KR20130123460A

KR20130123460A - 냉연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130123460A
Application number: KR1020137025301A
Authority: KR
Inventors: 다카유키 노자키; 마나부 다카하시; 노부히로 후지타; 히로시 요시다; 신이치로 와타나베; 다케시 야마모토
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-03-28
Filing date: 2012-03-28
Publication date: 2013-11-12
Also published as: EP2692893B1; KR20130125821A; TWI452145B; PL2692893T3; WO2012133563A1; JP5408382B2; TW201245465A; ES2655939T3; MX338997B; JPWO2012133540A1; CA2829753C; CA2831404C; EP2692893A4; BR112013024984B1; CN103476960B; EP2692895B1; JPWO2012133563A1; WO2012133540A1; MX338912B; CN103459647A

Abstract

이 냉연 강판은, 질량％로, C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하, Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하, Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하를 함유하고, Si량과 Al량의 합계가 1.0∼4.5질량％ 이하이고, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 6.5 이하이고, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 잔류 오스테나이트를 2％ 이상 또한 30％ 이하 포함하고, 상기 마이크로 조직에서는, 마르텐사이트를 20％ 이하, 펄라이트를 10％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트를 60％ 이하로 제한한다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법 {COLD ROLLED STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 연성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한다. 특히, 본 발명은, TRIP(Transformation Induced Plasticity : 변태 유기 소성) 현상을 이용한 강판에 관한 것이다.

본원은, 2011년 3월 28일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-70725호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차의 차체, 부품 등의 경량화와 안전성을 양립시키기 위해, 소재인 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판의 강도를 높이면, 연성이 저하되어 성형성이 손상된다. 따라서, 자동차용 부재로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 강도와 연성의 밸런스가 필요하다. 이러한 요구에 대해, 지금까지, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한, 소위 TRIP 강판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 및 2 참조).

그러나, TRIP 강은, 강도, 연성이 우수하지만, 일반적으로 구멍 확장성 등의 국부 변형능이 낮다고 하는 특징이 있다. 또한 자동차 차체의 경량화를 금후 진보시켜 가기 위해서는, 종래 이상으로 고강도 강판의 사용 강도 레벨을 향상시켜야 한다. 따라서, 예를 들어 서스펜션 부품에 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 구멍 확장성 등의 국부 변형능을 개선해야 한다.

일본 특허 출원 공개 소61-217529호 공보 일본 특허 출원 공개 평5-59429호 공보

따라서, 본 발명은, TRIP 강에 있어서, 연성과 구멍 확장성을 더욱 개선한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은, TRIP 강 중, 소정의 결정 방위의 극밀도가 제어된 냉연 강판이, 우수한 강도, 연성, 구멍 확장성 및 이들의 밸런스를 갖는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, TRIP 강의 화학 성분 및 제조 조건을 최적화하여, 강판의 마이크로 조직을 제어함으로써 강도, 연성, 구멍 확장성이 우수한 강판의 제조에 성공하였다. 그 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판은, 강판의 화학 조성이, 질량％로, C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하, Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하, Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하를 함유하고, P:0.15％ 이하, S:0.03％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.01％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강판의 화학 조성에서는, Si량과 Al량의 합계가 1.0질량％ 이상 또한 4.5질량％ 이하이고, 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에서는, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 극밀도인, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 6.5 이하이고, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 상기 강판의 마이크로 조직에, 복수의 결정립이 존재하고, 이 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 잔류 오스테나이트를 2％ 이상 또한 30％ 이하 포함하고, 상기 마이크로 조직에서는, 면적률로, 마르텐사이트가 20％ 이하, 펄라이트가 10％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트가 60％ 이하로 제한되고, 압연 방향에 대해 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 또한 1.10 이하이고, 상기 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30이 0.70 이상 또한 1.10 이하이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 냉연 강판은, 상기 강판의 화학 조성이, 질량％로, Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Nb:0.005％ 이상 또한 0.2％ 이하, B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하, Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, REM:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하, Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 결정립의 체적 평균 직경이 2㎛ 이상 또한 15㎛ 이하여도 된다.

