KR102485631B1

KR102485631B1 - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102485631B1
Application number: KR1020217020453A
Authority: KR
Inventors: 마사히로 구보; 히로유키 가와타; 마사히로 사이토; 겐이치로 오츠카; 마사후미 아즈마
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2019-01-07
Filing date: 2020-01-07
Publication date: 2023-01-06
Also published as: EP3910082A1; JP6809651B2; WO2020145259A1; US11859260B2; CN113260721A; CN113260721B; EP3910082A4; US20220074015A1; MX2021008066A; EP3910082B1; JPWO2020145259A1; KR20210096227A

Abstract

이 강판은 소정의 화학 조성을 갖고, 표면∼상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위인 표층 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 1.0∼15.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위인 내부 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 5.0∼25.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표층 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율이, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율보다 작고, 상기 표층 영역에 있어서, 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 0.5∼4.0㎛이고, 상기 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함된다.

Description

강판 및 그 제조 방법

본 발명은 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은 2019년 01월 07일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2019-000671호에 기초하여 우선권을 주장하며, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 환경 보호를 위해 자동차의 연비 향상이 요구되고 있다. 자동차의 연비 향상에 관하여, 자동차용 강판에 대해서는 안전성을 확보하면서 차체를 경량화하기 위해, 한층 더한 고강도화가 요구되고 있다. 이러한 고강도화의 요구는, 구조 부재인 멤버나 필러 등에 머무르지 않고, 자동차의 외판 부품(루프, 후드, 펜더, 도어 등)에 대해서도 높아지고 있다. 이러한 요구에 대해서는, 강도와 신장(성형성)의 양립을 목적으로 한 재료 개발이 행해져 왔다.

한편, 자동차의 외판 부품의 조형은 점점 복잡화되는 경향에 있다. 경량화를 위해 강판을 고강도화하여 박육화하면, 복잡한 형상으로 성형하였을 때 강판의 표면에 요철이 생기기 쉬워진다. 표면에 요철이 생기면, 성형 후의 외관이 저하된다. 외판 패널 부품은 강도 등의 특성뿐만 아니라, 의장성 및 면 품질도 중요하므로, 성형 후 외관이 우수한 것이 요구된다. 여기서 말하는 성형 후에 생기는 요철이란, 제조 후의 강판 표면에 요철이 없어도 성형을 함으로써 성형 부품의 표면에 생기는 요철이며, 강판의 성형성을 높였다고 해도 반드시 발생이 억제되는 것은 아니므로, 고강도 강판을 자동차의 외판 패널에 적용함에 있어서 큰 과제였다.

외판 패널에 적용되는 강판의, 성형 후 외관과 재료 특성의 관련성에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1에는 돌출 가공 후의 표면 성상을 개선하기 위해, 강판 표면에 평행인 {001}면으로부터 ±15°이내의 결정 방위를 갖는 결정의 면적분율을 0.25 이하로 하고, 당해 결정의 평균 입경을 25㎛ 이하로 한 페라이트계 박강판이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌 1은, C 함유량이 0.0060％ 이하인 페라이트계 박강판에 관한 것이다. 강판을 고강도화하기 위해서는, C 함유량을 높이고, 조직을 페라이트와 경질상으로 이루어지는 복상 조직으로 하는 것이 유효하기는 하지만, 본 발명자들이 검토한 결과, 복상 조직을 얻기 위해 C 함유량을 높인 경우, 특허문헌 1에 기재되는 바와 같은 강판 표면에 평행인 {001}면으로부터 ±15°이내의 결정 방위를 갖는 결정의 면적분율을 저감할 수는 없음을 알 수 있었다. 즉, 특허문헌 1의 방법으로는, 고강도화와 가공 후의 표면 성상의 개선(요철의 발생 억제)을 동시에 달성하는 것은 불가능하다.

예를 들어 특허문헌 2에는, 페라이트와 제2 상을 갖는 복상 조직강이 개시되고, 성형 시의 면 변형 대책으로서 항복점을 낮추는 것이 유효하다는 것이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에는, 표면 거칠음이나 모양 대책의 관점에서의 성형 후 외관과 조직의 관계에 대해서는 개시되어 있지 않다.

즉, 종래, 성형 후의 표면 거칠음이나 모양 결함을 개선한 고강도의 복상 조직강에 대해서는 제안되어 있지 않았다.

일본 특허 공개 제2016-156079호 공보 국제 공개 제2013/046476호

본 발명은 상기 과제를 감안하여 이루어졌다. 본 발명은 성형 시의 표면 요철의 발생이 억제되는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 검토하였다. 특히, 제조한 강판의 표면 요철이나 성형 후의 표면 요철에 미치는 강판의 마이크로 조직이나 집합 조직의 관계에 착안하여 예의 조사한 바, i) 제조 후의 강판 표면에 요철이 없어도 성형 후에 요철이 발생하고, ii) 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위의 변형의 불균일에 의해 성형 후의 표면 요철은 발생하며, iii) 변형이 불균일해지는 원인은 경질 조직의 불균일한 분산이나 특정 집합 조직의 발달에 원인이 있음을 발견하였다.

또한, 본 발명자들이 더 검토를 행한 결과, 강도와 성형성의 양립에는 페라이트와 제2 상으로 이루어지는 DP강으로 하는 것이 바람직하며, 표면으로부터 판 두께 방향으로 0∼20㎛의 범위(표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위)인 표층 영역의 금속 조직에 있어서, 제2 상의 분율, 제2 상의 평균 결정 입경, 페라이트의 집합 조직을 강판 내부와 다른 금속 조직으로 함으로써, 강도를 확보하면서, 성형 시의 표면 요철의 발생을 억제하여 성형 후 외관(표면 품위)이 우수한 강판이 얻어지는 것을 본 발명자들은 발견하였다.

또한, 본 발명자들이 검토한 결과, 표층 영역의 금속 조직을 제어하기 위해서는, 냉간 압연 후가 아니라 열간 압연 후에 변형을 부여하고, 그 가공량에 따라, 그 후의 냉연율 및 열처리 조건을 설정하는 것이 유효한 것을 발견하였다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.050％ 이상 0.145％ 이하, Mn: 0.70％ 이상 2.25％ 이하, Al 및 Si의 합계: 0.60％ 이하, P: 0.030％ 이하, S: 0.020％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Mo: 0％ 이상 0.80％ 이하, B: 0％ 이상 0.0050％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.200％ 이하, Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하, Cr: 0％ 이상 0.700％ 이하 및 Ni: 0％ 이상 0.200％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고, 표면∼상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위인 표층 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 1.0∼15.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위인 내부 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 5.0∼25.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표층 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율이, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율보다 작고, 상기 표층 영역에 있어서, 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 0.5∼4.0㎛이고, 상기 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함된다.

[2] 상기 [1]에 기재된 강판은, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 1.0∼5.0㎛이며, 또한 상기 표층 영역에 있어서의 상기 제2 상의 상기 평균 결정 입경보다 커도 된다.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Mo: 0.001％ 이상 0.80％ 이하, B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하, Ti: 0.001％ 이상 0.200％ 이하, Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하, Cr: 0.001％ 이상 0.700％ 이하 및 Ni: 0.001％ 이상 0.200％ 이하 중 어느 1종 이상을 포함해도 된다.

[4] 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이 하기 식 (1)을 만족시키고, 인장 강도가 550MPa 이상이고, 판 두께가 0.10mm 이상 0.55mm 이하, 판 폭이 1300mm 이상 2000mm 이하여도 된다.

7.00≥[C]×20+[Si]×3.0+[Mn]×2.0+[Al]×2.0+[Cr]+[Ti]×20+[Nb]×40+[Mo]×2.0+[Ni]×2.0+[B]×200 … (1)

단, 상기 식 (1) 중의 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 표층 영역에 있어서의 상기 제2 상이 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 1종 이상으로 이루어져도 된다.

