
(II) 상기 열연 강판을, 550℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취 공정과,
(III) 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을, 탈스케일한 후, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
(IV) 상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 700℃로부터, 820℃ 이상 880℃ 이하인 균열 온도까지의 평균 가열 속도가 10.0℃/초 미만이 되도록, 상기 균열 온도까지 가열하고, 상기 균열 온도에서 30 내지 200초 균열하여 어닐링하는, 어닐링 공정과,
(V) 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 800℃ 이하, 700℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시한 후에, 700℃ 내지 600℃의 평균 냉각 속도 및 450℃ 내지 350℃의 평균 냉각 속도가, 모두 5.0℃/초 이상이 되도록 냉각하고, 350℃ 이하, 50℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서, 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시하고, 그 후, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는, 어닐링 후 냉각 공정과,
(VI) 상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링하는, 템퍼링 공정.
이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
[열간 압연 공정]
주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1100℃ 이상으로 가열하고, 가열된 상기 주조 슬래브에 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는다.
열간 압연 조건은 한정되지 않는다.
화학 조성은 제조 과정에서 실질적으로 변화하지 않으므로, 주조 슬래브의 화학 조성은, 목적으로 하는 냉연 강판의 화학 조성과 동일하게 하면 된다.
주조 슬래브의 제조 방법에 대해서는 한정되지 않는다. 생산성의 관점에서 연속 주조법에 의해 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다.
연속 주조에 의해 얻어진 강편을, 충분히 높은 온도인 채로 열간 압연 공정에 제공할 수 있는 경우에는, 가열 공정은 생략해도 된다.
[권취 공정]
상기 열연 강판을, 550℃ 이하의 온도에서 권취한다. 권취 온도를 550℃ 이하로 함으로써, 탄화물을 포함하지 않는 조대한 페라이트 조직의 형성을 억제할 수 있기 때문에, 탄화물을 미세하게 분산 석출시킬 수 있다. 이 탄화물은, 이후의 어닐링 시에, 오스테나이트 변태의 기점이 되고, 또한 오스테나이트 변태 후에는 고용되므로, 탄소 농도가 균일한 오스테나이트 입자 조직을 얻을 수 있다. 이러한 탄소 농도가 균일한 오스테나이트를, 냉각 속도 등을 제어하면서 냉각함으로써, 구 γ 입계상에 잔류 오스테나이트가 남지 않는, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
권취 온도가 550℃ 초과이면, 탄화물이 조대해져, 충분한 효과가 얻어지지 않는다.
[냉간 압연 공정]
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을, 탈스케일한 후, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연 조건은 한정되지 않지만, 어닐링 공정에서의 γ 변태의 촉진의 점에서는, 압하율(누적 압하율)은 30％ 이상이 바람직하다. 한편, 70％ 초과의 압하율로 하기 위해서는 냉연 부하가 높으므로 압하율을 70％ 이하로 해도 된다.
[어닐링 공정]
어닐링 공정에서는, 상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 균열 온도(어닐링 온도)가 820 내지 880℃, 700℃로부터 균열 온도까지의 평균 가열 속도가 10.0℃/초 미만이 되도록 가열하고, 균열 온도에서 30 내지 200초 균열하여 어닐링한다.
700℃로부터 균열 온도까지의 평균 가열 속도가 10.0℃/초 초과이면, 열연 강판에 생성된 탄화물이 미고용이 되거나, 고용 탄소의 확산이 불충분해지거나 하여, 탄소 농도가 균일한 상태가 되지 않기 때문에, 구 γ 입계상에 잔류 오스테나이트가 남지 않는, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 얻을 수 없다.
또한, 균열 온도가 낮으면 오스테나이트 단상 어닐링이 되지 않아, 페라이트의 체적률이 높아져 굽힘성이 열화된다. 따라서 균열 온도는, 820℃ 이상으로 한다. 균열 온도는, 830℃ 이상이 바람직하다. 균열 온도가 높은 쪽이 굽힘성을 확보하기 쉽지만, 균열 온도가 너무 높으면 구 오스테나이트가 조립화되기 때문에, 구 γ 입계상에 잔류 오스테나이트가 남지 않는, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 우수한 강판을 얻을 수 없다. 따라서 균열 온도는, 880℃ 이하로 한다. 균열 온도는, 870℃ 이하가 바람직하다.