(4) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가, 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하여도 된다.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 복수의 결정립 중, 35㎛를 초과하는 결정립의 면적 비율이 10％ 이하로 제한되어 있어도 된다.

(6) 상기 (1)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 복수의 결정립 중, 압연 방향의 결정립의 길이를 판 두께 방향의 결정립의 길이로 나눈 값이 3.0 이하인 결정립의 비율이, 50％ 이상 또한 100％ 이하여도 된다.

(7) 상기 (1)∼(6) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 베이나이트의 비커스 경도가 180HV 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 C 농도가 0.9％ 이상이어도 된다.

(8) 상기 (1)∼(7) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 압연 방향의 랭크포드값인 rL이 0.70 이상 또한 1.10 이하이고, 상기 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r60이 0.70 이상 또한 1.10 이하여도 된다.

(9) 상기 (1)∼(8) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판에서는, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비해도 된다.

(10) 본 발명의 일 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법에서는, 질량％로, C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하, Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하, Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하를 함유하고, P:0.15％ 이하, S:0.03％ 이하, N:0.01％ 이하, O:0.01％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Si량과 Al량의 합계가 1.0질량％ 이상 또한 4.5질량％ 이하인 화학 조성을 갖는 강에 대해, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 1회 포함하는 제1 열간 압연을 행하여 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고, 하기 식 1에 의해 산출되는 온도를 T1℃로 한 경우, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하고, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이고, 하기 식 4에 의해 산출되는 Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이하로 제한되고, 압연 종료 온도가 하기 식 4에 의해 산출되는 Ar₃℃ 이상인 제2 열간 압연을 상기 강에 대해 행하고, 상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간 t초가, 하기 식 2를 만족시키도록, 상기 강에 대해 1차 냉각을 행하고, 650℃ 이하의 온도 범위에서 상기 강을 권취하고, 상기 강을 산세하고, 30％ 이상 또한 90％ 이하의 압연율로 상기 강을 냉간 압연하고, 실온∼650℃의 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도 HR1이 0.3℃/초 이상이고, 650℃ 초과 또한 하기 식 5에 의해 산출되는 Ac₁℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도 HR2가 단위를 ℃/초로 하여 0.5×HR1 이하인 2단계의 가열을 행하고, Ac₁℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위 내에 1초 이상 또한 300초 이하 상기 강을 유지하고, 580℃ 이상 또한 780℃ 이하의 온도 범위까지 1℃/s 이상 또한 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 상기 강을 냉각하고, 5℃/s 이상 또한 200℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내의 온도 T_OA로 상기 강을 냉각하고, 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 하기 식 6에 의해 산출되는 시간 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 상기 강을 유지하여 강판을 얻거나, 혹은 350℃ 이하까지 상기 강을 더 냉각하여 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위까지 상기 강을 재가열한 후, 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 하기 식 6에 의해 계산되는 시간 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 상기 강을 유지하여 강판을 얻는다.

여기서, [C], [N] 및 [Mn]은, 각각 상기 강 중의 C, N 및 Mn량의 질량 백분율이다.

여기서, t1은 하기 식 3에 의해 나타내어진다.

여기서, Tf는 상기 최종 패스 완료시의 상기 강의 섭씨 온도이고, P1은 상기 최종 패스에서의 압하율의 백분율이다.

[수학식 1]

(11) 상기 (10)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강이, 상기 화학 조성으로서, 질량％로, Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Nb:0.005％ 이상 또한 0.2％ 이하, B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하, Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, REM:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하, Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하, Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하, Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하, Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하, As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하고, 상기 식 1에 의해 산출되는 온도 대신에 하기 식 7에 의해 산출되는 온도를 상기 T1℃로 해도 된다.

여기서, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각 C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율이다.

(12) 상기 (10) 또는 (11)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t초가, 상기 t1을 사용한 하기 식 8을 만족시켜도 된다.

(13) 상기 (10) 또는 (11)에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 대기 시간 t초가, 상기 t1을 사용한 하기 식 9를 만족시켜도 된다.

