KR101813912B1 - High-strength steel sheet having small planar anisotropy of elongation and method for producing the same - Google Patents

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Abstract

자동차 부품이나 전기(電機)용 부품에 적합한 항복 강도(YP)가 300㎫ 이상의 고강도이고, 연신의 면내 이방성을 저감하여 프레스 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 질량％로, C: 0.040∼0.090％, Si: 0.20％ 이하, Mn: 0.50∼0.99％, P: 0.050％ 이하, S: 0.03％이하, sol.Al: 0.01∼0.09％, N: 0.005％ 이하, Nb: 0.015∼0.040％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 마르텐사이트상(相) 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않고, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이며, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하인 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판이다. (YP) of 300 MPa or more, which is suitable for automobile parts or electric parts, and which is excellent in press formability by reducing in-plane anisotropy of stretching, and a process for producing the same. The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein C is 0.040 to 0.090%, Si is 0.20% or less, Mn is 0.50 to 0.99%, P is 0.050 or less, S is 0.03 or less, 0.01 to 0.09% , And Nb: 0.015 to 0.040%, the balance being Fe and inevitable impurities, and not including the martensite phase and the retained austenite phase, and the plate surface at the 1/4 sheet thickness position of the steel sheet An average crystal in a range of? = 25 to 35 of? Fibers (? 1 = 0,? 2 = 45,? = 0 to 55) represented by ODF (crystal orientation distribution function) is less than 4.0 or the orientation density of 2.0 I α, γ fiber (φ1 = 0 ° ~60 °, φ2 = 45 °, Φ = 55 °) average crystal orientation density I γ is small in-plane anisotropy of the elongation of not more than 2.0, more than 10 It is a high strength steel plate.

Description

연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판 및 그의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING SMALL PLANAR ANISOTROPY OF ELONGATION AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high strength steel sheet having a small in-plane anisotropy in stretching,

본 발명은, 자동차용, 전기(電機)용 등의 용도에 유용한, 연신(elongation)의 면내 이방성이 작은 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. The present invention relates to a high-strength steel sheet which is useful for applications such as automobiles, electric appliances, etc., and which has a small in-plane anisotropy of elongation, and a method for producing the same.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, CO2의 배출량을 억제하기 위해, 자동차의 연비 개선이 요구되고 있다. 더하여, 충돌시에 있어서의 승객의 안전을 확보하기 위해, 자동차 차체의 충돌 특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이 때문에, 자동차 차체의 경량화 및 강화가 적극적으로 진행되고 있다. 자동차 차체의 경량화와 강화를 동시에 충족시키기 위해서는, 부품 소재를 고강도화하여, 강성에 대하여 문제가 되지 않는 범위에서 판두께를 박육화하는 것이 효과적이며, 최근에는 고강도 강판이 자동차용 부품에 적극적으로 사용되고 있다. 또한, 전기의 분야에서는, 제품 운반시나 불의의 낙하시의 변형을 억제하는 목적으로, 부품 강도를 높이는 요구(need)가 높아, 예를 들면, 항복 강도(YP)가 300㎫ 이상인 강판을 사용하는 동향이 있다. In recent years, from the viewpoint of global environmental preservation, improvement of fuel efficiency of automobiles has been demanded in order to suppress CO 2 emissions. In addition, in order to ensure the safety of passengers at the time of collision, it is also required to improve the safety of the automobile body mainly on the collision characteristics. For this reason, weight reduction and reinforcement of the vehicle body have been actively promoted. In order to satisfy both the weight reduction and the reinforcement of the vehicle body, it is effective to increase the strength of the component material and reduce the thickness of the plate so as not to cause a problem with the rigidity. Recently, a high strength steel plate has been actively used in automotive parts. In the field of electricity, there is a high need to increase the strength of parts for the purpose of suppressing deformation when the product is transported or unintentionally dropped. For example, a steel sheet having a yield strength (YP) of 300 MPa or more is used There is a trend.

한편으로, 강판을 소재로 하는 자동차 부품이나 전기용 부품의 대부분은, 프레스 가공에 의해 성형되기 때문에, 강판은 우수한 프레스 성형성을 갖고 있는 것이 필요하다. 그러나, 고강도 강판은, 통상의 연강판(mild-steel sheets)에 비해 프레스 성형성, 연성이 크게 열화되기 때문에, 그 개선이 요구되고 있다. On the other hand, since most of automobile parts and electric parts made of a steel sheet are formed by press working, the steel sheet needs to have excellent press formability. However, since the high-strength steel sheet is greatly deteriorated in press formability and ductility as compared with ordinary mild-steel sheets, improvement thereof is required.

고강도 강판으로서는, 예를 들면 항복 강도(YP)가 440㎫급에서는, 성형성이 우수한 극저탄소 강판에 Ti, Nb를, 고용 C, 고용(solid-solution) N을 고착하는 양(量) 첨가하고, IF화(Interstitial free)한 강(鋼)을 베이스로 하고, 여기에 Si, Mn, P 등의 고용 강화 원소를 첨가한 강판이 있다. As the high-strength steel sheet, for example, when the yield strength (YP) is 440 MPa, Ti and Nb are added to the extremely low carbon steel sheet having excellent formability in an amount to fix solid C and solid-solution N , Interstitially free steel, and a steel sheet to which solid strengthening elements such as Si, Mn and P are added.

또한, 항복 강도(YP)가 500㎫ 이상에서는, 복합 조직 강판이 실용화되고 있으며, 페라이트와 마르텐사이트의 2상(dual-phase) 조직을 갖는 DP 강판이나, 잔류 오스테나이트를 활용한 TRIP 강판이 있다. 전자는, 마르텐사이트의 주위에 있어서의 잔류 변형에 의해, 저항복 강도 또한 가공 경화능이 높다는 특징이 있다. 후자는, 소성 유기(plasticity-inducing) 마르텐사이트 변태에 의해, 균일의 연신이 높아진다는 특징이 있다. In addition, when the yield strength (YP) is 500 MPa or more, a composite steel sheet is put to practical use, and a DP steel sheet having a dual-phase structure of ferrite and martensite or a TRIP steel sheet utilizing residual austenite is available . The former is characterized in that resistance to bending strength and work hardening ability are high due to residual deformation around the martensite. The latter is characterized in that uniform elongation is enhanced by plasticity-induced martensitic transformation.

일반적으로, 고강도 강판의 기계적 특성은, 압연 직각 방향 등의 특정 방향에 있어서의 인장 특성에 의해 평가된다. 그러나, 실제의 프레스 성형을 해석한 결과, 부품 성형성, 예를 들면 장출 성형(stretch forming)이나 에릭센 시험(Erichsen test)에서의 성형 가능 높이는, 연신의 면내 이방성에 크게 영향을 받는 것도 판명되어 왔다. 따라서, 연신의 면내 이방성을 저감함으로써, 프레스 성형성의 개선을 기대할 수 있다. In general, the mechanical properties of a high-strength steel sheet are evaluated by tensile properties in a specific direction such as the direction perpendicular to the rolling direction. However, as a result of analyzing the actual press molding, it has also been found that the part formability, for example, the moldable height in stretch forming or Erichsen test is greatly affected by the in-plane anisotropy of the stretching come. Therefore, by reducing the in-plane anisotropy of the stretching, improvement in press formability can be expected.

면내 이방성이 작은 강판에 대해서는, 예를 들면 특허문헌 1에는, 소성 경화성이 우수하고, 또한 면내 이방성이 작은 냉연 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 기술은, C량 및 냉간 압연시에 있어서의 압하율에 의해 Δr을 규정하여, 면내 이방성과 내덴트성(high dent resistance)을 양립할 수 있다고 되어 있다. 또한, 열간 압연 후 2초 이내에 냉각을 개시하여, 100℃ 이상의 온도역에 걸쳐 70℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각할 필요가 있다. 그러나, 여기에서 말하는 면내 이방성은 Δr이며, 연신의 면내 이방성과는 반드시 일치하지는 않는다. With respect to a steel sheet having a small in-plane anisotropy, for example, Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet excellent in firing hardenability and small in plane anisotropy, and a method for producing the same. This technique is considered to be able to satisfy both the in-plane anisotropy and the high dent resistance by defining? R by the amount of C and the reduction rate in cold rolling. In addition, it is necessary to start cooling within 2 seconds after hot rolling and to cool at a cooling rate of 70 占 폚 / s or more over a temperature range of 100 占 폚 or more. However, the in-plane anisotropy referred to here is? R, which does not necessarily coincide with the in-plane anisotropy of the stretch.