균열 시간이 30초 미만이면, 오스테나이트화가 충분히 진행하지 않는 경우가 있다. 한편, 균열 시간이 200초를 초과하면, 생산성이 저하되기 때문에, 균열 시간은 200초 이하로 한다.
[어닐링 후 냉각 공정]
어닐링 후 냉각 공정에서는, 어닐링 공정 후의 냉연 강판을, 어닐링 후의 냉연 강판을, 상기와 같은 금속 조직을 얻기 위해, 700℃ 내지 600℃의 페라이트 변태 온도역의 평균 냉각 속도 및 450℃ 내지 350℃의 베이나이트 변태 온도역의 평균 냉각 속도가, 모두 5.0℃/초 이상이 되도록, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도(냉각 정지 온도)까지 냉각한다. 상기 온도역에 있어서의 냉각 속도가 느리면, 1/4 깊이 위치에서의 페라이트, 베이나이트의 체적률이 높아져, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 저하된다. 그 결과, 인장 강도가 저하됨과 함께, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 열화된다. 따라서, 700℃ 내지 600℃ 및 450℃ 내지 350℃의 평균 냉각 속도는 모두 5.0℃/초 이상으로 한다. 상기 온도 범위의 평균 냉각 속도는 각각, 10.0℃/초 이상이 바람직하고, 15.0℃/초 이상이 더욱 바람직하고, 20.0℃/초 이상이 한층 바람직하다.
또한, 이 냉각의 과정에서, 상기 평균 냉각 속도를 충족한 뒤에, 800℃ 이하, 700℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘 각도가 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 부여하고, 또한 350℃ 이하, 50℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서, 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘 각도가 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 부여한다.
800℃ 이하, 700℃ 이상의 온도역에서 굽힘-폄 변형을 부여함으로써, 오스테나이트 중에 변형을 부여하여, 마르텐사이트 변태 핵을 도입한다. 변형은 특히 오스테나이트의 입계 근방에 들어가고, 그 후, 350℃ 이하, 50℃ 이상의 온도역에서 굽힘-폄 변형을 가함으로써, 입계 근방의 마르텐사이트 변태를 촉진한다.
이에 의해, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 작게 할 수 있다. 350℃ 이하 50℃ 이상의 저온역, 또는 800℃ 이하 700℃ 이상의 고온역 어느 한쪽의 온도역에서만 굽힘-폄을 해도, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도가 충분히 작아지지 않는다. 상술한 온도역의 평균 냉각 속도의 제어도 포함하여, 고온역, 저온역의 각각에서 행하는 굽힘-폄을 일체적으로 제어함으로써, 입계 근방의 마르텐사이트 변태를 촉진하여, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 작게 한다는 효과가 얻어진다.
예를 들어, 대상이 되는 온도역에서, 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여(롤을 따르게 히여), 표면이 내측이 되도록, 90도 이상의 굽힘각으로 굽힘을 행한 후, 이면이 내측이 되도록 90도 이상의 굽힘각으로 굽힘을 행함으로써, 소정의 굽힘-폄을 달성할 수 있다.
굽힘-폄 시의 장력은, 입계 근방에 변형을 부여하여 마르텐사이트 변태를 충분한 것으로 하고, 또한 통판을 안정시키기 위해, 5.0kN 이상이 바람직하고, 8.0kN 이상이 보다 바람직하다. 또한, 800 내지 700℃의 온도역에서의 굽힘-폄 시의 장력보다도, 350 내지 50℃의 온도역에서의 굽힘-폄 시의 장력을 높게 해도 된다. 고온역에서의 장력을 너무 강하게 하지 않음으로써 강판의 변형을 억제함과 함께, 저온역에서 강한 장력을 부여함으로써 입계 근방의 마르텐사이트 변태를 충분히 촉진할 수 있다.
어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 350℃ 이하의 온도역의 평균 냉각 속도를 10℃/초 아래로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 7℃/초 이하이다.
상술한 바와 같이 굽힘-폄을 부여한 뒤에, 마르텐사이트가 생성되는 온도역인 350℃ 이하의 냉각 속도를 작게 함으로써, 입계 근방의 변형으로부터의 마르텐사이트 변태가 촉진되어, 구 오스테나이트 입계 근방(예를 들어 구 오스테나이트 입계로부터 1.0㎛의 범위)에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 작게 할 수 있다.