[6] 상기 [1] 내지 [5] 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 표면에 도금층을 가져도 된다.

[7] 본 발명의 다른 양태에 관한 강판의 제조 방법은, 상기 [1]에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 1000℃ 이상으로 가열하는 가열 공정과, 상기 강편을 압연 종료 온도가 950℃ 이하로 되도록 열간 압연하여 열연강판을 얻는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판에, 표면에 있어서의 잔류 응력인 σ_s가 절댓값으로 165∼400MPa로 되도록 응력을 부여하는 응력 부여 공정과, 상기 응력 부여 공정 후의 상기 열연강판에, 누적 압하율인 R_CR이 70∼90％인 냉간 압연을 행하여 냉연강판을 얻는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연강판에, 300℃∼하기 식 (2)를 만족시키는 균열 온도 T1℃까지의 평균 가열 속도가 1.5∼10.0℃/초로 되도록 가열한 후, 상기 균열 온도 T1℃에서 30∼150초 유지하는 어닐링을 행하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연강판을, 상기 균열 온도 T1℃∼650℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0∼10.0℃/초로 되도록 550℃∼650℃의 온도 영역까지 냉각한 후, 평균 냉각 속도가 5.0∼500.0℃/초로 되도록 200∼490℃의 온도 영역까지 냉각하는 냉각 공정을 구비한다.

1275-25×ln(σ_s)-4.5×R_CR≤T1≤1275-25×ln(σ_s)-4×R_CR … (2)

[8] 상기 [7]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 응력 부여 공정을 40∼500℃에서 행해도 된다.

[9] 상기 [7] 또는 [8]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정에 있어서, 마무리 압연 개시 온도가 850℃ 이하여도 된다.

[10] 상기 [7] 내지 [9] 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 냉각 공정 후의 상기 냉연강판을 200∼490℃의 온도 영역에서 30∼600초 유지하는 유지 공정을 더 구비해도 된다.

본 발명의 상기 양태의 강판에서는, 종래의 재료와 비교하여, 프레스 변형에서 생기는 여러 변형 후에도 표면 요철의 발생이 억제된다. 그 때문에, 본 발명의 상기 양태의 강판은 성형 후의 표면의 미려성이 우수하며, 도장의 선예성, 의장성의 향상에 공헌할 수 있다. 또한, 본 발명의 상기 양태의 강판은 고강도이며, 자동차의 한층 더한 경량화에 공헌할 수 있다. 본 발명에 있어서, 고강도란 550MPa 이상의 인장 강도를 갖는 것을 의미한다.

또한, 본 발명의 상기 양태의 강판의 제조 방법에 따르면, 프레스 변형에서 생기는 여러 변형 후에도 표면 요철의 발생이 억제되는 고강도 강판을 제조할 수 있다.

도 1은 성형 후의 표면 성상과 집합 조직 파라미터의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명의 일 실시 형태에 관한 강판(본 실시 형태에 관한 강판)은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.050％ 이상 0.145％ 이하, Mn: 0.70％ 이상 2.25％ 이하, Al 및 Si의 합계: 0.60％ 이하, P: 0.030％ 이하, S: 0.020％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Mo: 0％ 이상 0.80％ 이하, B: 0％ 이상 0.0050％ 이하, Ti: 0％ 이상 0.200％ 이하, Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하, Cr: 0％ 이상 0.700％ 이하 및 Ni: 0％ 이상 0.200％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어진다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판은, 표면∼상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위인 표층 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 1.0∼15.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위인 내부 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 5.0∼25.0％의 제2 상으로 이루어지고, 상기 표층 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율이, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율보다 작다.

또한, 본 실시 형태에 관한 강판은, 상기 표층 영역에 있어서, 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 0.5∼4.0㎛이고, 상기 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함된다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 1.0∼5.0㎛이며, 또한 상기 표층 영역에 있어서의 상기 제2 상의 상기 평균 결정 입경보다 큰 것이 바람직하다.

이하, 본 실시 형태에 관한 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 단, 본 발명은 본 실시 형태에 개시된 구성에만 제한되지 않고, 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에 있어서 다양한 변경이 가능하다. 이하에 기재하는 수치 한정 범위에는 하한값 및 상한값이 그 범위에 포함된다. 「초과」, 「미만」으로 나타내는 수치에는, 그 값이 수치 범위에 포함되지 않는다. 화학 조성에 대한 ％는 모두 질량％를 나타낸다. 우선, 본 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다.

<화학 조성에 대하여>

[C: 0.050％ 이상 0.145％ 이하]

C(탄소)는 강판의 강도를 높이는 원소이며, 제2 상의 체적분율을 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 원하는 제2 상의 체적분율을 확보하기 위해, C 함유량을 0.050％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.070％ 이상이다.

한편, C 함유량이 0.145％ 초과로 되면, 경질상(제2 상)에 있어서의 입자의 수가 증대되어, 경질상이 연결되기 쉬워진다. 연결된 경질상 이외의 부분은 성형 시에는 변형이 촉진되므로, 경질상의 입자가 불균일하게 분산되어 있는 경우에는, 성형 후의 표면의 모양 결함이 발생하기 쉬워진다. 또한, C 함유량이 0.145％ 초과로 되면, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대되어, 생산성이 저하되는 데다가, 강판의 성형성 및 용접성이 악화된다. 그 때문에, C 함유량을 0.145％ 이하로 한다. 바람직하게는 C 함유량은 0.130％ 이하, 보다 바람직하게는 0.110％ 이하이다.

[Mn: 0.70％ 이상 2.25％ 이하]

Mn(망간)은 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 또한, Mn은 강 중의 S(황)를 MnS 등으로서 고정함으로써, 열간 압연 시의 균열을 방지하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 0.70％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.90％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 2.25％를 초과하면, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대되어, 생산성이 저하된다. 또한, Mn의 편석이 발생하기 쉬워지므로, 어닐링 후에 경질상이 응집하여 성형 후의 표면의 모양 결함이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, Mn 함유량을 2.25％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.00％ 이하, 보다 바람직하게는 1.75％ 이하이다.

[Al 및 Si의 합계: 0.60％ 이하]

Al(알루미늄)은 강의 탈산 원소이며, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 또한, Si(규소)는 강의 탈산 원소이며, 강판의 기계적 강도를 높이는 데 유효한 원소이다. 그러나, Al 및 Si의 합계 함유량이 0.60％ 초과로 되면, 생산 시에 있어서의 스케일 박리성이 저하되어, 제품에 표면 결함이 발생하기 쉬워진다. 또한, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대되어, 생산성이 저하된다. 또한, 강판의 용접성 및 변형능이 저하된다. 그 때문에, Al 및 Si의 합계 함유량을 0.60％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

또한, Si 함유량을 0.10％ 이하로 함으로써, 생산 시에 있어서의 스케일 박리성을 향상시킬 수 있고, 제품에 있어서의 표면 결함의 발생을 억제할 수 있다. 그 때문에, Si 함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

[P: 0.030％ 이하]

P(인)는 불순물이다. P를 과잉으로 강 중에 함유하면, 열간 압연 또는 냉간 압연 시의 균열이 조장되는 데다가, 강판의 연성 및 용접성이 저하된다. 그 때문에, P 함유량을 0.030％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 P 함유량을 0.020％ 이하로 제한한다. P 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로 0％여도 되지만, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, P 함유량을 0.0005％ 이상으로 해도 된다.