연신의 면내 이방성에 관한 강판에 대해서는, 예를 들면 특허문헌 2에는, 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 이러한 강판은, 페라이트상을 면적률로 85％ 이상 99％ 이하로 하고, 면적률로 1％ 이상 13％ 이하의 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직강(composite-microstructure steel)이며, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 I가 2.0 이상 4.0 이하인 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직강은, 항복 강도(YP)가 낮아지기 때문에, 제품 운반시나 불의의 낙하시의 변형 억제 효과가 작아진다는 문제가 있다. 마르텐사이트를 포함하고 있어도, 고합금화하여 인장 강도(TS)를 높이면, 항복 강도(YP)도 높아진다. 그러나, 이 경우, 제조 비용의 상승을 초래한다는 문제가 있다. Regarding a steel sheet with respect to an in-plane anisotropy of stretching, for example, Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy of stretching and a method for producing the same. Such a steel sheet is a composite-microstructure steel having a ferritic phase at an area ratio of 85% or more and 99% or less and containing 1% or more and 13% or less of an area ratio of martensite. (? 1 = 0 °,? 2 = 45 °,? = 0 to 55 °) expressed by the ODF (crystal orientation distribution function) of the plate surface at the plate thickness position And a crystal orientation density I of not less than 2.0 and not more than 4.0. However, the composite textured steel containing martensite has a problem that the yield strength (YP) is low, so that the effect of suppressing deformation when the product is transported or unintentionally dropped becomes small. Even if it contains martensite, the yield strength (YP) also increases when the tensile strength (TS) is made high by alloying. However, in this case, there is a problem that the manufacturing cost is increased.

또한, 고강도 강판의 이방성을 저감하는 기술로서, 예를 들면, 특허문헌 3에는, 열간 압연 완료 후에, 바람직하게는 400℃/초 이상의 냉각 속도로, 720℃까지 0.4sec 이내에 냉각함으로써, r값의 면내 이방성을 저감할 수 있다고 되어 있다. 그러나, 여기에서 말하는 면내 이방성은 Δr로서, 연신의 면내 이방성과는 반드시 일치하지는 않는다. 그리고, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 판두께 2㎜ 이상의 열연 강판을 냉각한 경우, 강판 표층과 내부의 온도차가 크고, 조직의 불균일을 초래하여 재질의 불균일을 발생시킨다는 문제도 있다. 또한, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 판두께 2㎜ 이상의 열연 강판을 냉각하기 위해서는, 대규모의 설비가 필요하여, 비용 상승을 초래한다. As a technique for reducing the anisotropy of the high-strength steel sheet, for example, Patent Document 3 discloses a technique of cooling the steel sheet to 720 占 폚 within 0.4 sec at a cooling rate of 400 占 폚 / sec or higher, The in-plane anisotropy can be reduced. However, the in-plane anisotropy referred to herein is? R, which does not necessarily coincide with the in-plane anisotropy of the stretch. When a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm or more is cooled at a cooling rate of 400 ° C / sec or more, there is a problem that the temperature difference between the surface layer and the inside of the steel sheet is large, resulting in unevenness of the structure and unevenness of the material. In addition, in order to cool a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm or more at a cooling rate of 400 deg. C / sec or more, a large-scale facility is required, leading to an increase in cost.

일본공개특허공보 2004-197155호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2004-197155 일본공개특허공보 2009-132981호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2009-132981 일본공개특허공보 2011-144414호Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2011-144414

본 발명은, 상기의 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 자동차 부품이나 전기용 부품에 적합한 항복 강도(YP)가 300㎫ 이상으로 고강도이고, 연신의 면내 이방성을 저감하여 프레스 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in yield strength (YP) suitable for automobile parts and electric parts, having a high strength of 300 MPa or more and a reduced in- And a method for producing the same.

일반적으로, 냉연 강판의 압연 집합 조직은, <100> 방향이 Rolling Direction에 평행해지는 α파이버와, <111> 방향이 Normal Direction에 평행해지는 γ파이버가 발달한다. 그러나, 어닐링 공정에서 재결정이 진행되면, α파이버가 약해지고, γ파이버가 강해진다. α파이버는, 압연 방향에 대하여 45° 방향의 연신을 저하시키기 때문에, 통상의 공정에서 제조한 냉연 강판은, 압연 방향에 대하여 45° 방향의 연신이 낮아, 연신의 이방성이 강해진다. Generally, the rolled aggregate structure of the cold-rolled steel sheet develops? -Fibers in which the <100> direction is parallel to the rolling direction and? -Fibers in which the <111> direction is parallel to the normal direction. However, when recrystallization proceeds in the annealing process,? -Fiber becomes weak and? -Fiber becomes strong. The? -fiber reduces the elongation in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction, so that the cold-rolled steel sheet produced in the ordinary process has a low elongation in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 압연 방향에 대하여 45° 방향의 연신을 높여 이방성을 저감하기 위해서는, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하로 하는 것이 중요하다는 것을 발견했다. 또한, 상기 집합 조직을 얻기 위해서는, 성분 조성의 제어, 특히 Nb의 함유량 제어와, 제조 조건의 제어가 중요하다는 것을 발견했다. As a result of intensive investigations to solve the above problems, the inventors of the present invention have found that, in order to increase the elongation in the direction of 45 DEG with respect to the rolling direction to reduce anisotropy, , The average crystal orientation density I ? (?) In the range of? = 25 to 35 of? Fibers (? 1 = 0,? 2 = 45,? = 0 to 55?) Represented by ODF (crystal orientation distribution function) Of 2.0 or more and 4.0 or less and an average crystal orientation density I ? Of ? Fibers (? 1 = 0 to 60,? 2 = 45,? = 55) is 2.0 or more and 10 or less. Further, it has been found that it is important to control the composition of components, particularly the content of Nb, and the control of production conditions, in order to obtain the texture.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다. The present invention has been made based on the above-described recognition, and the gist of the present invention is as follows.

[1] 질량％로, C: 0.040∼0.090％, Si: 0.20％ 이하, Mn: 0.50∼0.99％, P: 0.050％ 이하, S: 0.03％ 이하, sol.Al: 0.01∼0.09％, N: 0.005％ 이하, Nb: 0.015∼0.040％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않고, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하인 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. [1] A ferritic stainless steel comprising, by mass%, 0.040 to 0.090% of C, 0.20% or less of Si, 0.50 to 0.99% of Mn, 0.050% or less of P, 0.005% or less, Nb: 0.015 to 0.040%, the balance being Fe and inevitable impurities, and not including the martensite phase and the residual austenite phase, An average crystal in a range of? = 25 to 35 of? Fibers (? 1 = 0,? 2 = 45,? = 0 to 55) represented by ODF (crystal orientation distribution function) is not more than 4.0 or the orientation density of 2.0 I α, γ fiber (φ1 = 0 ° ~60 °, φ2 = 45 °, Φ = 55 °) average crystal orientation density I γ is small in-plane anisotropy of the elongation of not more than 2.0, more than 10 High strength steel plate.

[2] 하기 (1)식으로 나타나는 ΔEl이 －2.0％∼2.0％인 [1]에 기재된 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. [2] A high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy in the stretching described in [1], wherein ??? El expressed by the following formula (1) is -2.0% to 2.0%.

ΔEl＝(El0－2El45＋El90)/2…(1) ΔEl = (El 0 -2El 45 + El 90) / 2 ... (One)

단, El0, El45 및 El90은, 강판의 압연 방향에 대하여 0°, 45° 및 90°의 방향에서 측정한 파단 연신의 값으로 한다. El 0 , El 45 and El 90 are values of fracture elongation measured in the directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction of the steel sheet.

[3] 항복 강도 YP와 인장 강도 TS의 비(比)인 항복비 YR(YR＝YP/TS)이 0.79 이상인 [1] 또는 [2]에 기재된 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. [3] The high strength steel sheet according to [1] or [2], wherein the yield ratio YR (YR = YP / TS), which is the ratio of the yield strength YP to the tensile strength TS, is 0.79 or more.

[4] 표면에 아연계 도금 피막을 갖는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. [4] A high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the in-plane anisotropy of the drawn steel sheet is small.

[5] [1]에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 준비하고, 상기 강 슬래브를 가열하여, 슬래브 가열 온도 1150℃ 이상의 온도역에서 60분 이상 유지한 후, 조압연(rough rolling)을 행하고, 그 후 마무리 압연(finish rolling) 온도를 820∼920℃로 마무리 압연의 최종 패스 압연율을 15∼25％로 마무리 압연을 행하여, 마무리 압연 후 2초 이내에 수랭을 개시하여 냉각하고, 열연 강판을 제조한 후, 상기 열연 강판에 산세정(pickling) 및 냉간 압연을 행하고, 그 후 어닐링을 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. [5] A steel slab having the composition described in [1] is prepared, and the steel slab is heated to maintain the slab heating temperature for at least 60 minutes at a temperature not lower than 1150 캜, rough rolling is performed, Finish rolling at a final rolling rolling temperature of 820 to 920 캜 at a final rolling rolling rate of 15 to 25% for finishing rolling, cooling the steel sheet within 2 seconds after finish rolling, cooling the steel sheet, And then subjecting the hot-rolled steel sheet to acid pickling and cold-rolling, and thereafter annealing is performed, the in-plane anisotropy of stretching is small.

[6] 상기 조압연 후 수랭에 의해 마무리 압연 입측 온도를 1050℃ 이하로 한 후, 상기 마무리 압연을 행하는 [5]에 기재된 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. [6] The method for producing a high strength steel sheet as set forth in [5], wherein the in-plane anisotropy of the stretching is small, after the finish rolling is performed by setting the finishing rolling inlet temperature to 1050 캜 or lower by cooling after the rough rolling.

[7] [5] 또는 [6]에 기재된 고강도 강판의 제조 방법에 있어서, 어닐링 후의 강판에 아연 도금 처리를 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. [7] A method for producing a high-strength steel sheet according to [5] or [6], wherein a galvanizing treatment is applied to the steel sheet after annealing to reduce the in-plane anisotropy.