[용융 아연 도금]
[합금화]
표면에 용융 아연 도금층을 구비하는 냉연 강판(용융 아연 도금 강판)을 제조하는 경우에는, 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 또한 강판 온도가 425℃ 초과, 600℃ 미만인 상태에서, 동등한 온도의 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 도금욕의 조성은 공지된 범위여도 된다. 또한, 표면에 합금화 용융 아연 도금을 구비하는 냉연 강판(합금화 용융 아연 도금 강판)을 제조하는 경우에는, 용융 아연 도금 공정에 이어서, 예를 들어 425℃ 초과, 600℃ 미만으로 가열하는 합금화 열처리를 실시하여 도금을 합금화 용융 아연 도금으로 해도 된다. 어닐링 후 냉각 공정 중에 행하는 경우에는, 상술한 450℃ 내지 350℃의 베이나이트 변태 온도역의 평균 냉각 속도(5.0℃/초 이상)를 충족하는 범위에서 행한다.
[템퍼링 공정]
템퍼링 공정에서는, 어닐링 후 냉각 공정 후의 냉연 강판을, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링한다.
어닐링 후 냉각 공정 후의 냉연 강판은, 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각됨으로써 미변태의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태한다. 템퍼링 공정에서는, 냉연 강판을, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링함으로써, 1/4 깊이 위치에서 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직을 얻는다.
용융 아연 도금 공정 및 또는 합금화 공정이 행해진 경우에는, 용융 아연 도금 공정 후의 냉연 강판 또는, 용융 아연 도금 공정 및 합금화 공정 후의 냉연 강판을 50℃ 이상 250℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링을 행한다. 템퍼링 온도가 350℃ 초과이면 강판 강도가 저하된다. 따라서 템퍼링 온도는 350℃ 이하로 한다. 템퍼링 온도는, 325℃ 이하가 바람직하고, 300℃ 이하가 보다 바람직하다.
한편 템퍼링 온도가 200℃ 미만이면 템퍼링이 불충분해져, 굽힘성, 내수소 취화 특성이 열화된다. 따라서 템퍼링 온도는 200℃ 이상으로 한다. 템퍼링 온도는, 220℃ 이상이 바람직하고, 250℃ 이상이 보다 바람직하다.
템퍼링 시간은 1초 이상이면 되지만, 안정된 템퍼링 처리를 행하기 위해 5초 이상이 바람직하고, 10초 이상이 더욱 바람직하다. 한편, 장시간의 템퍼링에서는 강판 강도가 저하되는 경우가 있기 때문에, 템퍼링 시간은 750초 이하가 바람직하고, 500초 이하가 더욱 바람직하다.
[스킨패스 압연 공정]
템퍼링 공정 후의 냉연 강판은, 스킨패스 압연 가능한 온도까지 냉각한 후, 스킨패스 압연을 행해도 된다. 어닐링 후의 냉각이 물을 사용하는 물 스프레이 냉각, 딥 냉각, 기수 냉각 등인 경우에는, 고온에서 물과 접촉함으로써 형성된 산화막의 제거 및 강판의 화성 처리성 향상을 위해, 스킨패스 압연 전에, 산세 및 계속해서 미량의 Ni, Fe, Co, Sn, Cu 중 1종 또는 2종 이상의 도금을 행하는 것이 바람직하다. 여기서 미량이란 강판 표면에 3 내지 30mg/m2 정도의 도금량을 말한다.
스킨패스 압연에 의해 강판의 형상을 조정할 수 있다. 스킨패스 압연의 연신율은 0.10％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 한편, 스킨패스 압연의 연신율이 높으면 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하여 연성이 열화된다. 그 때문에, 연신율은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 연신율은, 0.75％ 이하가 보다 바람직하고, 0.50％ 이하가 더욱 바람직하다.
실시예
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
표 1에 나타내지는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하였다. 주조 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 2.8mm까지 열간 압연하고, 표 2에 기재된 권취 온도에서 권취하고, 실온까지 냉각하였다.
그 후, 산세에 의해 스케일을 제거하고, 1.4mm까지 냉간 압연한 후, 표 2에 나타내는 균열 온도에서 120초 어닐링을 행하였다. 어닐링 시에, 700℃∼균열 온도까지의 평균 가열 속도는 표 2와 같이 하였다.