[S: 0.020％ 이하]

S(황)는 불순물이다. S를 과잉으로 강 중에 함유하면, 열간 압연에 의해 신장된 MnS가 생성되어, 강판의 변형능이 저하된다. 그 때문에, S 함유량을 0.020％ 이하로 제한한다. S 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로 0％여도 되지만, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, S 함유량을 0.0005％ 이상으로 해도 된다.

[N: 0.0050％ 이하]

N(질소)은 불순물이며, 강판의 변형능을 저하시키는 원소이다. 따라서, N 함유량을 0.0050％ 이하로 제한한다. N 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로 0％여도 된다. 그러나, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, N 함유량을 0.0005％ 이상으로 해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 상기 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어져 있어도 된다. 그러나, 각종 특성을 향상시키기 위해, 이하에 나타내는 원소(임의 원소)를 Fe의 일부 대신에 함유시켜도 된다. 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 임의 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없으므로, 이들 임의 원소의 함유량의 하한은 모두 0％이다. 불순물이란, 강판의 제조 과정에 있어서, 원료로부터 또는 그 밖의 제조 공정으로부터 의도하지 않게 포함되는 성분을 말한다.

[Mo: 0％ 이상 0.80％ 이하]

Mo(몰리브덴)는 강판의 기계적 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Mo 함유량이 Mn 함유량보다 적은 경우, Mn에 비하여 편석되기 어려운 원소이며, 경질상의 균일한 분산에 기여한다. 그 때문에, Mo를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Mo 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Mo 함유량이 과잉이 되면, 강판의 변형능이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, 함유시키는 경우라도 Mo 함유량을 0.80％ 이하로 한다. 또한, Mo는 고가의 원소이며, Mo 함유량의 증가는 합금 비용의 증대를 초래한다. 이 관점에서, Mo 함유량을 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[B: 0％ 이상 0.0050％ 이하]

B(붕소)는 강 중의 탄소 및 질소를 고정하여 미세한 탄질화물을 생성하는 원소이다. 미세한 탄질화물은 강의 석출 강화, 조직 제어, 세립 강화 등에 기여한다. 그 때문에, B를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, B 함유량이 0.0050％를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강판의 가공성(변형능)이 저하되는 경우가 있다. 또한, B를 함유시킴으로써 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도가 증가하므로, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대된다. 그 때문에, B를 함유시키는 경우, B 함유량을 0.0050％ 이하로 한다.

또한, Al 함유량을 0.10％ 이상으로 한 후에, B 함유량을 0.0010％ 이상 0.0030％ 이하로 함으로써, 냉연 하중을 저감시키면서, 강판의 강도를 보다 효율적으로 향상시킬 수 있다. 그 때문에, Al 함유량을 0.10％ 이상, 또한 B 함유량을 0.0010％ 이상 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 상술한 Si와의 합계량의 관계로, Al 함유량의 상한은 0.50％로 하면 된다.

[Ti: 0％ 이상 0.200％ 이하]

Ti(티타늄)는 강 중의 탄소 및 질소를 고정하여 미세한 탄질화물을 생성하는 원소이다. 미세한 탄질화물은 강의 석출 강화, 조직 제어, 세립 강화 등에 기여한다. 그 때문에, Ti를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ti 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ti 함유량이 0.200％를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도가 증가하여, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대된다. 이 때문에, Ti를 함유시키는 경우라도 Ti 함유량을 0.200％ 이하로 한다.

[Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하]

Nb(니오븀)는 강 중의 탄소 및 질소를 고정하여 미세한 탄질화물을 생성하는 원소이다. 미세한 Nb의 탄질화물은 강의 석출 강화, 조직 제어, 세립 강화 등에 기여한다. 그 때문에, Nb를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Nb 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면, 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도가 증가하여, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대된다. 이 때문에, Nb를 함유시키는 경우라도 Nb 함유량을 0.100％ 이하로 한다.

[Cr: 0％ 이상 0.700％ 이하]

Cr(크롬)은 강판의 기계적 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Cr을 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Cr 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Cr 함유량이 과잉이 되면, 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도가 증가하여, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대된다. 또한, Cr을 과잉으로 함유시키면, 합금 비용이 증대된다. 이 때문에, Cr을 함유시키는 경우라도 Cr 함유량을 0.700％ 이하로 한다.

[Ni: 0％ 이상 0.200％ 이하]

Ni(니켈)는 강판의 기계적 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 때문에, Ni를 필요에 따라 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻는 경우, Ni 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, Ni 함유량이 과잉이 되면, 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도가 증가하여, 고압하율로 냉간 압연을 행할 때의 냉연 하중이 증대된다. 또한, Ni를 과잉으로 함유시키면, 합금 비용이 증대된다. 이 때문에, Ni를 함유시키는 경우라도 Ni 함유량을 0.200％ 이하로 한다.

상술한 강판의 화학 조성은 일반적인 분석 방법에 의해 측정하면 된다. 예를 들어, ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)를 사용하여 측정하면 된다. C 및 S는 연소-적외선 흡수법을 사용하여, N은 불활성 가스 융해-열전도도법을 사용하여 측정하면 된다. 강판이 표면에 도금층을 구비하는 경우에는, 기계 연삭에 의해 표면의 도금층을 제거하고 나서, 화학 조성의 분석을 행하면 된다.

<표층 영역의 금속 조직에 대하여>

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 판 두께를 t라고 하였을 때, 표면으로부터 판 두께 방향으로 t/4까지의 깊이 범위를 2개의 영역으로 나누어, 표면을 시점으로 하여 깊이 방향으로 20㎛의 깊이 위치를 종점으로 하는 깊이 범위를 표층 영역, 표층 영역보다 강판의 중심측의 범위를 내부 영역으로 한다.

본 발명자들이 검토한 결과, 성형 시의 표면 요철의 발생은, 미크로 영역 내에서의 강도의 불균일에 기인하는 성형 시의 불균일 변형에 의해 발생하는 것을 알 수 있었다. 특히, 표면의 요철 발생에 관해서는, 표면으로부터 판 두께 방향으로 0∼20㎛의 범위(표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위)인 표층 영역의 금속 조직의 영향이 큰 것을 알 수 있었다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 표층 영역의 금속 조직을 이하와 같이 제어한다.

[페라이트와, 체적분율로 1.0∼15.0％의 제2 상으로 이루어지고, 제2 상의 체적분율이 내부 영역의 제2 상의 체적분율보다 작다]

표층 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율이 1.0％ 미만이면, 강판의 강도가 충분히 향상되지 않는다. 그 때문에, 제2 상의 체적분율을 1.0％ 이상으로 한다. 한편, 제2 상의 체적분율이 15.0％를 초과하면, 경질상이 불균일하게 분산되기 쉬워지므로, 성형 시의 표면 요철이 발생하고, 성형 후의 외관이 저하된다.

또한, 표층 영역의 금속 조직에 있어서의 제2 상의 체적분율은, 내부 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율보다 작게 한다. 표층에 있어서의 제2 상의 체적분율을 내부 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율보다 작게 하고, 또한 후술하는 바와 같이 내부 영역에 있어서의 체적분율을 크게 함으로써 비로소, 표면 요철의 발생 억제와 재료 강도를 양립시킬 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 표층 영역에 있어서의 제2 상은 페라이트 이외의 경질 조직이며, 예를 들어 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 1종 이상이다. 강도의 향상의 점에서는, 표층 영역에 있어서의 제2 상은 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 이상으로 이루어지는 것이 바람직하고, 마르텐사이트로 이루어지는 것이 보다 바람직하다.

표층 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율은, 이하의 방법으로 구할 수 있다.