(14) 상기 (10)∼(13) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 1차 냉각에 있어서, 냉각 개시시의 강 온도와 냉각 종료시의 강 온도의 차인 냉각 온도 변화가 40℃ 이상 또한 140℃ 이하이고, 상기 냉각 종료시의 강 온도가 T1＋100℃ 이하여도 된다.

(15) 상기 (10)∼(14) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 열간 압연이, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 1회 이상 포함하고, 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 100㎛ 이하로 해도 된다.

(16) 상기 (10)∼(15) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 최종 압연 스탠드 통과 후이며, 또한 상기 1차 냉각의 완료 후 10초 이내에 2차 냉각을 개시해도 된다.

(17) 상기 (10)∼(16) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 열간 압연에 있어서, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 각 패스간의 상기 강의 온도 상승을 18℃ 이하로 해도 된다.

(18) 상기 (10)∼(17) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 1차 냉각을 압연 스탠드 사이에서 행해도 된다.

(19) 상기 (10)∼(18) 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법에서는, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성해도 된다.

본 발명의 상기 형태에 따르면, 연성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다. 이 강판을 사용하면, 특히, 자동차의 경량화와 충돌 안전성을 양립하는 것이 가능해지는 등, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

도 1은 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도 D1과 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도 D1과 인장 강도 TS×연신률 EL의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 {332}＜113＞ 방위의 극밀도 D2와 인장 강도 TS×구멍 확장률 λ의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 {332}＜113＞ 방위의 극밀도 D2와 인장 강도 TS×연신률 EL의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 조압연에 있어서의 40％ 이상의 압연 횟수와 조압연 후의 평균 오스테나이트 입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6은 실시예 및 비교예에 대한 인장 강도 TS와 구멍 확장성 λ의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은 실시예 및 비교예에 대한 인장 강도 TS와 연신률 EL의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법의 개략(전반 부분)을 나타내는 흐름도이다.
도 9는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법의 개략(후반 부분)을 나타내는 흐름도이다.

연성을 높이는 기술의 하나인 TRIP 강판에서는, 어닐링의 과정에 있어서, 오스테나이트 중의 C를 농화시킴으로써 잔류 오스테나이트의 양이나 이 잔류 오스테나이트 중의 C량이 증가하여, 인장 특성이 향상된다.

본 발명자들은, 그러한 TRIP 강판에 있어서, 강 성분이나 제조 도중의 마이크로 조직을 최적화하여, 페라이트 및 오스테나이트의 2상역 또는 오스테나이트 단상역의 온도 범위로부터 냉각을 개시하고, 소정의 온도 범위에서의 냉각(2단계의 냉각)을 제어하고, 이 온도 범위 내로 유지함으로써, 강도와 연성과 구멍 확장성의 밸런스가 우수한 강판을 얻을 수 있는 것을 발견하였다.

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판에 대해 상세하게 설명한다.

우선, 냉연 강판의 결정 방위의 극밀도에 대해 서술한다.

결정 방위의 극밀도(D1 및 D2) :

본 실시 형태에 관한 냉연 강판에서는, 2종류의 결정 방위의 극밀도로서, 5/8∼3/8의 판 두께 범위[강판의 표면으로부터 강판의 판 두께 방향(깊이 방향)으로 판 두께의 5/8∼3/8의 거리만큼 이격된 범위]인 판 두께 중앙부에 있어서의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면에 대해, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도 D1(이하에서는, 평균 극밀도라 생략하는 경우가 있음)과, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도 D2를 제어하고 있다.

본 실시 형태에서는, 평균 극밀도는, 특히 중요한 집합 조직(마이크로 조직 중의 결정립의 결정 방위)의 특징점(방위 집적도, 집합 조직의 발달도)이다. 또한, 평균 극밀도는, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 극밀도이다.

도 1 및 도 2에서는, 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 단면에 대해 X선 회절을 행하여, 랜덤 시료에 대한 각 방위의 X선 회절 강도의 강도비를 구하고, 이 각 강도비로부터 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도를 구하고 있다.