또한, 본 발명에 있어서의 고강도란, 항복 강도 YP가 300㎫ 이상을 말한다. The high strength in the present invention means the yield strength YP of 300 MPa or more.

본 발명에 의하면, 연신의 면내 이방성이 작고, 프레스 성형성이 우수한 고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 항복 강도(YP)가 높기 때문에, 제품 운반시나 불의의 낙하시의 변형이 억제된다. 본 발명의 고강도 강판은, 자동차용 부품이나 전기용 부품에 적용할 수 있어, 매우 유용하다. According to the present invention, it is possible to obtain a high-strength steel sheet having small in-plane anisotropy of stretching and excellent press formability. Further, since the yield strength (YP) is high, deformation during product transportation and accidental dropping is suppressed. The high strength steel sheet of the present invention is very useful because it can be applied to automobile parts and electric parts.

도 1은, α파이버 중의 Φ＝25°∼35°에 있어서의 평균 결정 방위 밀도 Iα와, γ파이버 중의 Φ＝55°에 있어서의 평균 결정 방위 밀도 Iγ와, ΔEl의 관계를 나타내는 그래프이다. 1 is, α and average crystal orientation density I α in the Φ = 25 ° ~35 ° in the fiber, the average crystal in the Φ = 55 ° γ of the fiber is a graph showing the relationship between the orientation and density of I γ, ΔEl .

(발명을 실시하기 위한 형태)(Mode for carrying out the invention)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described in detail.

우선, 성분 조성의 이유에 대해서 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량의 단위는, 특별히 언급이 없는 한 질량％로 한다. First, the reasons for the composition of components will be described. The unit of the content of each element is, unless otherwise specified, in mass%.

C: 0.040∼0.090％C: 0.040 to 0.090%

C는, 결정을 세립화하고, 고강도화하기 위해 필요한 원소이다. 또한, 후술의 Nb와의 석출물을 형성하여, 특히 항복 강도(YP)를 높이는 효과를 갖는다. C량이 0.040％ 미만에서는, 세립화에 의한 강도 상승 효과가 낮기 때문에, 0.040％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, C량이 0.090％를 초과하면, 제2상을 형성하기 쉬워져, 연신이 저하된다. 따라서, C량은 0.040∼0.090％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.040∼0.060％의 범위이다. C is an element necessary for grain refinement and high strength. In addition, it has an effect of forming a precipitate with Nb to be described later, and particularly improving the yield strength (YP). When the C content is less than 0.040%, the effect of increasing the strength by grain refinement is low, and therefore, it is required that the C content is 0.040% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.090%, the second phase is easily formed and the drawing is lowered. Therefore, the C content is in the range of 0.040 to 0.090%. And preferably in the range of 0.040 to 0.060%.

Si: 0.20％ 이하Si: 0.20% or less

Si는, 미량으로 열간 압연에서의 스케일 생성을 지연시켜 표면 품질을 개선하는 효과가 있다. 이 외에, 페라이트상의 가공 경화능을 올리는 효과 등이 있다. 이와 같은 관점에서, 0.01％ 정도 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Si량이 0.20％를 초과하면, 외관 품질이 열화된다. 따라서, Si량은 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이하로 한다. Si has an effect of improving the surface quality by delaying scale formation in hot rolling with a trace amount. In addition, there is an effect of increasing the work hardening ability of the ferrite phase. From such a viewpoint, it is preferable to contain about 0.01% or more. However, if the amount of Si exceeds 0.20%, the appearance quality deteriorates. Therefore, the amount of Si should be 0.20% or less. It is preferably 0.10% or less.

Mn: 0.50∼0.99％Mn: 0.50 to 0.99%

Mn은, 고용 강화, 결정의 세립화 효과를 통하여, 강판 강도를 높이는 데 유용한 원소이다. Mn량이 0.50％ 미만에서는, 고용 강화, 세립화 효과가 낮기 때문에, 0.50％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 한편, Mn량이 0.99％를 초과하면, 마르텐사이트상을 형성하기 쉬워져, 항복 강도(YP)가 저하된다. 따라서, Mn량은 0.50∼0.99％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.61∼0.79％의 범위이다. Mn is an element useful for enhancing the steel sheet strength through solid solution strengthening and fine grain refining effect. When the Mn content is less than 0.50%, the effect of solid solution strengthening and grain refining is low, and therefore, it is required that the Mn content is 0.50% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 0.99%, the martensite phase is easily formed and the yield strength (YP) is lowered. Therefore, the amount of Mn is set in the range of 0.50 to 0.99%. And preferably in the range of 0.61 to 0.79%.

P: 0.050％ 이하P: not more than 0.050%

P량이 0.050％를 초과하면, 용접성의 열화나 편석에 의한 표면 결함이 발생한다. 따라서, P량은 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.040％ 이하이다. When the amount of P exceeds 0.050%, deterioration of weldability and surface defects due to segregation occur. Therefore, the amount of P is 0.050% or less. Preferably, it is 0.040% or less.

S: 0.03％ 이하S: not more than 0.03%

S는, 강판의 1차 스케일의 박리성을 향상시켜, 외관 품질을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, S량이 많아지면, 강 중에 석출하는 MnS가 많아진다. 이 때문에, 강판의 연신이나 연신 플랜지성과 같은 연성을 저하시켜, 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한, 슬래브를 열간 압연할 때의 열간 연성을 저하시켜, 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 이와 같은 관점에서, S량은 0.03％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.01％이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.002％ 이하이다. S has an effect of improving the peelability of the primary scale of the steel sheet and improving the appearance quality. However, when the amount of S is increased, MnS precipitated in the steel increases. For this reason, ductility such as the elongation of the steel sheet and the elongation flange performance is lowered, and the press formability is lowered. Further, the hot ductility at the time of hot rolling the slab is lowered, and surface defects tend to occur. From this point of view, the amount of S is 0.03% or less. , Preferably not more than 0.01%, more preferably not more than 0.005%, further preferably not more than 0.002%.

sol.Al: 0.01∼0.09％sol.Al: 0.01-0.09%

sol.Al은, 강의 탈산 원소로서 유용한 외, 불순물로서 존재하는 고용 N을 고정하여 성형성을 향상시키는 작용이 있다. 이 때문에, sol.Al량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, sol.Al량이 0.09％를 초과하면, 비용 상승으로 이어지고, 나아가서는 표면 결함을 유발한다. 따라서, sol.Al량은 0.01∼0.09％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.02∼0.07％이다. sol.Al has an effect of improving the formability by fixing solute N existing as an impurity as well as being useful as a deoxidizing element of steel. Therefore, the amount of sol.Al is 0.01% or more. On the other hand, if the amount of sol.Al exceeds 0.09%, the cost is increased and further surface defects are caused. Therefore, the amount of sol.Al is in the range of 0.01 to 0.09%. And preferably 0.02 to 0.07%.

N: 0.005％ 이하N: 0.005% or less

N은, 양이 지나치게 많으면, 성형성을 열화시킴과 함께, 고용 N을 고정하기 위해 다량의 Al 첨가가 필요하다. 이 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이와 같은 관점에서, N량은 0.005％ 이하로 한다. When the amount of N is too large, it is necessary to add a large amount of Al to fix the solid solution N while deteriorating the formability. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible. From this point of view, the N content should be 0.005% or less.

Nb: 0.015∼0.040％Nb: 0.015 to 0.040%

Nb는, 결정을 세립화하고, 고강도화하기 위해 필요한 원소이다. 또한, 전술의 C와 석출물을 형성하여, 특히 항복 강도(YP)를 높이는 효과를 갖는다. 또한, 열간 압연 프로세스의 마무리 압연 공정에 있어서 Nb 석출물을 미세 석출시켜 강의 재결정을 부분적으로 억제하고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 α파이버를 높이는 효과를 갖는 점에서, Nb는 본 발명의 가장 중요 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Nb량을 0.015％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, 0.040％를 초과하면, 열간 압연 프로세스의 마무리 압연 공정에서의 재결정을 완전히 억제하고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 α파이버를 지나치게 높여 연신의 이방성이 열화함과 함께, 열간 압연 하중이 높아진다. 따라서, Nb량은 0.015∼0.040％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.030％ 이하이다. Nb is an element necessary for grain refinement and high strength. Further, it has the effect of forming precipitates with the above-mentioned C, and particularly improving the yield strength (YP). In addition, Nb is the most important element of the present invention in that since Nb precipitates are finely precipitated in the finish rolling process of the hot rolling process to partially recrystallize the steel and to enhance the α-fiber after cold rolling and annealing. In order to obtain such an effect, it is necessary that the Nb content is 0.015% or more. On the other hand, if it exceeds 0.040%, the recrystallization in the finish rolling step of the hot rolling process is completely suppressed and the? -Fiber after cold rolling and annealing is excessively increased to deteriorate the anisotropy of stretching and the hot rolling load becomes high. Therefore, the amount of Nb is set in the range of 0.015 to 0.040% or less. Preferably, it is 0.030% or less.

본 발명에서는, 상기 성분의 외에, 다음의 원소를 함유해도 좋다. 그러나, 다음의 원소는 특히 퀀칭성(hardenability)이 높고, 마르텐사이트상을 형성하기 쉽게 하는 원소이다. 그 때문에, 하기의 범위인 것이 바람직하다. In the present invention, in addition to the above components, the following elements may be contained. However, the following elements are particularly high in hardenability and easy to form a martensite phase. Therefore, it is preferable that the following range is satisfied.