어닐링 후, 800℃ 내지 700℃의 온도역 및 350℃ 내지 50℃의 온도역에서, 90° 이상의 굽힘-폄을 행하면서, 700℃ 내지 600℃의 온도역 및 450℃ 내지 350℃의 온도역의 평균 냉각 속도가 모두 20℃/초 이상이 되도록, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 굽힘-폄은 표 2의 장력을 부여하면서, 대상의 온도역에서 표 2에 나타내는 반경의 롤을 따르게 하여, 표면이 내측이 되도록 90도 이상의 굽힘각으로 굽힘을 행한 후, 이면이 내측이 되도록 90도 이상의 굽힘각으로 굽힘을 행함으로써, 굽힘-폄을 행하였다. 또한, 350℃ 이하의 온도역의 평균 냉각 속도는, 표 2와 같았다.
그 후에, 200 내지 350℃에서 1 내지 500초 템퍼링하는 템퍼링을 행하였다.
일부의 예에 대해서는, 어닐링 후 냉각 공정 중에 용융 아연 도금 및 합금화를 행하였다. 표 4에 나타내는 CR은 아연 도금을 행하지 않은 냉연 강판, GI가 용융 아연 도금 강판, GA가 합금화 용융 아연 도금 강판이다.
용융 아연 도금은, 어닐링 후 냉각 공정의 도중에, 35 내지 65g/m2의 용융 아연 도금층을 형성했다. 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 425℃ 초과, 600℃ 미만의 상태에서, 동등한 온도의 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금을 행한 후에, 또한 425℃ 초과 600℃ 미만의 온도에서 합금화시켰다.
Figure pct00001
Figure pct00002
얻어진 냉연 강판으로부터, 상술한 방법으로, 1/4 깊이 위치의 금속 조직의 체적률(잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트), 구 γ 입경, 구 γ 입계상의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도, 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위의 잔류 오스테나이트의 개수 밀도를 측정하였다.
결과를 표 3에 나타낸다.
또한, 인장 강도(TS) 및 균일 연신율(uEl)은, 냉연 강판으로부터, 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241:2011을 따라 인장 시험을 행함으로써 구하였다.
내수소 취화 특성의 평가로서, 하기의 시험을 행하였다.
즉, 단부면을 기계 연삭한 시험편을 누름 굽힘법으로 U자로 구부려, 가공할 수 있는 최소의 굽힘 반경 R로 U 굽힘 시험편을 제작하고, 비굽힘부가 평행이 되도록 볼트로 체결하여 탄성 변형시킨 후, pH1의 염산에 침지하여, 강판 중에 수소를 침입시키는 지연 파괴 촉진 시험을 행하였다. 침지 시간이 100시간이 되어도 갈라짐이 발생하지 않는 것을 양호(○: OK)한 내지연 파괴 특성을 갖는 강판으로 평가하고, 갈라짐이 발생한 것을 불량(×: NG)으로 평가하였다. 도금의 영향을 제거하기 위해, 도금재에 대해서는 시험 전에 인히비터를 함유하는 염산으로 도금층을 제거한 후에, 내수소 취화 특성을 평가하였다.
결과를 표 4에 나타낸다.
굽힘성의 지표인 (R/t)에 대해서는, 90° V 굽힘 금형을 사용하여, 0.5mm 피치로 반경 R을 변화시켜, 갈라짐이 일어나지 않는 최소 굽힘 반경 R을 구하고, 판 두께 1.4mm로 나눔으로써 구하였다.
결과를 표 4에 나타낸다.
Figure pct00003
Figure pct00004
표 1 내지 4로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예(시험 번호 2, 10, 12, 17 내지 34)는 모두 TS가 1310MPa 이상, uEl이 4.0％ 이상, (R/t)이 5.0 이하이고, 내수소 취화 특성도 양호했다.
이에 비해, 화학 조성, 제조 방법 중 어느 것이 본 발명의 범위 외이고, 1/4 깊이 위치의 금속 조직, 구 γ 입경, 구 γ 입계상에 있는 잔류 γ의 개수 밀도 집합 조직이 본 발명 범위 외가 된 시험 번호 1, 3 내지 9, 11, 13 내지 16(비교예)에서는, 인장 강도, 균일 연신율, R/t, 내수소 취화 특성 중 어느 하나 이상이 목표를 달성하지 못하였다.