이들 도 1 및 도 2에 나타내어지는 바와 같이, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 6.5 이하이면, 강판이 최근 요구되고 있는 서스펜션 부품의 가공에 필요로 하는 특성(후술하는 지수 TS×λ 및 TS×EL)을 만족시킬 수 있다. 즉, 이 특성으로서, 인장 강도 TS와, 구멍 확장률 λ과, 연신률 EL이, TS×λ≥30000(도 1 참조) 및 TS×EL≥14000(도 2 참조)을 만족시킬 수 있다. 이들 지수 TS×λ 및 TS×EL을 보다 높이는 경우에는, 이 평균 극밀도는, 4.0 이하인 것이 바람직하고, 3.5 이하인 것이 보다 바람직하고, 3.0 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 평균 극밀도가 6.5 초과에서는, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해진다. 그 결과, 특정 방향만의 구멍 확장성이 개선되지만, 그 방향과는 다른 방향에서의 구멍 확장성이 현저하게 떨어진다. 그로 인해, 이 경우에는, 서스펜션 부품의 가공에 필요로 하는 특성에 대해, 강판이, TS×λ≥30000 및 TS×EL≥14000을 만족시키지 않는다.

한편, 평균 극밀도가 1.0 미만으로 되면, 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 그로 인해, 평균 극밀도가 1.0 이상인 것이 바람직하다.

또한, 마찬가지의 이유로부터, 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이다. 도 3 및 도 4에는, 도 1 및 도 2와 마찬가지로 X선 회절에 의해 얻어진 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도와, 각 지수(TS×λ 및 TS×EL)의 관계를 나타내고 있다. 이 도 3 및 도 4에 나타내어지는 바와 같이, 각 지수를 충분히 확보하기 위해서는, 이 극밀도가 5.0 이하이면 된다. 즉, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가, 5.0 이하이면, 최근 요구되는 서스펜션 부품의 가공에 필요로 하는 특성에 대해, 강판이, TS×λ≥30000 및 TS×EL≥14000을 만족시킬 수 있다. 이들 지수 TS×λ 및 TS×EL을 보다 높이는 경우에는, 이 극밀도가 4.0 이하인 것이 바람직하고, 3.0 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 5.0 초과이면, 강판의 기계적 특성의 이방성이 극히 강해진다. 그 결과, 특정 방향만의 구멍 확장성이 개선되지만, 그 방향과는 다른 방향에서의 구멍 확장성이 현저하게 떨어진다. 그로 인해, 이 경우에는, 서스펜션 부품의 가공에 필요로 하는 특성에 대해, 강판이, TS×λ≥30000 및 TS×EL≥14000을 만족시키지 않는다.

한편, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 미만으로 되면, 구멍 확장성의 열화가 우려된다. 그로 인해, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상인 것이 바람직하다.

이상 서술한 결정 방위의 극밀도가 연신 및 구멍 확장 가공시의 형상 동결성에 대해 중요한 이유는 반드시 명백한 것은 아니지만, 구멍 확장 가공시의 결정의 미끄럼 거동과 관계가 있다고 추측된다.

극밀도는, X선 랜덤 강도비와 동일한 의미이다. X선 랜덤 강도비는, 특정 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 회절 강도(X선이나 전자)와, 공시재의 회절 강도를 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 회절 강도를 표준 시료의 회절 강도로 나눈 수치이다. 이 극밀도는, X선 회절이나 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction), 또는 전자 채널링을 사용하여 측정할 수 있다. 예를 들어, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 극밀도는, 이들 방법에 의해 측정된 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의 극점도를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직(ODF)으로부터 {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 방위의 극밀도를 구하고, 이들 극밀도를 상가 평균하여 얻어진다.

X선 회절, EBSD, 전자 채널링에 제공하는 시료에 대해서는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 두께 감소시키고, 이어서 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하는 동시에 판 두께의 5/8∼3/8의 범위를 포함하는 적당한 면이 측정면으로 되도록 시료를 조정하여, 상술한 방법에 따라서 극밀도를 측정하면 된다. 판폭 방향에 대해서는, 1/4 혹은 3/4의 판 두께 위치(강판의 단부면으로부터 강판의 판 폭의 1/4의 거리만큼 이격된 위치) 근방에서 시료를 채취하는 것이 바람직하다.