Cr: 0.05％ 이하Cr: not more than 0.05%

Cr은, Mn과 동일하게, 마르텐사이트상을 형성하기 쉽게 하는 원소로서, 마르텐사이트상이 생성하면 항복 강도(YP)가 저하한다. 이 때문에, Cr량은 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이하, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 과도한 저감은 비용 상승을 초래하기 때문에, 그 하한은 0.001％로 하는 것이 바람직하다. Cr is an element that easily forms a martensite phase like Mn, and when the martensite phase is formed, the yield strength (YP) is lowered. Therefore, the amount of Cr should be 0.05% or less. , Preferably not more than 0.02%, more preferably not more than 0.01%. Since the excessive reduction causes an increase in cost, the lower limit is preferably 0.001%.

Mo: 0.05％ 이하Mo: not more than 0.05%

Mo는, Mn과 동일하게, 마르텐사이트상을 형성하기 쉽게 하는 원소로서, 마르텐사이트상이 생성하면 항복 강도(YP)가 저하한다. 이 때문에, Mo량은 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이하, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 과도한 저감은 비용 상승을 초래하기 때문에, 그 하한은 0.001％로 하는 것이 바람직하다. Mo, like Mn, is an element that tends to form a martensite phase. When a martensite phase is formed, the yield strength (YP) is lowered. Therefore, the amount of Mo is set to 0.05% or less. , Preferably not more than 0.02%, more preferably not more than 0.01%. Since the excessive reduction causes an increase in cost, the lower limit is preferably 0.001%.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위이면, 상기 이외의 성분의 함유를 거부하는 것은 아니다. In the steel sheet of the present invention, the other components are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effect of the present invention is not impaired, the inclusion of other components is not refrained.

다음으로, 본 발명의 강판에 있어서의, 강 조직, 집합 조직의 한정 이유를 설명한다. Next, reasons for limiting the steel structure and the aggregate structure in the steel sheet of the present invention will be explained.

강 조직: 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않음Steel structure: Does not include martensite phase and retained austenite phase

마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상이 생성한 경우, 항복 강도(YP)가 저하하여, 제품 운반시나 불의의 낙하시의 변형 억제 효과가 작아진다. 따라서, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않는 것을 필요로 한다. 또한, 본 발명의 강판의 미크로 조직은, 페라이트＋펄라이트 조직 혹은 추가로, 시멘타이트 등으로 이루어지는 조직이며, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않는다는 것은, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상은 조직 전체에 대한 체적분율로 1％ 이하를 말한다. 또한, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않는 것은, 후술하는 제조 조건에 의해, 제어할 수 있다. When the martensite phase and the retained austenite phase are produced, the yield strength (YP) is lowered, and the effect of suppressing deformation at the time of product transportation or accidental drop is reduced. Therefore, it is necessary to not contain the martensite phase and the residual austenite phase. The microstructure of the steel sheet of the present invention is a structure composed of a ferrite + pearlite structure or further cementite, and does not contain a martensite phase and a residual austenite phase. The martensite phase and the retained austenite phase are not limited to the entire structure Is less than 1% by volume fraction. In addition, those containing no martensite phase and retained austenite phase can be controlled by the production conditions to be described later.

집합 조직: 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하(1 = 0.degree.,. Phi.2 = 45.degree., .Phi. = 0.degree. To 55.degree.) Expressed by an ODF (crystal orientation distribution function) in the texture of the plate surface at a quarter plate thickness position of the steel sheet Average crystal orientation density I ? Of 2.0 or more and 4.0 or less in the range of? = 25 占 to 35 占 of? Fibers (? 1 = 0 to 60 占? 2 = 45 占 and? = 55 占The bearing density I ? Is not less than 2.0 and not more than 10

종래, 집합 조직의 해석에는 X선 회절(XRD)에 의한 극점도(pole figure)가 이용되어 왔다. 극점도는, 다수의 결정립에 관한 통계적인 결정 방위 분포를 나타내고 있는 점에서, 우선 방위의 결정에 적절한 방법이다. 그러나, 다결정 재료의 집합 조직은 단일의 우선 방위뿐만 아니라, 다수의 우선 방위를 나타내는 경우가 많다. 예를 들면, 어떤 결정축의 주위로 회전한 방위군인 α파이버나 γ파이버와 같은 섬유 집합 조직에서는, 극점도로부터 개개의 방위의 존재 비율을 정확하게 평가하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 극점도의 정보에 기초하여 3차원 결정 방위 분포 함수를 작성하여, 개개의 방위의 존재 비율을 평가한다. 상기 3차원 결정 방위 분포 함수의 평가에 있어서, 반사법(reflection method)에 의해 얻어진 (200), (211), (110)의 불완전 극점도로부터, 급수 전개법(series expansion method)으로 구한다. 그 결과, 상기와 같이 마르텐사이트상이나 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않는 강 조직에 있어서, α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, 또한, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하로 한 경우에, 연신의 면내 이방성이 작아지는 것이 구명되었다. 집합 조직을 상기의 범위로 한 경우에 연신의 면내 이방성이 작아지는 이유는, 반드시 분명하지는 않다. 이유로서는, 압연 방향이나, 압연 방향에 대하여 90°의 방향의 연신을 향상시키는 γ파이버의 존재 비율과, 압연 방향에 대하여 45°의 방향의 연신을 향상시키는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중의 Φ＝25°∼35°의 존재 비율의 균형이 좋다고 생각된다. Conventionally, a pole figure by X-ray diffraction (XRD) has been used for analysis of texture. The pole figure represents a statistical crystal orientation distribution with respect to a plurality of crystal grains, and is a suitable method for determining the orientation first. However, the texture of the polycrystalline material often exhibits a plurality of preferred orientations as well as a single preferred orientation. For example, in a fiber aggregate structure such as? Fiber or? Fiber, which is a bearing group rotated around a certain crystal axis, it is difficult to accurately evaluate the existence ratio of individual orientations from the pole figure. Therefore, a three-dimensional crystal orientation distribution function is created based on the information of the pole figure, and the existence ratio of individual orientations is evaluated. In the evaluation of the three-dimensional crystal orientation distribution function, it is determined from the incomplete pole points of (200), (211), and (110) obtained by the reflection method by the series expansion method. As a result, in the steel structure that does not contain the martensite phase or the retained austenite phase as described above, the ratio of? = 25 to 35 of? Fibers (? 1 = 0,? 2 = 45,? = 0 to 55) the average crystal orientation density I α ° in the range of 2.0 or more and 4.0 or less, and, γ fiber (φ1 = 0 ° ~60 °, φ2 = 45 °, Φ = 55 °) average crystal orientation density of 2.0 of γ I Or more and 10 or less, it was found that the in-plane anisotropy of stretching becomes small. The reason why the in-plane anisotropy of stretching becomes small when the texture is set within the above range is not necessarily clear. The reasons are as follows: the ratio of the presence of? Fibers that improve the elongation in the direction of 90 占 with respect to the rolling direction and the presence of? Fibers (? 1 = 0 占 and? 2 = 45 °, and Φ = 0 ° to 55 °), the balance ratio of Φ = 25 ° to 35 ° is considered to be good.

다음으로, 본 발명자들은, 본 발명의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 산세정 후, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한 후, 어닐링을 행하여 냉연 어닐링 강판으로 하고, 추가로 조질 압연을 행했다. 이렇게 하여 얻어진 각 냉연 어닐링 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 X선 회절 결과로부터 구해진 결정 방위 분포 함수(이하, ODF: Orientation Distribution Function이라고 함)를 작성하고, 이 ODF로부터, 특히 연신 등의 가공성에 영향을 준다고 생각되는 α파이버라고 불리는 집합 조직에 주목하여, 이 α파이버와 성형성의 관계에 대해서 조사했다. 그 결과, α파이버의 방위군인 Φ＝0°∼55° 중, 특히 Φ＝25°∼35°의 범위에 있어서의 평균 결정 방위 밀도 Iα 및, γ파이버의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가, ΔEl과 상관이 강한 것이 판명되었다. 본 발명에서는, ΔEl의 값이 －2.0％∼2.0％인 경우, 연신의 면내 이방성은 작다고 여겨지고 프레스 성형성이 양호하다고 판단했다. 또한, ΔEl은 다음식 (1)로 구해진다. Next, the inventors of the present invention have found that a steel slab having the composition composition of the present invention is hot rolled to form a hot-rolled steel sheet, acid washed, cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet and then annealed to form a cold- Rolled. A crystal orientation distribution function (hereinafter referred to as an ODF: Orientation Distribution Function) obtained from the X-ray diffraction results of the plate surface at the 1/4 sheet thickness position of each cold-rolled annealed steel sheet thus obtained was prepared. From this ODF, , And the relationship between the? -Fiber and the formability was investigated. As a result, the average crystal orientation density I alpha and the average crystal orientation density I gamma of the? Fibers in the range of? = 0 to 55 degrees, particularly in the range of? = 25 to 35 degrees, And it was found to be strongly correlated with. In the present invention, when the value of? El is -2.0% to 2.0%, it is considered that the in-plane anisotropy of stretching is small and the press formability is good. Further, DELTA El is obtained from the following equation (1).