얻어진 강판의 판 폭 W의 W/4 위치 혹은 3W/4 위치(즉, 강판의 어느 폭 방향 단부로부터 폭 방향으로 W/4의 위치)로부터 금속 조직(마이크로 조직) 관찰용 시료(사이즈는 대체로 압연 방향으로 20mm×폭 방향으로 20mm×강판의 두께)를 채취하고, 광학 현미경을 사용하여 표면으로부터 판 두께 1/4 두께에 있어서의 금속 조직(마이크로 조직)의 관찰을 행하여, 강판의 표면(도금이 존재하는 경우에는 도금층을 제외한 표면)으로부터 20㎛까지의 제2 상의 면적분율을 산출한다. 시료의 조정으로서, 압연 직각 방향의 판 두께 단면을 관찰면으로서 연마하고, 레페라 시약으로 에칭한다.

배율 500배의 광학 현미경 사진으로부터 「마이크로 조직」을 분류한다. 레페라 부식 후에 광학 현미경 관찰을 행하면, 예를 들어 베이나이트는 흑색, 마르텐사이트(템퍼링 마르텐사이트를 포함함)는 백색, 페라이트는 회색으로, 각 조직이 색 구분되어 관찰되므로, 페라이트와 그 이외의 경질 조직의 판별을 용이하게 행할 수 있다. 광학 현미경 사진에서, 페라이트를 나타내는 회색 이외의 영역이 제2 상이다.

레페라 시약으로 에칭한 강판의 표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 영역에 있어서 500배의 배율로 10시야 관찰하고, 얻어진 광학 현미경 사진의 강판의 표면으로부터 20㎛의 영역 부분을 지정하여, Adobe사제 「Photoshop CS5」의 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 화상 해석을 행하고, 제2 상의 면적분율을 구한다. 화상 해석 방법으로서, 예를 들어 화상의 최대 명도값 L_max와 최소 명도값 L_min을 화상으로부터 취득하여, 명도가 L_max-0.3×(L_max-L_min)에서부터 L_max까지의 화소를 갖는 부분을 백색 영역, L_min에서부터 L_min+0.3×(L_max-L_min)의 화소를 갖는 부분을 흑색 영역, 그 이외의 부분을 회색 영역으로 정의하고, 회색 영역 이외의 영역인 제2 상의 면적분율을 산출한다. 합계 10개소의 관찰 시야에 대하여, 상기와 마찬가지로 화상 해석을 행하여 제2 상의 면적분율을 측정하고, 이들의 면적분율을 평균하여 평균값을 산출한다. 면적분율은 체적분율과 동등하다고 보고, 이 평균값을 표층 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율로 한다.

[제2 상의 평균 결정 입경이 0.5∼4.0㎛]

제2 상의 평균 결정 입경이 4.0㎛를 초과하면, 성형 후의 외관이 저하된다. 그 때문에, 표층 영역에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경을 4.0㎛ 이하로 한다.

한편, 제2 상의 평균 결정 입경이 0.5㎛ 미만이면, 제2 상의 입자가 응집하여 생성되기 쉬워진다. 제2 상의 개개 입자가 작아도 응집하여 생성되면 성형 후의 외관이 저하된다. 그 때문에, 표층 영역에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경을 0.5㎛ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.0㎛ 이상이다.

표층 영역에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경은, 이하의 방법으로 구할 수 있다.

상기와 마찬가지로, 레페라 시약으로 에칭한 강판의 표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 영역에 있어서 500배의 배율로 10시야 관찰하고, 광학 현미경 사진의 강판의 (표면으로부터 20㎛)×200㎛의 영역을 선택하여, Adobe사제 「Photoshop CS5」의 화상 해석 소프트웨어를 사용하여 상기와 마찬가지로 화상 해석을 행하고, 제2 상이 차지하는 면적분율과 제2 상의 입자수를 각각 산출한다. 그것들을 합산하고, 제2 상이 차지하는 면적분율을 제2 상의 입자수로 나눔으로써, 제2 상의 입자당 평균 면적분율을 산출한다. 이 평균 면적분율과 입자수로부터 원 상당 직경을 산출하고, 얻어진 원 상당 직경을 제2 상의 평균 결정 입경으로 한다.

[표층 영역에 있어서, 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비인 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함된다]

표층 영역에 있어서, 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비(X선 랜덤 강도비의 최댓값의 비)인 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50으로 되는 집합 조직이 포함됨으로써, 성형 후의 외관이 향상된다. 이 이유는 명백하지는 않지만, 제2 상의 존재 형태와 페라이트의 결정 방위 분포의 상호 작용에 의해, 표면에 있어서의 불균일 변형이 억제되기 때문이라고 생각된다.

X_{ODF{001}/{111}}이 0.70 미만이면, 재료(강판)의 결정별 방위 분포와 강도차에 기인한 불균일 변형이 발생하기 쉽고, 페라이트의 {001} 근방 방위로의 변형 집중이 현저하게 된다. 한편, X_{ODF{001}/{111}}이 2.50 초과로 되어도 재료의 결정별 방위 분포와 강도차에 기인한 불균일 변형이 발생하기 쉽고, 페라이트와 제2 상의 경계, 및 페라이트의 {111} 근방 방위의 결정립과 다른 방위의 결정립의 경계로의 불균일 변형이 발생하기 쉬워, 표면의 요철이 발달하기 쉬워진다고 생각된다.

또한, 표층 영역의 페라이트 X_{ODF{001}/{111}}과 내부 영역의 페라이트 X_{ODF{001}/{111}}의 차가 -0.30∼0.40이면, 판 두께 방향의 페라이트에 있어서의 변형 불균일이 억제되어, 재료의 가공 경화 특성의 향상에 기여한다고 생각되기 때문에 보다 바람직하다.

표층 영역의 페라이트에 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함되는지 여부는, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)법을 사용하여, 이하의 요령으로 구할 수 있다.

EBSD법에 제공하는 시료에 대해서는, 강판을 기계 연삭에 의해 연마하고, 다음에 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거함과 동시에 표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위를 포함하는 판 두께 방향 단면이 측정면으로 되도록 시료를 조정하고, 집합 조직을 측정한다. 판 폭 방향의 시료 채취 위치에 대해서는, W/4 혹은 3W/4의 판 폭 위치(강판의 단부면으로부터 강판의 판 폭의 1/4의 거리만큼 이격된 위치) 근방에서 시료를 채취한다.

시료의 강판의 표면∼표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛까지의 영역을, 0.5㎛ 이하의 피치로 EBSD법에 의해 결정 방위 분포를 측정한다. EBSP-OIM(등록 상표, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)으로 분석 가능한 IQ(Image Quality)값 맵을 사용하여 페라이트를 추출한다. 페라이트는 IQ값이 크다고 하는 특징이 있으므로, 이 방법에 의해 간이하게 다른 금속 조직과의 분별이 가능하다. 전술한 레페라 부식에 의한 마이크로 조직 관찰에 의해 산출한 페라이트의 면적분율과, IQ값을 기준으로 산출한 페라이트의 면적분율이 일치하도록 IQ값의 역치를 설정한다.

추출한 페라이트의 결정 방위를 사용하여 계산한 3차원 집합 조직(ODF: Orientation Distribution Functions) 표시의 φ2=45°단면에 있어서의 {001} 방위군의 X선 랜덤 강도비의 최댓값과, {111} 방위군(γ-fiber)의 X선 랜덤 강도비의 최댓값의 비({001} 방위군의 X선 랜덤 강도비의 최댓값/{111} 방위군(γ-fiber)의 X선 랜덤 강도비의 최댓값)인 X_{ODF{001}/{111}}을 얻는다. X선 랜덤 강도비는, 특정 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 회절 강도와, 공시재의 회절 강도를 동일 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 회절 강도를 표준 시료의 회절 강도로 나눈 수치이다. 예를 들어, 70％ 이상의 고압하율로 강판을 압연하여 어닐링한 경우, 집합 조직이 발달하고, {111} 방위군(γ-fiber)의 X선 랜덤 강도가 커진다.