판 두께 중앙부뿐만 아니라, 가능한 한 많은 판 두께 위치에 대해서도, 강판이 상술한 극밀도를 만족시킴으로써, 한층 더 구멍 확장성을 양호하게 할 수 있다.

그러나, 상술한 판 두께 중앙부의 방위 집적이 가장 강하고 강판의 이방성에 미치는 영향이 크기 때문에, 이 판 두께 중앙부의 재질이 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표한다. 그로 인해, 5/8∼3/8의 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 규정하고 있다.

여기서, {hkl}＜uvw＞는, 상술한 방법으로 시료를 채취하였을 때, 판면의 법선 방향이 ＜hkl＞과 평행하고, 압연 방향이 ＜uvw＞와 평행한 것을 나타내고 있다. 또한, 결정의 방위는, 통상 판면에 수직한 방위를 (hkl) 또는 {hkl}, 압연 방향과 평행한 방위를 [uvw] 또는 ＜uvw＞로 표시한다. {hkl}＜uvw＞는, 등가인 면의 총칭이고, (hkl)[uvw]는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 있어서는, 체심입방 구조(bcc 구조)를 대상으로 하고 있으므로, 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}면이라 칭한다. ODF 표시는, 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, ODF 표시에서는 개개의 방위를 (hkl)[uvw]로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 실시 형태에 있어서는 {hkl}＜uvw＞와 (hkl)[uvw]는 동일한 의미이다.

계속해서, 강판의 r값(랭크포드값)에 대해 서술한다. 본 실시 형태에서는, 국부 변형능을 더욱 향상시키기 위해, 각 방향의 r값(후술하는 압연 방향의 r값 rL, 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 r값 r30, 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 r값 r60, 압연 방향에 대해 직각 방향의 r값 rC)을 소정 범위로 하면 좋다. 이들 r값은, 본 실시 형태에 있어서 중요하다. 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상술한 각 극밀도를 적정하게 제어한 후, 이들 r값을 적절하게 제어함으로써, 보다 양호한 구멍 확장성이 얻어지는 것이 판명되었다.

압연 방향에 대해 직각 방향의 r값(rC):

즉, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도를 상기한 범위 내로 하는 동시에, rC를 0.70 이상으로 함으로써, 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, rC가 0.70 이상이다.

rC의 상한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, rC가 1.10 이하이면 좋다.

압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 r값(r30):

본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도를 상기한 범위 내로 하는 동시에, r30을 1.10 이하로 함으로써, 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, r30이 1.10 이하이다.

r30의 하한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, r30이 0.70 이상이면 좋다.

압연 방향의 r값(rL), 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 r값(r60):

또한, 본 발명자들이 예의 검토한 결과, 상기 각 극밀도, rC, r30을 상술한 범위 내로 하는 동시에, rL 및 r60이, 각각 rL≥0.70, r60≤1.10을 만족시킴으로써, 보다 양호한 TS×λ를 얻을 수 있는 것을 발견하였다. 그로 인해, rL이 0.70 이상이고, r60이 1.10 이하이면 좋다.

상술한 rL의 상한 및 r60의 하한은, 보다 우수한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, rL이 1.10 이하, r60이 0.70 이상이면 좋다.

상술한 각 r값에 대해서는, JIS 5호 인장 시험편을 사용한 인장 시험에 의해 평가한다. 통상의 고강도 강판의 경우를 고려하여, 인장 변형이, 5∼15％의 범위 내이고, 또한 균일 연신에 상당하는 범위에서 r값을 평가하면 좋다.

그런데, 일반적으로 집합 조직과 r값은 상관이 있는 것이 알려져 있지만, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판에 있어서는, 상술한 결정 방위의 극밀도에 관한 한정과 r값에 관한 한정은 서로 동일한 의미는 아니다. 따라서, 양쪽의 한정이 동시에 만족되면 보다 양호한 국부 변형능을 얻을 수 있다.

계속해서, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 마이크로 조직에 대해 서술한다.