ΔEl＝(El0－2El45＋El90)/2…(1) ΔEl = (El 0 -2El 45 + El 90) / 2 ... (One)

단, El0, El45 및 El90은, 냉연 어닐링 강판으로부터 압연 방향에 대하여 0°방향(L방향), 45°방향(D방향), 90°방향(C방향)으로 JIS 5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 크로스 헤드 속도 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여 측정한 파단 연신의 값이다. El 0 , El 45 and El 90 are samples taken from the cold-rolled annealed steel sheet in the direction of 0 ° (L direction), 45 ° direction (D direction) and 90 ° direction (C direction) And is a value of fracture elongation measured by carrying out a tensile test at a crosshead speed of 10 mm / min in accordance with the provisions of JIS Z 2241.

이와 같이 하여 얻어진 평균 결정 방위 밀도 Iα 및 Iγ와, ΔEl의 절대값(이하, 단순히 ｜ΔEl｜라고 칭하는 경우도 있음)의 관계를 도 1에 나타낸다. 도 1로부터, 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하인 경우에, ｜ΔEl｜의 값이 2.0％ 이하라는 양호한 결과가 얻어졌다. 즉, α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하인 집합 조직을 갖는 고강도 강판이, 연신의 면내 이방성이 작은 것이 판명되었다. 따라서, 본 발명의 강판은, 하기 (1)식으로 나타나는 ΔEl이 －2.0％ 이상 2.0％ 이하인 것이 바람직하다. The relationship between the average crystal orientation densities I ? And I ? Obtained in this way and the absolute value of ? El (hereinafter sometimes simply referred to as |? El |) is shown in FIG. From Fig. 1, when the average crystal orientation density I ? Is not less than 2.0 and not more than 4.0, and the average crystal orientation density I ? Is not less than 2.0 and not more than 10, a good result that the value of |? El | That is, the average crystal orientation density I α in the range of φ = 25 ° to 35 ° in the α-fibers (φ 1 = 0 °, φ 2 = 45 °, φ = 0 ° to 55 °) is 2.0 or more and 4.0 or less, it has been found that the high-strength steel sheet having an aggregate structure having an average crystal orientation density I ? of not less than 2.0 and not more than 10 in a range of (φ1 = 0 ° to 60 °, φ2 = 45 °, φ = 55 °) Therefore, in the steel sheet of the present invention, it is preferable that? El in the following formula (1) is -2.0% or more and 2.0% or less.

ΔEl＝(El0－2El45＋El90)/2…(1) ΔEl = (El 0 -2El 45 + El 90) / 2 ... (One)

단, El0, El45 및 El90은, 강판의 압연 방향에 대하여 0°, 45° 및 90°의 방향에서 측정한 파단 연신의 값으로 한다. El 0 , El 45 and El 90 are values of fracture elongation measured in the directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction of the steel sheet.

본 발명에서는 추가로, 항복 강도, 항복비에 대해서 다음과 같은 한정을 더할 수 있다. In the present invention, the following limitations may be added to yield strength and yield ratio.

항복 강도 YP와 인장 강도 TS의 비인 항복비 YR(YR＝YP/TS)이 0.79 이상 The yield ratio YR (YR = YP / TS), which is the ratio of the yield strength YP to the tensile strength TS, is 0.79 or more

항복비 YR은 0.79 이상인 것이 바람직하다. 또한, 항복 강도에 대하여 인장 강도가 높아지면, 프레스 하중이 필요 이상으로 높아져, 대형 프레스기를 도입해야 한다. 이 때문에, 인장 강도 TS는 560㎫ 이하인 것이 바람직하다. The yield ratio YR is preferably 0.79 or more. Further, when the tensile strength is increased with respect to the yield strength, the press load becomes higher than necessary, and a large press machine must be introduced. Therefore, the tensile strength TS is preferably 560 MPa or less.

또한, 항복 강도 YP는 300㎫ 이상인 것이 바람직하다. 항복 강도를 높임으로써, 제품 운반시나 불의의 낙하시의 변형이 억제된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 항복 강도 YP가 300㎫ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 지나치게 높으면 스프링백이 커져, 부품 형상을 유지하는 것이 곤란해지기 때문에, 480㎫ 이하인 것이 바람직하다. The yield strength YP is preferably 300 MPa or more. By increasing the yield strength, deformation at the time of product transportation or accidental dropping is suppressed. In order to obtain this effect, the yield strength YP is preferably 300 MPa or more. On the other hand, if it is too high, the springback becomes large, and it becomes difficult to maintain the shape of the component, so that it is preferably 480 MPa or less.

다음으로, 본 발명의 제조 방법을 설명한다. Next, the production method of the present invention will be described.

우선, 사용하는 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 조괴법이나 박(薄) 슬래브 주조법으로 제조해도 좋다. 또한, 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후, 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고 온편인 채 가열로에 장입하고, 열간 압연하는 직송 압연이나, 근소한 보열을 행한 후, 즉시 열간 압연하는 직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다. First, steel slabs to be used are preferably produced by the continuous casting method to prevent macro segregation of the components. It may also be manufactured by the roughing method or the thin slab casting method. In addition to the conventional method in which the slab is once cooled to room temperature and then heated again, the slab is charged into a heating furnace without cooling and hot rolled, Energy-saving processes such as direct rolling by hot rolling can be applied without problems.

다음으로, 열간 압연 공정의 조건에 대해서 설명한다. Next, the conditions of the hot rolling step will be described.

슬래브 가열 온도: 1150℃ 이상의 온도역에서 60분 이상 유지 Slab heating temperature: Maintain for more than 60 minutes at a temperature of 1150 ℃ or higher

슬래브 가열에서는, Nb 석출물을 완전히 용해하여, 열간 압연 프로세스의 마무리 압연 공정에 있어서 Nb 석출물을 미세 석출시켜 강의 재결정을 부분적으로 억제하고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 α파이버를 높이기 위해, 가열 온도는 높게, 또한, 유지 시간은 긴 편이 바람직하다. 이와 같은 관점에서, 본 발명에서는 슬래브 가열 온도 1150℃ 이상의 온도역에서 60분 이상 유지한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 지나치게 높거나 유지 시간이 지나치게 긴 경우, 산화 중량의 증가에 수반하는 스케일 손실(scale loss)이 증대하기 때문에, 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 유지 시간은 500분 이하인 것이 바람직하다. In the slab heating, the Nb precipitates are completely dissolved to finely precipitate Nb precipitates in the finishing rolling process of the hot rolling process to partially suppress recrystallization of the steel, and to raise the? -Fiber after cold rolling and annealing, Further, the holding time is preferably long. From this point of view, in the present invention, the slab heating temperature is maintained for at least 60 minutes in a temperature range of 1150 DEG C or more. On the other hand, when the slab heating temperature is excessively high or the holding time is excessively long, the scale loss accompanying the increase in the oxidation weight increases. Therefore, the heating temperature is preferably 1300 DEG C or lower, Min or less.

상기의 조건으로 가열된 강 슬래브에, 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행한다. 여기에서, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바로 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 일반적인 방법에 따라 행하면 좋다. 또한, 열간 압연시의 트러블을 방지하거나, 폭 방향의 온도 불균일을 개선하는 목적으로, 시트 바를 가열하는 소위 시트 바 히터나 에지 히터를 활용하는 것이 유효하다. The steel slab heated under the above conditions is subjected to hot rolling comprising rough rolling and finish rolling. Here, the steel slab is straightened by sheet rolling. The conditions of the rough rolling are not particularly specified, but may be carried out according to a general method. It is also effective to utilize a so-called sheet bar heater or edge heater for heating the sheet bar in order to prevent troubles during hot rolling or to improve the temperature unevenness in the width direction.

마무리 압연 공정에 있어서 Nb 석출물을 미세하게 석출시키기 위해서는, 저온에서 마무리 압연을 행하는 것이 적합하고, 마무리 압연 입측 온도가 1050℃ 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 슬래브를 1150℃ 이상의 고온으로 가열하고 있기 때문에, 마무리 압연 입측으로 1050℃까지 냉각하기 위해, 마무리 압연 전에 시트 바를 수랭하는 것이 바람직하다. 한편으로 과도한 저온화는, 열간 압연시의 부하가 높아지기 때문에, 930℃ 이상인 것이 바람직하다. In order to finely deposit Nb precipitates in the finish rolling process, it is preferable to perform finish rolling at a low temperature, and it is preferable that the finish rolling temperature is 1050 캜 or less. In the present invention, since the slab is heated to a high temperature of 1150 占 폚 or more, it is preferable to cool the sheet bar before finishing rolling so as to cool the slab to 1050 占 폚 toward the finish rolling-up side. On the other hand, excessively low temperature is preferably 930 DEG C or higher because the load during hot rolling becomes high.