여기서, {hkl}은, 상술한 방법으로 시료를 채취하였을 때, 판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행인 것을 나타내고 있다. 결정의 방위는, 통상적으로 판면에 수직인 방위를 (hkl) 또는 {hkl}로 표시한다. {hkl}은 등가인 면의 총칭이고, (hkl)은 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 있어서는, 체심 입방 구조(bcc 구조)를 대상으로 하고 있기 때문에, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)의 각 면은 등가이며 구별할 수 없다. 이러한 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111} 방위군이라고 칭한다. ODF 표시는, 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되기 때문에, ODF 표시에서는 개개의 방위를 (hkl)[uvw]로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 실시 형태에 있어서는, 판면의 법선 방향 방위가 성형 후의 요철 발달에 큰 영향을 주는 지견이 얻어진, 법선 방향 방위 {hkl}에 착안하였다. {hkl}과 (hkl)은 동일 의미이다.

제품이 도금층을 갖는 강판인 경우에는, 도금층을 제외한 강판의 표면을 표층 영역의 기점으로서 정의한다.

<내부 영역의 금속 조직에 대하여>

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 상기한 바와 같이 표층 영역의 금속 조직을 제어한 후에, 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치(판 두께를 t라고 한 경우: t/4)까지의 범위인 내부 영역의 금속 조직에 대해서도 제어할 필요가 있다.

[페라이트와, 체적분율로 5.0∼25.0％의 제2 상으로 이루어진다]

내부 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율이 5.0％ 미만이면, 강판의 강도를 충분히 향상시킬 수 없다. 그 때문에, 제2 상의 체적분율을 5.0％ 이상으로 한다.

한편, 제2 상의 체적분율이 25.0％를 초과하면, 페라이트의 체적분율이 지나치게 작아져, 강판의 신장 및 구멍 확장성 등의 가공성이 저하된다. 그 때문에, 제2 상의 체적분율을 25.0％ 이하로 한다.

[제2 상의 평균 결정 입경이 1.0∼5.0㎛이며, 또한 표층 조직에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경보다 크다]

내부 영역에 있어서의 평균 입경이 1.0∼5.0㎛이며, 또한 표층 조직에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경보다 크면, 표층 조직에 있어서의 제2 상의 평균 결정 입경이 내부 영역에 대하여 작아짐으로써, 표층 영역에 있어서 불균일 변형이 억제되므로 바람직하다.

그 때문에, 내부 영역에 있어서의 평균 입경을 상기 범위로 제어해도 된다.

내부 영역에 있어서의 제2 상의 체적분율, 평균 결정 입경에 대해서도, 레페라 시약으로 에칭한 강판을 사용하여, 시료의 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위를 선택하여, 표층 영역과 마찬가지의 방법으로 해석함으로써 얻을 수 있다.

또한, 내부 영역에 있어서의 페라이트의 집합 조직에 대해서도, 상술한 EBSD법을 사용하여, 시료의 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위를 선택하여, 표층 영역과 마찬가지의 방법으로 해석함으로써 얻을 수 있다.

제품의 판 두께가 0.40mm 초과인 경우에는, 내부 영역은, 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼표면으로부터 판 두께 방향으로 100㎛의 위치까지의 범위로 하는 것이 바람직하다.

<식 (1), 인장 강도, 판 두께 및 판 폭에 대하여>

본 실시 형태에 관한 강판은, 화학 조성이 하기 식 (1)을 만족시키고, 인장 강도가 550MPa 이상이고, 판 두께가 0.10mm 이상 0.55mm 이하, 판 폭이 1300mm 이상 2000mm 이하인 것이 바람직하다. 이러한 조건을 모두 만족시킴으로써, 판 폭 방향 전체 폭에 걸쳐 표면 품위가 우수한 강판을 얻을 수 있다.

인장 강도는 「JIS Z2241:2011 금속 재료 인장 시험 방법」에 기재된 방법으로 얻는다. 시험편은, 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 잘라낸 JIS 5호 시험편을 사용하였다.

또한, 강판의 판 두께는, 강판 코일의 길이 방향의 단부로부터 판을 샘플링하고, 또한 단부로부터 판 폭 방향으로 300mm의 위치로부터 판 두께 측정용 샘플을 취득하여, 마이크로미터로 계측함으로써 얻는다. 판 폭은, 냉연 라인의 출측에 있어서 2개의 카메라를 사용하여, 화상 해석에 의해 강판의 폭 방향의 양단부 위치를 검출하고, 그 양단의 위치 관계로부터 산출한다. 라인 상에서 수시로 측정을 행하여 1코일분의 판 폭 데이터를 평균화함으로써 얻는다. 이 방법이 곤란한 경우에는, 강판 코일의 길이 방향의 단부로부터 판을 샘플링하고, 판 폭을 버니어 캘리퍼스로 계측해도 된다.

<도금층에 대하여>

본 실시 형태에 관한 강판에서는 표면에 도금층을 가져도 된다. 표면에 도금층을 가짐으로써, 내식성이 향상되므로 바람직하다.

적용하는 도금으로서는 특별히 한정되지는 않지만, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 전기 아연 도금, Zn-Ni 도금(전기 합금 아연 도금), Sn 도금, Al-Si 도금, 합금화 전기 아연 도금, 용융 아연-알루미늄 합금 도금, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금 도금, 용융 아연-알루미늄-마그네슘 합금-Si 도금 강판, 아연 증착 Al 도금 등이 예시된다.

<제조 방법에 대하여>

다음에, 본 실시 형태에 관한 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 제조 방법에 상관없이 상기 특징을 갖고 있으면 그 효과가 얻어진다. 그러나, 이하의 방법에 따르면 안정되게 제조할 수 있으므로 바람직하다.

구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 강판은, 이하의 공정 (i)∼(vi)을 포함하는 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.

(i) 상기 화학 조성을 갖는 강편을 1000℃ 이상으로 가열하는 가열 공정,

(ii) 강편을 압연 종료 온도가 950℃ 이하로 되도록 열간 압연하여 열연강판을 얻는 열간 압연 공정,

(iii) 열간 압연 공정 후의 열연강판에, 표면에 있어서의 잔류 응력인 σ_s가 절댓값으로 165∼400MPa로 되도록 응력을 부여하는 응력 부여 공정,

(iv) 응력 부여 공정 후의 열연강판에, 누적 압하율인 R_CR이 70∼90％인 냉간 압연을 행하여 냉연강판을 얻는 냉간 압연 공정,

(v) 냉연강판에, 300℃∼하기 식 (2)를 만족시키는 균열 온도 T1℃까지의 평균 가열 속도가 1.5∼10.0℃/초로 되도록 가열한 후, 균열 온도 T1℃에서 30∼150초 유지하는 어닐링을 행하는 어닐링 공정,

1275-27×ln(σ_s)-4.5×R_CR≤T1≤1275-25×ln(σ_s)-4×R_CR… (2)

(vi) 어닐링 공정 후의 냉연강판을, 균열 온도 T1℃∼650℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0∼10.0℃/초로 되도록 550∼650℃의 온도 영역까지 냉각한 후, 평균 냉각 속도가 5.0∼500.0℃/초로 되도록 200∼490℃의 온도 영역까지 냉각하는 냉각 공정.

또한, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 연성의 향상에 의해, 보다 성형성이 우수한 냉연강판 또는 도금 강판으로 하는 경우에는, 추가로 이하의 공정을 포함하는 제조 방법으로 해도 된다.

(vii) 냉각 공정 후의 상기 냉연강판을 200∼490℃의 온도 영역에서 30∼600초 유지하는 유지 공정.

이하, 각 공정에 대하여 설명한다.