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만,
    Si: 1.00％ 이하,
    Mn: 1.30％ 초과, 4.00％ 미만,
    P: 0.100％ 이하,
    S: 0.010％ 이하,
    Al: 0.100％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만,
    Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만,
    V: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
    Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
    B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하,
    Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 및
    잔부: Fe 및 불순물
    로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치인 1/4 깊이 위치의 금속 조직이, 체적률로,
    잔류 오스테나이트: 1.0％ 초과, 8.0％ 미만,
    템퍼링 마르텐사이트: 80.0％ 이상,
    페라이트 및 베이나이트: 합계로 0％ 이상, 15.0％ 이하, 및
    마르텐사이트: 0％ 이상, 5.0％ 이하를 포함하고,
    상기 금속 조직에 있어서, 구 γ 입경이 5.0㎛ 이상, 25.0㎛ 이하이고, 구 γ 입계상에 있는 잔류 γ의 개수 밀도가, 100개/mm2 이하인,
    것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    인장 강도가 1310MPa 이상, 균일 연신율이 4.0％ 이상, 90° V 굽힘에서의 한계 굽힘 R과 판 두께의 비인 R/t가 5.0 이하인,
    것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    Cu: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Ni: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    REM: 0.0005％ 이상, 0.0500％ 이하, 및
    Bi: 0.0005％ 이상, 0.050％ 이하
    에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 구 γ 입계로부터 1.0㎛의 범위에 있는 잔류 오스테나이트의 개수 밀도가, 150개/mm2 이하인,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 표면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있는,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금층은, 합금화 용융 아연 도금층인,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  7. 질량％로, C: 0.140％ 초과, 0.400％ 미만, Si: 1.00％ 이하, Mn: 1.30％ 초과, 4.00％ 미만, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.100％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.050％ 미만, Nb: 0％ 이상, 0.050％ 미만, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Cr: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Mo: 0％ 이상, 0.50％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, REM: 0％ 이상, 0.0500％ 이하, Bi: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 주조 슬래브를 직접 또는 일단 냉각한 후, 1100℃ 이상으로 가열하고, 가열된 상기 주조 슬래브에 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는, 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판을, 550℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을, 탈스케일한 후, 냉간 압연을 행하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정 후의 상기 냉연 강판을, 700℃로부터, 820℃ 이상 880℃ 이하인 균열 온도까지의 평균 가열 속도가 10.0℃/초 미만이 되도록, 상기 균열 온도까지 가열하고, 상기 균열 온도에서 30 내지 200초 균열하여 어닐링하는, 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 800℃ 이하, 700℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시한 후에, 700℃ 내지 600℃의 평균 냉각 속도 및 450℃ 내지 350℃의 평균 냉각 속도가, 모두 5.0℃/초 이상이 되도록 냉각하고, 350℃ 이하, 50℃ 이상의 온도역에서, 3.0kN 이상의 장력을 부여하면서, 반경 850mm 이하의 롤을 사용하여, 굽힘각이 90도 이상이 되는, 1회 이상의 굽힘-폄 변형을 실시하고, 그 후, 50℃ 이상 250℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는, 어닐링 후 냉각 공정과,
    상기 어닐링 후 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 200℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 1초 이상 템퍼링하는, 템퍼링 공정
    을 구비하는,
    것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 주조 슬래브의 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Ti: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    Nb: 0.001％ 이상, 0.050％ 미만,
    V: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    Cu: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Ni: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Cr: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상, 0.50％ 이하,
    B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Ca: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Mg: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    REM: 0.0005％ 이상, 0.0500％ 이하, 및
    Bi: 0.0005％ 이상, 0.050％ 이하
    로 이루어지는 1종 또는 2종 이상을 함유하는,
    것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 350℃로부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 아래로 하는,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
  10. 제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 상기 냉연 강판의 온도가, 425℃ 초과, 600℃ 미만인 상태에서 도금욕에 침지하여, 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
  11. 제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 어닐링 후 냉각 공정에 있어서, 강판 온도가 425℃ 초과, 600℃ 미만인 상태에서, 도금욕에 침지하여 표면에 용융 아연 도금층을 형성하고, 또한 상기 용융 아연 도금층을 합금화하는,
    것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
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