마무리 압연 온도: 820∼920℃Finishing rolling temperature: 820 - 920 캜

이어서, 시트 바를 마무리 압연하여 열연 강판으로 한다. 이때, 마무리 압연 온도, 즉 마무리 압연 출측 온도(FT)는 820∼920℃로 한다. 이는, 냉간 압연 및 재결정 어닐링 후에 있어서의 연신의 면내 이방성에 바람직한 집합 조직을 얻기 위함이다. FT가 820℃ 미만에서는, 열간 압연시의 부하가 높아질 뿐만 아니라, 일부의 성분계에서는 페라이트역에서의 압연이 되어, 집합 조직이 크게 변화한다. 한편, FT가 920℃를 초과하면, 조직이 조대화할 뿐만 아니라, 오스테나이트가 부분 재결정 상태로 압연하지 못하여, 냉연 어닐링 후, 연신의 면내 이방성이 커진다. 이 때문에, 마무리 압연 온도는 820∼920℃, 보다 바람직하게는 820∼890℃로 한다. Then, the sheet bar is subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet. At this time, the finishing rolling temperature, that is, the finishing rolling out temperature (FT) is 820 to 920 캜. This is to obtain a preferable texture for the in-plane anisotropy of stretching after cold rolling and recrystallization annealing. When the FT is less than 820 占 폚, not only the load during hot rolling becomes high, but also in some component systems, the ferrite is rolled and the texture changes greatly. On the other hand, when the FT exceeds 920 占 폚, not only the texture coarsens but also the austenite can not be rolled in a partial recrystallized state, so that the in-plane anisotropy of stretching increases after cold annealing. For this reason, the finishing rolling temperature is 820 to 920 占 폚, and more preferably 820 to 890 占 폚.

마무리 압연의 최종 패스 압연율: 15∼25％Final pass rolling rate of finish rolling: 15 to 25%

마무리 압연 중의 오스테나이트역에서의 압연에 의한 집합 조직 형성이, 냉간 압연 및 어닐링 후의 α파이버를 높인다. 이 효과는, 마무리 압연의 최종 패스가 가장 강하게 영향을 준다. 마무리 압연의 최종 패스 압연율이 15％ 미만인 경우는, 오스테나이트역에서의 압연에 의한 집합 조직 형성이 불충분하고, 냉간 압연 및 어닐링 후의 α파이버가 강해지지 않기 때문에, 15％ 이상으로 한다. 한편, 25％ 초과에서는, 압연시의 부하가 높아지기 때문에 25％ 이하로 한다. Aggregate formation by rolling in the austenite zone during finish rolling increases? Fiber after cold rolling and annealing. This effect has the strongest effect on the final pass of the finish rolling. When the final pass rolling ratio of the finish rolling is less than 15%, the formation of aggregate structure by rolling in the austenite zone is insufficient and the? -Fiber after cold rolling and annealing is not strengthened. On the other hand, if it exceeds 25%, the load at the time of rolling becomes high.

마무리 압연 후 수랭 개시까지의 시간: 2초 이내 Time from finishing rolling to the start of cooling: within 2 seconds

마무리 압연 후, 오스테나이트를 부분 재결정 상태 그대로 변태시킬 필요가 있기 때문에, 오스테나이트역에서의 유지는 바람직하지 않다. 따라서, 마무리 압연 후에는 2초 이내에 수랭을 개시한다. 보다 바람직하게는, 0.5초 이내이다. Since the austenite needs to be transformed into a partially recrystallized state after the finish rolling, the retaining in the austenite region is not preferable. Therefore, the water cooling is started within 2 seconds after the finish rolling. More preferably, it is within 0.5 seconds.

마무리 압연 후 코일 권취까지의 냉각 속도는, 특별히 규정하는 것은 아니다. 또한, 냉각 중의 오스테나이트역에서의 재결정 억제를 위해 20℃/초 이상인 것이 바람직하다. 또한, 과도한 냉각은 판두께 방향, 면내 방향의 온도 불균일이 발생하기 쉬워지기 때문에, 200℃/초 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 99℃/초 이하, 더욱 바람직하게는, 40℃/초 이하이다. The cooling rate from the finish rolling to the coil winding is not specifically defined. In order to suppress recrystallization in the austenite zone during cooling, it is preferably 20 DEG C / sec or more. In addition, since excessive cooling tends to cause temperature unevenness in the plate thickness direction and the in-plane direction, it is preferable that the cooling is not more than 200 ° C / second. More preferably not higher than 99 ° C / sec, further preferably not higher than 40 ° C / sec.

코일 권취 온도(CT)는, 특별히 규정하는 것은 아니다. 또한, 400℃ 이상 720℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 특히, CT가 상한을 초과하면, 결정립(crystal grains)이 조대화(increased)하여, 강도 저하를 초래하게 된다. The coil winding temperature (CT) is not specifically defined. Also, it is preferable that the temperature is 400 ° C or more and 720 ° C or less. In particular, when the CT exceeds the upper limit, the crystal grains are increased and the strength is lowered.

그 후, 산세정, 냉간 압연, 어닐링을 행함으로써, 본 발명의 고강도 강판을 얻을 수 있다. Thereafter, acid washing, cold rolling and annealing are carried out to obtain the high strength steel sheet of the present invention.

산세정은, 특별히 규정하지 않고, 일반적인 방법에 의해 행한다. 스케일성 결함 억제를 위해, 산세정 전에 쇼트 블라스트(shot blasting)나 레벨링(leveling)을 행해도 좋다. Acid pickling is not specified, but is performed by a general method. Shot blasting or leveling may be performed before pickling to prevent scale defects.

냉간 압연은, 특별히 규정하는 것은 아니다. 또한, 압연율은 30∼80％로 하는 것이 바람직하다. 압연율이 30％ 미만에서는, 어닐링시의 재결정이 불안정하게 되어 연신의 저하를 초래한다. 또한, 80％를 초과하면, 압연시의 부하가 높아진다. Cold rolling is not specifically defined. The rolling rate is preferably 30 to 80%. If the rolling rate is less than 30%, recrystallization at the time of annealing becomes unstable, leading to deterioration of stretching. On the other hand, if it exceeds 80%, the load during rolling becomes high.

어닐링은, 특별히 규정하는 것은 아니다. 또한, 연속 어닐링에서는, 어닐링 온도를 700∼900℃로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 온도가 700℃ 미만에서는 충분히 재결정되지 않아, 연신의 저하를 초래한다. 또한, 900℃를 초과하면, 어닐링시의 오스테나이트분율이 높아져 α파이버와 γ파이버의 균형이 무너져, 연신의 면내 이방성이 증대한다. 배치 어닐링(batch annealing)의 경우는, 600∼800℃로 하는 것이 바람직하다. 600℃ 미만에서는 충분히 재결정되지 않아, 연신의 저하를 초래한다. 또한, 800℃를 초과하면, 스티킹(sticking)이 발생하여 강판 형상이 열화된다. The annealing is not specifically defined. In the continuous annealing, the annealing temperature is preferably 700 to 900 占 폚. If the annealing temperature is lower than 700 캜, it is not sufficiently recrystallized, resulting in lowered elongation. On the other hand, if it exceeds 900 ° C, the austenite fraction at the time of annealing becomes high and the balance between the? -Fiber and the? -Fibers is broken, and the in-plane anisotropy of the stretching is increased. In the case of batch annealing, the temperature is preferably 600 to 800 ° C. When the temperature is lower than 600 ° C, the product is not sufficiently recrystallized, resulting in a reduction in stretching. On the other hand, if it exceeds 800 DEG C, sticking occurs and the shape of the steel sheet deteriorates.

어닐링 후의 냉각이 빠른 경우에는, 마르텐사이트상이 생성되기 쉬워지기 때문에, 50℃/sec 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. When the cooling after the annealing is fast, the martensite phase tends to be generated. Therefore, it is preferable to cool at an average cooling rate of 50 DEG C / sec or less.

이상, 본 발명의 제조 방법의 기본 공정에 대해서 설명했다. 또한, 다음의 공정을 더해도 좋다. The basic steps of the manufacturing method of the present invention have been described above. In addition, the following steps may be added.

상기의 냉연 강판 어닐링 공정의 후에 전기(電氣) 도금 처리, 혹은 용융 도금 처리 등의 표면 처리를 행하는 공정을 더하여, 강판 표면에 도금층을 형성해도 좋다. 또한, 도금층은 순아연 도금이나 아연계 합금 도금으로 한정하지 않고, Al도금이나 Al계 합금 도금 등, 종래 강판 표면에 행해지고 있는 각종 도금층으로 하는 것도 가능하다. 또한, 도금 후에 내식성이나 내지문성을 향상시키는 목적으로, 화성 처리 피막(chemical conversion film)을 도포해도 좋다. A plating layer may be formed on the surface of the steel sheet by adding a step of performing a surface treatment such as an electric plating treatment or a hot-dip plating treatment after the cold-rolled steel sheet annealing step. The plating layer is not limited to pure galvanizing or zinc-based alloy plating, and may be made of various plating layers that are conventionally formed on the surface of a steel sheet such as Al plating or Al alloy plating. In addition, a chemical conversion film may be applied for the purpose of improving corrosion resistance and transparency after plating.