[가열 공정]

가열 공정에서는, 소정의 화학 조성을 갖는 강편을, 압연에 앞서 1000℃ 이상으로 가열한다. 가열 온도가 1000℃ 미만이면, 계속되는 열간 압연에 있어서 압연 반력이 증가하여 충분한 열간 압연을 행할 수 없어, 목적으로 하는 제품 두께가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또는 판 형상이 악화됨으로써 권취할 수 없게 되는 경우가 있다.

가열 온도의 상한에 대해서는 한정할 필요는 없지만, 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은, 경제상 바람직하지 않다. 이 점에서, 강편 가열 온도는 1300℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 공정에 제공하는 강편에 대해서는 한정되지는 않는다. 예를 들어, 전로 또는 전기로 등을 사용하여 상기 화학 조성의 용강을 용제하고, 연속 주조법에 의해 제조한 강편을 사용할 수 있다. 연속 주조법 대신에 조괴법, 박슬래브 주조법 등을 채용해도 된다.

[열간 압연 공정]

열간 압연 공정에서는, 가열 공정에 의해 1000℃ 이상으로 가열된 강편을 열간 압연하고, 권취하여 열연강판을 얻는다.

압연 종료 온도가 950℃ 초과이면, 열연강판의 평균 결정 입경이 지나치게 커진다. 이 경우, 최종 제품판의 평균 결정 입경도 커져, 항복 강도의 저하 및 성형 후의 표면 품위의 열화의 원인이 되므로 바람직하지 않다. 그 때문에, 압연 종료 온도를 950℃ 이하로 한다.

또한, 마무리 압연 개시 온도를 850℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열연 공정에서의 온도 변화(마무리 압연 종료 온도-마무리 압연 개시 온도)가 +5℃ 이상이면, 열연 공정의 가공 발열에 의해 재결정이 촉진되고, 결정립이 미세화되므로 바람직하다.

또한, 권취 공정에 있어서의 권취 온도는 결정립을 미세화시키기 위해, 750℃ 이하가 바람직하고, 650℃ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 냉간 압연에 제공하는 강판의 강도를 저감하는 점에서, 권취 온도는 450℃ 이상이 바람직하고, 500℃ 이상이 보다 바람직하다.

[응력 부여 공정]

응력 부여 공정에서는, 열간 압연 후의 열연강판에 대하여, 표면에 있어서의 잔류 응력인 σ_s가 절댓값으로 165∼400MPa로 되도록 응력을 부여한다. 예를 들어, 열간 압연, 또는 산세 후에 표층 연삭 브러시를 사용하여 열연강판을 연삭함으로써 응력을 부여할 수 있다. 그때, 연삭 브러시의 강판 표면에 대한 접촉압을 변화시켜, 포터블형 X선 잔류 응력 측정 장치를 사용하여, 표층 잔류 응력을 온라인 계측하고, 상기 범위 내로 되도록 제어하면 된다. 표면에 상기 범위 내로 되도록 잔류 응력이 부여된 상태에서, 냉간 압연, 어닐링, 냉각을 행함으로써, 원하는 집합 조직을 갖는 페라이트와 원하는 경질상 분포를 갖는 강판이 얻어진다.

잔류 응력 σ_s가 165MPa 미만 또는 400MPa 초과이면, 계속해서 행해지는 냉간 압연, 어닐링 및 냉각 후에 원하는 집합 조직을 얻을 수 없다. 또한, 열간 압연 후가 아니라 냉간 압연 후에 잔류 응력을 부여하는 경우, 잔류 응력이 판 두께 방향으로 넓게 분포하기 때문에, 재료의 표층에만 원하는 경질상 분포와 집합 조직을 얻을 수 없다.

열연강판의 표면에 잔류 응력을 부여하는 방법에 대해서는 상기 연삭 브러시에 한정되지는 않으며, 예를 들어 쇼트 블라스트를 행하는 방법 등도 있다. 단, 쇼트 블라스트의 경우, 투사재의 충돌에 의해 표면에 미세한 요철이 생기거나, 투사재의 물림에 의해 계속되는 냉간 압연 등에서 흠이 생기거나 할 우려가 있다. 그 때문에, 브러시에 의한 연삭에 의해 응력을 부여하는 편이 바람직하다.

또한, 스킨 패스와 같은 롤에 의한 압하에서는, 강판의 두께 방향 전체에 응력이 부여되게 되어, 재료의 표층에만 원하는 경질상 분포와 집합 조직을 얻을 수 없다.

응력 부여 공정은 강판 온도 40∼500℃에서 행하는 것이 바람직하다. 이 온도 영역에서 행함으로써, 표층 영역으로 되는 범위에 효율적으로 잔류 응력을 부여할 수 있고, 열연강판의 잔류 응력에 의한 균열을 억제할 수 있다.

[냉간 압연 공정]

냉간 압연 공정에서는, 누적 압하율인 R_CR이 70∼90％인 냉간 압연을 행하여 냉연강판을 얻는다. 소정의 잔류 응력이 부여된 열연강판을 상기 누적 압하율로 냉간 압연함으로써, 어닐링, 냉각 후에 원하는 집합 조직을 갖는 페라이트가 얻어진다.

누적 압하율 R_CR이 70％ 미만이면, 냉연강판의 집합 조직이 충분히 발달하지 않으므로, 어닐링 후에 원하는 집합 조직을 얻을 수 없다. 또한, 누적 압하율 R_CR이 90％ 초과이면, 냉연강판의 집합 조직이 과도하게 발달하여, 어닐링 후에 원하는 집합 조직을 얻을 수 없다. 또한, 압연 하중이 증대되고, 판 폭 방향의 재질의 균일성이 저하된다. 또한, 생산의 안정성도 저하된다. 그 때문에, 냉간 압연에 있어서의 누적 압하율 R_CR을 70∼90％로 한다.

[어닐링 공정]

어닐링 공정에서는, 응력 부여 공정에서 부여된 잔류 응력 및 냉간 압연 공정에 있어서의 누적 압하율 R_CR에 따른 평균 가열 속도로, 균열 온도까지 냉연강판을 가열한 후, 응력 부여 공정에서 부여된 잔류 응력 및 냉간 압연 공정에 있어서의 누적 압하율 R_CR에 따른 균열 온도에서 유지를 행한다.

구체적으로는, 어닐링 공정에서는, 냉연강판에, 300℃∼하기 식 (2)를 만족시키는 균열 온도 T1℃까지의 평균 가열 속도가 1.5∼10.0℃/초로 되도록 가열한 후, 균열 온도 T1℃에서 30∼150초 유지하는 어닐링을 행한다.

1275-25×ln(σ_s)-4.5×R_CR≤T1≤1275-25×ln(σ_s)-4×R_CR … (2)

평균 가열 속도가 1.5℃/초 미만이면, 가열에 시간을 요하여, 생산성이 저하되므로 바람직하지 않다. 또한, 평균 가열 속도가 10.0℃/초 초과이면, 판 폭 방향의 온도의 균일성이 저하되므로 바람직하지 않다.

또한, 균열 온도 T1이 1275-25×ln(σ_s)-4.5×R_CR보다 낮으면, 페라이트의 재결정 및 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않아, 원하는 집합 조직을 얻을 수 없다. 또한, 미재결정립과 재결정립의 강도차에 의해 성형 시의 불균일 변형이 조장되기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 균열 온도 T1이 1275-25×ln(σ_s)-4×R_CR보다 높으면, 페라이트의 재결정 및 페라이트로부터 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지만, 결정립이 조대화되어, 원하는 집합 조직을 얻을 수 없으므로 바람직하지 않다.

평균 가열 속도는 (가열 종료 온도-가열 개시 온도)/(가열 시간)으로 구해진다.