또한, 상기와 같이 제조한 냉연 어닐링판 혹은 도금 강판에, 형상 교정, 표면 조도 등의 조정의 목적으로 조질 압연 또는 레벨러 가공을 행해도 좋다. 조질 압연 혹은 레벨러 가공의 연신율은 합계로 0.2∼15％의 범위 내인 것이 바람직하다. 0.2％ 미만에서는, 형상 교정, 조도 조정의 소기의 목적을 달성할 수 없다. 보다 바람직하게는, 1.3％ 이상이다. 한편, 15％를 초과하면, 현저한 연성 저하를 초래하는 경향이 있기 때문에 바람직하지 않다. Further, the cold rolling annealing plate or the coated steel sheet produced as described above may be subjected to temper rolling or leveling for the purpose of adjustment of shape correction, surface roughness, and the like. The elongation of the temper rolling or leveler working is preferably in the range of 0.2 to 15% in total. If it is less than 0.2%, the intended purpose of shape correction and roughness adjustment can not be achieved. More preferably, it is 1.3% or more. On the other hand, if it exceeds 15%, it tends to cause remarkable ductility deterioration.

실시예 Example

이하, 실시예에 의해, 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples.

표 1에 나타내는 여러 가지의 조성이 되는 용강을, 전로(converter)로 용제하여, 연속 주조법으로 강 슬래브로 했다. 이들 강 슬래브를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행하여 3.2㎜ 두께의 열연 강판으로 했다. 이들 열연 강판을, 산세정한 후, 50％의 압하율의 냉간 압연에 의해 1.6㎜ 두께의 as roll재로 했다. 이어서, 이들 as roll재에 연속 어닐링 라인에서, 820℃로 연속 어닐링을 행하여, 15℃/sec의 평균 냉각 속도로 냉각했다. 추가로, 얻어진 냉연 어닐링 강판에 연신률 1.3％의 조질 압연을 행했다. 또한, 일부의 as roll재는, 연속 용융 아연 도금 라인에서 810℃에서의 어닐링 후 용융 아연 도금을 행하여, 연신률 1.3％의 조질 압연을 행했다. 또한, 이때의 평균 냉각 속도는 10℃/sec였다. Molten steels having various compositions shown in Table 1 were melted by a converter and were made into a steel slab by a continuous casting method. These steel slabs were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm. These hot-rolled steel sheets were pickled and cold-rolled at a reduction ratio of 50% to obtain an as-rolled material having a thickness of 1.6 mm. Subsequently, these as roll materials were subjected to continuous annealing at 820 캜 in a continuous annealing line and cooled at an average cooling rate of 15 캜 / sec. Further, the obtained cold-rolled annealed steel sheet was subjected to temper rolling at an elongation of 1.3%. In addition, some as roll materials were subjected to hot-dip galvanizing after annealing at 810 占 폚 in a continuous hot-dip galvanizing line to perform temper rolling at an elongation of 1.3%. The average cooling rate at this time was 10 DEG C / sec.

Figure 112016048424733-pct00001
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이렇게 하여 얻어진 냉연 어닐링판, 용융 아연 도금 강판에 대해서, 인장 특성, 강 조직 및 집합 조직을 조사했다. The cold-rolled annealing plate and the hot-dip galvanized steel sheet thus obtained were examined for tensile properties, steel texture and texture.

(1) 인장 특성 (1) Tensile properties

얻어진 각 냉연 어닐링판의 압연 방향에 대하여 0°(L방향), 45°(D방향) 및 90°(C방향) 방향으로부터 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 크로스 헤드 속도 10㎜/분으로 인장 시험을 행하여, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 연신(El)을 구했다. 여기에서, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 연신(El), 항복비(YP/TS)의 대표값은, 0°방향으로부터 채취한 시험편의 값으로 했다. 항복 강도 300㎫ 이상을 합격으로 한다. JIS No. 5 tensile test specimens were taken from directions of 0 占 (L direction), 45 占 (D direction) and 90 占 (C direction) with respect to the rolling direction of each obtained cold-rolled annealing sheet, The yield strength (YP), the tensile strength (TS) and the elongation (El) were determined by performing a tensile test at a head speed of 10 mm / min. Here, typical values of the yield strength (YP), the tensile strength (TS), the elongation (El), and the yield ratio (YP / TS) were taken as the values of the test specimens taken from the 0 ° direction. Allow a yield strength of 300 MPa or more to pass.

또한, 연신의 면내 이방성의 지표로서, ΔEl을 이용했다. 이 ΔEl은, 연신의 면내 이방성을 나타내는 것이며, 다음 식 (1)로부터 산출했다. In addition,? EL was used as an index of in-plane anisotropy of stretching. This? El represents the in-plane anisotropy of stretching and is calculated from the following equation (1).

ΔEl＝(El0－2El45＋El90)/2…(1) ΔEl = (El 0 -2El 45 + El 90) / 2 ... (One)

단, El0, El45, El90은, 0°(L방향), 45°(D방향) 및 90°(C방향) 방향으로부터 채취한 시험편의 연신을 나타낸다. El 0 , El 45 and El 90 indicate elongation of the test piece taken from the 0 ° (L direction), 45 ° (D direction) and 90 ° (C direction) directions.

ΔEl이 －2.0％∼2.0％이면, 연신의 면내 이방성이 우수하다고 말할 수 있다. If? El is -2.0% to 2.0%, it can be said that the in-plane anisotropy of stretching is excellent.

(2) 강 조직, 집합 조직(2) Steel structures, aggregates

(a) 상의 체적분율 (a) volume fraction

각 상의 체적분율은, 포인트 카운트법(ASTM E562-83(1988)에 준거)에 의해 각 상의 면적률을 측정하고, 그 면적률을, 체적분율로 했다. 각 상의 면적률은, 얻어진 각 냉연 어닐링판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 수직 단면(L단면)에 대해서, 연마 후 나이탈(nital)로 부식하고, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 4000배로 관찰하여 상의 종류를 동정(同定)함과 함께, 마르텐사이트상의 면적률(마르텐사이트분율)을 구했다. 또한, 조직 사진에서, 흰 콘트라스트가 붙어 있는 입자를 마르텐사이트로 했다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 존재율(잔류 γ분율)은, 판두께 1/4면에 있어서의 판면의 X선 회절을 행하여, α상 (211), γ상 (220)의 적분 강도를 측정하고, 규격화하여 구했다. The volume fraction of each phase was measured by the point count method (according to ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio of each phase was determined as the volume fraction. The area ratio of each phase was determined by taking a specimen from each of the obtained cold-rolled annealing plates and corroding it with a vertical section (L section) parallel to the rolling direction, after polishing or nital, and measuring a scanning electron microscope (SEM) The area ratio of the martensite phase (martensite fraction) was obtained by identifying the kind of the phase by observation at 4000 times. Further, in the photograph of the tissue, the particles having a white contrast were regarded as martensite. The residual rate of the retained austenite phase (residual? Fraction) was measured by X-ray diffraction of the plate surface in the plate thickness 1/4 plane to measure the integrated intensity of? Phase 211 and? Phase 220, Standardized.

(b) 3차원 결정 방위 분포 함수 (b) a three-dimensional crystal orientation distribution function

얻어진 각 냉연 어닐링판의 판두께 1/4면에 있어서의 판면의 X선 회절을 행하고, 반사법에 의해 얻어진 (200), (211), (110)의 불완전 극점도로부터, 급수 전개법으로 3차원 결정 방위 분포 함수를 구하여, α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα 및, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ를 구하고, 평가했다. Iα가 2.0 이상 4.0 이하, Iγ가 2.0 이상 10 이하인 강판이, 연신의 면내 이방성이 작다. X-ray diffraction of the plate surface on the plate thickness 1/4 plane of each obtained cold-rolled annealing plate was carried out. From the incomplete pole diagrams of (200), (211) and (110) obtained by the reflection method, And the average crystal orientation density I alpha in the range of? = 25 to 35 of? Fibers (φ1 = 0 °, φ2 = 45 ° and φ = 0 ° to 55 °) obtaining the average crystal orientation density of the γ I (φ1 = 0 ° ~60 °, φ2 = 45 °, Φ = 55 °), was evaluated. A steel sheet having an I ? Of 2.0 or more and 4.0 or less and an I ? Of 2.0 or more and 10 or less has a small in-plane anisotropy in stretching.

결과를 표 3에 나타낸다. The results are shown in Table 3.

Figure 112016048424733-pct00003
Figure 112016048424733-pct00003

표 3으로부터 분명한 바와 같이, 본 발명의 강판인 강종 D, E, F, H, I, N, O, R은, YP≥300㎫, YR≥0.79의 고강도 그리고 고항복비 강판이다. 그리고, 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않고, 페라이트＋펄라이트＋시멘타이트로 이루어지는 조직을 갖고 있다. Iα가 2.0 이상 4.0 이하, Iγ가 2.0 이상 10 이하를 충족시키기 때문에, ΔEl이 －2.0％∼2.0％의 연신의 면내 이방성이 작은 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 강판 중에서도, 강종 D와 E를 비교하면, 시트 바를 수랭하여 마무리 압연 입측 온도가 1050℃ 이하이고, 마무리 온도가 890℃ 이하인 강종 E 쪽이, 보다 연신의 면내 이방성이 작은 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 강판 중에서도, 강종 O와 R을 비교하면, 동(同)성분임에도 불구하고, 강종 R 쪽이 저강도이고 저연성이 되어 있다. 이것은, 열간 압연의 냉각 속도가 높아, 조직이 불균일하게 되어 있기 때문이라고 생각된다. As is clear from Table 3, the steel sheets D, E, F, H, I, N, O and R of the present invention are high strength and high strength steel plates with YP? 300 MPa and YR? It does not contain martensite phase and retained austenite phase but has a structure composed of ferrite + pearlite + cementite. I ? Is not less than 2.0 and not more than 4.0, and I ? Satisfies not less than 2.0 and not more than 10, so that the in-plane anisotropy of elongation of? El is -2.0% to 2.0% is small. Among the steel sheets of the present invention, it is also found that the steel sheet E having the steel sheet inlet side temperature lower than or equal to 1050 DEG C and the finishing temperature lower than or equal to 890 DEG C has a smaller in- . Among the steel sheets of the present invention, when comparing the steel types O and R, the steel type R has low strength and low ductility even though it is the same component. This is presumably because the cooling rate of the hot rolling is high and the structure is uneven.