[냉각 공정]

냉각 공정에서는, 어닐링 공정에서의 균열(均熱) 후의 냉연강판을 냉각한다. 냉각 시에는, 균열 온도 T1℃∼650℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0∼10.0℃/초로 되도록 550∼650℃의 온도 영역까지 냉각한 후, 추가로 평균 냉각 속도가 5.0∼500.0℃/초로 되도록 200∼490℃의 온도 영역까지 냉각한다.

T1℃∼650℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 미만이면, 페라이트 변태가 과잉으로 촉진되어, 원하는 제2 상의 체적분율을 얻을 수 없다. 한편, 10.0℃ 초과이면, 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 오스테나이트로의 탄소의 농화가 충분히 진행되지 않으므로, 원하는 제2 상의 체적분율을 얻을 수 없다.

또한, 550∼650℃의 온도 영역까지 냉각한 후의, 해당 온도 영역으로부터 200∼490℃의 온도 영역까지의 평균 냉각 속도가 5.0℃/초 미만이면, 페라이트 변태가 과잉으로 촉진되므로, 제2 상의 원하는 체적분율을 얻을 수 없다. 한편, 500.0℃/초로 하는 것은 설비 제약상 곤란하므로, 상한을 500.0℃/초로 한다.

평균 냉각 속도는 (냉각 개시 온도-냉각 종료 온도)/(냉각 시간)으로 구해진다.

[유지 공정]

200∼490℃까지 냉각한 후의 냉연강판에 대해서는, 200∼490℃의 당해 온도 영역에서 30∼600초 유지해도 된다.

당해 온도 영역에서 소정 시간 유지함으로써, 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 연성의 향상이라고 하는 효과가 얻어지므로 바람직하다.

200∼490℃까지 냉각한 후의 냉연강판 또는 유지 공정 후의 냉연강판은, 10℃/초 이상으로 실온까지 냉각하면 된다.

상기 방법으로 얻어진 냉연강판에, 또한, 표면에 도금층을 형성하는 도금 공정을 행해도 된다. 도금 공정으로서는, 예를 들어 이하와 같은 공정을 들 수 있다.

[전기 도금 공정]

[합금화 공정]

냉각 공정 후 또는 유지 공정 후의 냉연강판에 대해서는, 전기 도금을 행하여 표면에 전기 도금층을 형성해도 된다. 전기 도금 방법에 대해서는 특별히 한정되지는 않는다. 요구되는 특성(내식성이나 밀착성 등)에 따라 조건을 결정하면 된다.

또한, 전기 도금 후의 냉연강판을 가열하여, 도금 금속을 합금화해도 된다.

[용융 아연 도금 공정]

[합금화 공정]

냉각 공정 후 또는 유지 공정 후의 냉연강판에 대하여, 용융 아연 도금을 행하여 표면에 용융 아연 도금층을 형성해도 된다. 용융 아연 도금법에 대해서는 특별히 한정되지는 않는다. 요구되는 특성(내식성이나 밀착성 등)에 따라 조건을 결정하면 된다.

또한, 용융 아연 도금 후의 냉연강판에 열처리를 행하여 도금층을 합금화해도 된다. 합금화를 행하는 경우, 냉연강판을 400∼600℃의 온도 범위에서 3∼60초 열처리를 행하는 것이 바람직하다.

상기 제조 방법에 따르면, 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다.

실시예

다음에, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한 다양한 조건을 채용할 수 있다.

표 1의 강편 No.A∼AB에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 240∼300mm인 슬래브를 제조하였다. 얻어진 슬래브를 표 2A 및 표 2B에 나타내는 온도로 가열하였다. 가열된 슬래브를, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 바와 같은 조건에서 열간 압연을 행하고, 권취하였다.

그 후, 코일을 되감고, 열연강판에 응력 부여를 행하였다. 그때, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 가공 온도(강판 온도) 포터블형 X선 잔류 응력 측정 장치를 사용하여, 표층 잔류 응력을 온라인 계측하면서, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 잔류 응력 σ_s로 되도록, 연삭 브러시의 강판 표면에 대한 접촉압을 변화시켰다. 그 후, 표 2A 및 표 2B에 나타내는 누적 압하율 R_CR로 냉간 압연을 행하여 강판 A1∼AB1을 얻었다.

또한, 표 2A 및 표 2B의 「열연 공정 온도 변화」는, 열연 공정에서의 온도 변화(마무리 압연 종료 온도-마무리 압연 개시 온도)를 나타낸다.

그 후, 표 3A∼표 3C에 나타내는 조건에서, 어닐링 및 냉각을 행하고, 일부의 강판은 추가로 200∼490℃에서 30∼600초 유지하였다. 냉각 또는 유지 후에는 실온까지 방랭하였다. 그 후, 일부의 강판에는 각종 도금을 행하여, 표면에 도금층을 형성하였다. 표 3A∼표 3C 중, CR은 도금 없음, GI는 용융 아연 도금, GA는 합금화 용융 아연 도금, EG는 전기 도금, EGA는 합금화 전기 아연 도금, Zn-Al-Mg, Al-Si 등은, 이들 원소를 포함하는 도금을 행한 것을 나타낸다. 또한, 표 3A∼표 3C 중의 인산염 처리 EG는 인산염 처리 전기 아연 도금을 행한 것을 나타내고, 윤활 처리 GA는 윤활 처리 합금화 용융 아연 도금을 행한 것을 나타낸다.

얻어진 제품판 No.A1a∼AB1a에 대하여, 표층 영역, 내부 영역의 금속 조직 관찰, X_{ODF{001}/{111}}, 판 두께, 판 폭 및 인장 강도의 측정을 상술한 방법에 의해 행하였다. 결과를 표 4A∼표 4C에 나타낸다.

표 4A∼표 4C의 「ΔX_{ODF{001}/{111}} 표층-내부」는, 표층 영역의 페라이트의 X_{ODF{001}/{111}}과 내부 영역의 페라이트의 X_{ODF{001}/{111}}의 차를 나타낸다.

[강판의 표면 성상 평가]

또한, 제조된 제품판에 대하여, 강판의 표면 성상 평가를 행하였다.

구체적으로는, 제조한 강판의 표면을 눈으로 보고 관찰하여, 표면 성상을 평가하였다. 강판의 표면 성상의 평가 기준은, 이하와 같이 하였다. 강판의 표면 성상 평가가 C 또는 D인 경우, 외장재 또는 부품으로서 사용할 수 없는 것으로 보고 불합격으로 판정하였다.

A: 모양 발생 없음(보다 바람직하게 외장재로서 이용할 수 있음)

B: 허용할 수 있는 미소한 모양 발생(외장재로서 이용할 수 있음)

C: 허용할 수 없는 모양 발생(부품으로서 이용할 수 있지만, 외장재로서 불가)

D: 현저한 모양 결함(부품으로서 이용할 수 없음)

결과를 표 4A∼표 4C에 나타낸다.

[강판의 성형 시험]

강판의 표면 성상 평가가 C 또는 D인 재료(제품판 No.S2a, No.X1a∼No.Z1a)는 성형 시험을 실시하지 않고, 강판의 표면 성상 평가가 A 또는 B인 재료에 대해서만 성형 시험을 행하였다.

성형에 관해서는, 상기 표면 성상을 측정한 강판에 대하여, 딥 드로잉 시험기, φ50mm의 원통 펀치 및 φ54mm의 원통 다이를 사용하여, 마르시니아크법에 의한 원통 드로잉 성형 시험에서 압연 폭 방향으로 10％의 소성 변형을 부여하였다.