한편, 본 발명의 성분 범위로부터 벗어나는 강판인 강종 A, J는, YP가 300㎫ 미만의 저강도가 되어 버린다. 또한, 본 발명의 성분 범위로부터 벗어나는 강판인 강종 G, K, L, M은, 집합 조직 균형이 무너져 버려, 이방성이 커져 버린다. 특히, 마르텐사이트상이나 잔류 오스테나이트상을 포함하는 강판인 강종 G는, 이방성이 클 뿐만 아니라, YR이 낮아져 버린다. On the other hand, steel types A and J which are steel sheets deviating from the component range of the present invention have a low strength of YP less than 300 MPa. Further, the steel gauges G, K, L, and M, which are steel plates deviating from the component range of the present invention, lose the balance of the aggregate structure and become anisotropic. In particular, the steel grade G, which is a steel sheet containing a martensite phase or a residual austenite phase, not only has a large anisotropy but also lowers YR.

또한, 본 발명의 성분 범위 내라도 강종 B, C, P, Q는, 슬래브 가열 온도나 냉각 개시 시간 등의 제조 조건이 본 발명의 범위를 충족시키고 있지 않기 때문에, 집합 조직 균형이 무너져 버려, 이방성이 커져 버린다. Even in the component range of the present invention, since the manufacturing conditions such as the slab heating temperature and the cooling start time do not satisfy the range of the present invention, the aggregate structure balance is broken and the anisotropic .

Claims (8)

질량％로, C: 0.040∼0.090％, Si: 0.20％ 이하, Mn: 0.50∼0.99％, P: 0.050％ 이하, S: 0.03％ 이하, sol.Al: 0.01∼0.09％, N: 0.005％ 이하, Nb: 0.015∼0.040％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 마르텐사이트상(相) 및 잔류 오스테나이트상을 포함하지 않고, 강판의 1/4 판두께 위치에 있어서의 판면의 집합 조직에 있어서, ODF(결정 방위 분포 함수)로 나타나는 α파이버(φ1＝0°, φ2＝45°, Φ＝0°∼55°) 중 Φ＝25°∼35°의 범위에서의 평균 결정 방위 밀도 Iα가 2.0 이상 4.0 이하이고, γ파이버(φ1＝0°∼60°, φ2＝45°, Φ＝55°)의 평균 결정 방위 밀도 Iγ가 2.0 이상 10 이하이며,
하기 (1)식으로 나타나는 ΔEl이 －2.0％∼2.0％인 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판.
ΔEl＝(El0－2El45＋El90)/2…(1)
단, El0, El45 및 El90은, 강판의 압연 방향에 대하여 0°, 45° 및 90°의 방향에서 측정한 파단 연신의 값으로 한다. The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein C is 0.040 to 0.090%, Si is 0.20% or less, Mn is 0.50 to 0.99%, P is 0.050 or less, S is 0.03 or less, 0.01 to 0.09% , And Nb: 0.015 to 0.040%, the balance being Fe and inevitable impurities, and not including the martensite phase and the retained austenite phase, and the plate surface at the 1/4 sheet thickness position of the steel sheet An average crystal in a range of? = 25 to 35 of? Fibers (? 1 = 0,? 2 = 45,? = 0 to 55) represented by ODF (crystal orientation distribution function) It is not more than 4.0, the orientation density of more than 2.0 I α, and γ fiber (φ1 = 0 ° ~60 °, φ2 = 45 °, Φ = 55 °) less than the average crystal orientation density 10 I γ is 2.0 or more of,
A high strength steel sheet having a small in-plane anisotropy in elongation with? El of -2.0% to 2.0% expressed by the following formula (1).
ΔEl = (El 0 -2El 45 + El 90) / 2 ... (One)
El 0 , El 45 and El 90 are values of fracture elongation measured in the directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction of the steel sheet. 삭제delete 제1항에 있어서,
항복 강도 YP와 인장 강도 TS의 비(比)인 항복비 YR(YR＝YP/TS)이 0.79 이상인 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. The method according to claim 1,
A high strength steel sheet with a small in-plane anisotropy in elongation with a yield ratio YR (YR = YP / TS) of 0.79 or more, which is a ratio of the yield strength YP to the tensile strength TS. 제1항 또는 제3항에 있어서,
표면에 아연계 도금 피막을 갖는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판. The method according to claim 1 or 3,
A high-strength steel sheet having a small in-plane anisotropy of stretching having a zinc plated film on its surface. 제1항에 기재된 성분 조성을 갖는 강(鋼) 슬래브를 준비하고, 상기 강 슬래브를 가열하여, 슬래브 가열 온도 1150℃ 이상의 온도역에서 60분 이상 유지한 후, 조압연을 행하고, 그 후 마무리 압연 온도를 820∼920℃로 마무리 압연의 최종 패스 압연율을 15∼25％로 마무리 압연을 행하여, 마무리 압연 후 2초 이내에 수랭을 개시하여 냉각하고, 열연 강판을 제조한 후, 상기 열연 강판에 산세정 및 냉간 압연을 행하고, 그 후 어닐링을 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. A steel slab having the composition according to claim 1 was prepared and the steel slab was heated to maintain the slab at a temperature of 1150 DEG C or higher for 60 minutes or longer and then subjected to rough rolling and then to finish rolling Is subjected to finish rolling at a final pass rolling rate of 15 to 25% of finish rolling at 820 to 920 占 폚 to initiate water cooling within 2 seconds after finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet, And cold rolling, and thereafter annealing is performed, the in-plane anisotropy of stretching is small. 제5항에 있어서,
상기 조압연 후, 수랭에 의해 마무리 압연 입측 온도를 1050℃ 이하로 한 후, 상기 마무리 압연을 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. 6. The method of claim 5,
The method comprising the steps of, after the rough rolling, cooling the ingot inlet side temperature to 1050 占 폚 or less by water cooling, and thereafter reducing the in-plane anisotropy of stretching in which the finish rolling is performed. 제5항 또는 제6항에 있어서,
어닐링 후의 강판에 아연 도금 처리를 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법. The method according to claim 5 or 6,
A method of manufacturing a high strength steel sheet having a reduced in-plane anisotropy in stretching that performs a galvanizing treatment on a steel sheet after annealing. 제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 마무리 압연의 최종 패스 압연율을 15~23%로 마무리 압연을 행하는 연신의 면내 이방성이 작은 고강도 강판의 제조 방법.The method according to claim 5 or 6,
Wherein the final pass rolling rate of the finish rolling is 15 to 23%, and the in-plane anisotropy of stretching is small when the finish rolling is performed.
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180135146A1 (en) * 2015-05-26 2018-05-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method of production of same
US10941461B2 (en) 2016-03-31 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet
US11453923B2 (en) 2016-09-20 2022-09-27 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for manufacturing flat steel products and flat steel product
JP6414246B2 (en) 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 High strength steel plate and manufacturing method thereof
CN113718167B (en) * 2020-05-25 2022-07-15 上海梅山钢铁股份有限公司 Hot-dip aluminum-zinc steel plate with yield strength of 330MPa for liquid crystal backboard

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007162089A (en) 2005-12-15 2007-06-28 Jfe Steel Kk Method for manufacturing surface-treated steel sheet for fuel tank
JP2011144414A (en) * 2010-01-13 2011-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd Cold rolled steel sheet and method for producing the same
JP2012158797A (en) 2011-01-31 2012-08-23 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP2012219284A (en) * 2011-04-04 2012-11-12 Nippon Steel Corp High-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability and method for manufacturing the same

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4042560B2 (en) 2002-12-18 2008-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 Cold rolled steel sheet for automotive outer panel components with excellent bake hardenability and small in-plane anisotropy and method for producing the same
JP5217395B2 (en) * 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 High strength cold-rolled steel sheet with small in-plane anisotropy of elongation and method for producing the same
JP5807368B2 (en) * 2010-06-16 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 High-strength cold-rolled steel sheet having a very high uniform elongation in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction and a method for producing the same
TWI548756B (en) * 2011-07-27 2016-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength cold rolled steel sheet with excellent extension flangeability and precision punching and its manufacturing method
CA2850462C (en) * 2011-09-30 2016-10-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007162089A (en) 2005-12-15 2007-06-28 Jfe Steel Kk Method for manufacturing surface-treated steel sheet for fuel tank
JP2011144414A (en) * 2010-01-13 2011-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd Cold rolled steel sheet and method for producing the same
JP2012158797A (en) 2011-01-31 2012-08-23 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP2012219284A (en) * 2011-04-04 2012-11-12 Nippon Steel Corp High-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability and method for manufacturing the same

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