성형에 의해 변형된 부분으로부터 압연 폭 방향 100mm×압연 방향 50mm의 시험편을 작성하고, JIS B0633:2001 규격에 준하여, JIS B0601:2001에 규정되는 단면 곡선의 산술 평균 높이 Pa를 압연 방향과 직각 방향으로 계측하였다. 또한, 평가는 성형에 의해 변형되는 부분에서 행하고, 평가 길이는 30mm로 하였다.

또한, 성형한 성형품의 평탄부에 있어서, 압연 폭 방향 100mm×압연 방향 50mm의 시험편을 작성하고, JIS B0633(2001) 규격에 준하여, JIS B0601(2001)에 규정되는 단면 곡선의 산술 평균 높이 Pa를 압연 방향과 직각 방향으로 계측하였다. 평가 길이는 30mm로 하였다.

성형품의 Pa, 상기 측정 시험에서 얻어진 강판의 Pa를 사용하여 조도 증가량 ΔPa(ΔPa=성형품의 Pa-강판의 Pa)를 산출하였다.

ΔPa에 기초하여, 강판의 성형 후 표면 성상을 평가하였다. 평가 기준은, 이하와 같이 하였다. 강판의 성형 후 표면 평가가 C 또는 D인 경우, 외장재 또는 부품으로서 사용할 수 없는 것으로 보고 불합격으로 판정하였다.

A: ΔPa≤0.25㎛(보다 바람직하게 외장재로서 이용할 수 있음)

B: 0.25㎛<ΔPa≤0.35㎛(외장재로서 이용할 수 있음)

C: 0.35㎛<ΔPa≤0.55㎛(부품으로서 이용할 수 있지만, 외장재로서 불가)

D: 0.55㎛<ΔPa(부품으로서 이용할 수 없음)

표 1∼표 4C에 나타내는 바와 같이, 화학 조성, 표층 영역의 금속 조직, 내부 영역의 금속 조직, X_{ODF{001}/{111}}이 바람직한 범위에 있는 예(실시예)에서는, 표면 성상 평가 및 성형 후 표면 성상 평가가 A 또는 B로 되며, 강판의 단계 및 가공 후의 표면 요철의 형성이 억제되어 있었다. 한편, 화학 조성, 표층 영역의 금속 조직, 내부 영역의 금속 조직, X_{ODF{001}/{111}} 중 어느 하나 이상이 본 발명 범위를 벗어난 예(비교예)에 대해서는, 강판의 단계 또는 성형 후에 있어서, 모양이 발생하거나 요철이 생겨 외장재 또는 부품으로서 사용할 수 없는 상태였다.

도 1은, 본 실시예에서 얻어진 성형 후의 표면 성상과 집합 조직 파라미터의 관계를 나타내는 도면이다. 도 1을 보면, 집합 조직 파라미터가 본 발명의 범위 내(페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50)인 예는, 성형 후의 표면 성상이 우수한 것을 알 수 있다. 도 1에 있어서, X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50라도 ΔPa가 0.35㎛ 초과인 점이 있는데, 이것은 표층의 제2 상 분율이 본 발명 범위 밖인 비교예이다.

[표 1]

[표 2A]

[표 2B]

[표 3A]

[표 3B]

[표 3C]

[표 4A]

[표 4B]

[표 4C]

본 발명의 상기 양태에 관한 강판에서는, 프레스 변형에서 생기는 여러 변형 후에도 표면 요철의 발생이 억제되는 고강도 강판을 제조할 수 있다. 그 때문에, 산업상 이용 가능성이 높다.

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C: 0.050％ 이상 0.145％ 이하,
Mn: 0.70％ 이상 2.25％ 이하,
Al 및 Si의 합계: 0.60％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.020％ 이하,
N: 0.0050％ 이하,
Mo: 0％ 이상 0.80％ 이하,
B: 0％ 이상 0.0050％ 이하,
Ti: 0％ 이상 0.200％ 이하,
Nb: 0％ 이상 0.100％ 이하,
Cr: 0％ 이상 0.700％ 이하 및
Ni: 0％ 이상 0.200％ 이하
를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
표면∼상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 20㎛의 위치까지의 범위인 표층 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 1.0∼15.0％의 제2 상으로 이루어지고,
상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 20㎛ 초과의 위치∼상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치까지의 범위인 내부 영역의 금속 조직이, 페라이트와, 체적분율로 5.0∼25.0％의 제2 상으로 이루어지고,
상기 표층 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율이, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 상기 체적분율보다 작고,
상기 표층 영역에 있어서,
상기 제2 상의 평균 결정 입경이 0.5∼4.0㎛이고,
상기 페라이트의 {001} 방위와 {111} 방위의 강도비 X_{ODF{001}/{111}}이 0.70∼2.50인 집합 조직이 포함되는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 있어서, 상기 내부 영역의 상기 제2 상의 평균 결정 입경이 1.0∼5.0㎛이며, 또한 상기 표층 영역에 있어서의 상기 제2 상의 상기 평균 결정 입경보다 큰 것을 특징으로 하는 강판.
제2항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Mo: 0.001％ 이상 0.80％ 이하,
B: 0.0001％ 이상 0.0050％ 이하,
Ti: 0.001％ 이상 0.200％ 이하,
Nb: 0.001％ 이상 0.100％ 이하,
Cr: 0.001％ 이상 0.700％ 이하 및
Ni: 0.001％ 이상 0.200％ 이하
중 어느 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강판.
제2항에 있어서, 상기 화학 조성이 하기 식 (1)을 만족시키고,
인장 강도가 550MPa 이상이고,
판 두께가 0.10mm 이상 0.55mm 이하, 판 폭이 1300mm 이상 2000mm 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
7.00≥[C]×20+[Si]×3.0+[Mn]×2.0+[Al]×2.0+[Cr]+[Ti]×20+[Nb]×40+[Mo]×2.0+[Ni]×2.0+[B]×200 … (1)
단, 상기 식 (1) 중의 원소 기호는, 각 원소의 질량％에서의 함유량이며, 함유하지 않는 경우에는 0을 대입한다.
제2항에 있어서, 상기 표층 영역에 있어서의 상기 제2 상이 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 1종 이상으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 강판.
제2항에 있어서, 상기 표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 1000℃ 이상으로 가열하는 가열 공정과,
상기 강편을 압연 종료 온도가 950℃ 이하로 되도록 열간 압연하여 열연강판을 얻는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 상기 열연강판에, 표면에 있어서의 잔류 응력인 σ_s가 절댓값으로 165∼400MPa로 되도록 응력을 부여하는 응력 부여 공정과,
상기 응력 부여 공정 후의 상기 열연강판에, 누적 압하율인 R_CR이 70∼90％인 냉간 압연을 행하여 냉연강판을 얻는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연강판에, 300℃∼하기 식 (2)를 만족시키는 균열 온도 T1℃까지의 평균 가열 속도가 1.5∼10.0℃/초로 되도록 가열한 후, 상기 균열 온도 T1℃에서 30∼150초 유지하는 어닐링을 행하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연강판을, 상기 균열 온도 T1℃∼650℃까지의 평균 냉각 속도가 1.0∼10.0℃/초로 되도록 550∼650℃의 온도 영역까지 냉각한 후, 평균 냉각 속도가 5.0∼500.0℃/초로 되도록 200∼490℃의 온도 영역까지 냉각하는 냉각 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
1275-25×ln(σ_s)-4.5×R_CR≤T1≤1275-25×ln(σ_s)-4×R_CR … (2)
제7항에 있어서, 상기 응력 부여 공정을 40∼500℃에서 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 열간 압연 공정에 있어서,
마무리 압연 개시 온도가 850℃ 이하인 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 냉각 공정 후의 상기 냉연강판을 200∼490℃의 온도 영역에서 30∼600초 유지하는 유지 공정을 더 구비하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.