본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 기본적인 마이크로 조직은, 페라이트와, 베이나이트와, 잔류 오스테나이트로 이루어진다. 본 실시 형태에서는, 이 기본적인 마이크로 조직의 구성 요소에 더하여(페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 일부 대신에), 필요에 따라서 또는 불가피적으로, 펄라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 1종 이상을 선택적인 마이크로 조직의 구성 요소로서 마이크로 조직 중에 더 포함하고 있어도 된다. 또한, 본 실시 형태에서는, 개개의 마이크로 조직을 면적률에 의해 평가한다.

페라이트 및 베이나이트는, 잔류 오스테나이트 중에 C를 농화시키므로, TRIP 효과에 의한 연신율의 향상에 필수이다. 또한, 페라이트 및 베이나이트는, 구멍 확장성의 향상에도 기여한다. 개발의 목표 강도 레벨에 의해, 페라이트와 베이나이트의 분율을 변화시키는 것이 가능하지만, 페라이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하로 함으로써, 우수한 연성 및 구멍 확장성을 얻을 수 있다. 그로 인해, 페라이트가 5％ 이상 또한 80％ 이하이고, 베이나이트가 5％ 이상 또한 80％ 이하이다.

잔류 오스테나이트는, 변태 유기 소성에 의해 연성, 특히 균일 연신율을 높이는 조직으로, 면적률로 2％ 이상의 잔류 오스테나이트가 필요하다. 또한, 잔류 오스테나이트는, 가공에 의해 마르텐사이트로 변태되므로 강도의 향상에도 기여한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은 높을수록 바람직하지만, 면적률로 30％ 초과의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서는, C, Si량을 증가시킬 필요가 있어, 용접성이나 표면 성상을 손상시킨다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률의 상한을 30％ 이하로 한다. 또한, 보다 균일 연신율을 높일 필요가 있는 경우에는, 잔류 오스테나이트가 3％ 이상인 것이 바람직하고, 5％ 이상인 것이 바람직하고, 8％ 이상인 것이 가장 바람직하다.

베이나이트 변태 개시 전의 냉각시에 마르텐사이트를 어느 정도 생성시킴으로써, 베이나이트 변태를 촉진시키는 효과나 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 효과가 얻어진다. 이러한 마르텐사이트는 재가열에 의해 템퍼링을 받으므로, 필요에 따라서 마이크로 조직 중에 템퍼링 마르텐사이트를 함유시켜도 된다. 그러나, 템퍼링 마르텐사이트가 면적률로 60％를 초과하면 연성이 저하되므로, 템퍼링 마르텐사이트를 면적률로 60％ 이하로 제한한다.

또한, 마이크로 조직이, 펄라이트를 10％ 이하의 범위에서, 마르텐사이트를 20％ 이하의 범위에서 각각 필요에 따라서 포함해도 된다. 펄라이트 및 마르텐사이트의 양이 많아지면, 강판의 가공성 및 국부 변형능이 저하되거나, 잔류 오스테나이트를 생성시키는 C의 이용률이 저하된다. 그로 인해, 마이크로 조직 중에 있어서, 펄라이트를 10％ 이하로, 마르텐사이트를 20％ 이하로 제한한다.

여기서, 오스테나이트의 면적률은, 1/4의 판 두께 위치 근방의 판면과 평행한 면에 대해 X선 회절을 행하여, 얻어진 회절 강도로부터 결정할 수 있다.

또한, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 면적률은, 1/8∼3/8의 판 두께 범위(즉, 1/4의 판 두께 위치가 중심으로 되는 판 두께 범위)를 전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM : Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의해 관찰하여, 얻어진 화상으로부터 결정할 수 있다. 이 FE-SEM 관찰에서는, 강판의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면이 관찰면으로 되도록 시료를 채취하고, 이 관찰면에 대해 연마 및 나이탈 에칭을 행하고 있다.

또한, 판 두께 방향에 대해, 강판 표면 근방 및 강판 중심 근방에서는, 각각 탈탄 및 Mn 편석에 의해 강판의 마이크로 조직(구성 요소)이 그 밖의 부분과 크게 다른 경우가 있다. 그로 인해, 본 실시 형태에서는, 1/4의 판 두께 위치를 기준으로 한 마이크로 조직의 관찰을 행하고 있다.

덧붙여, 더욱 연신율을 향상시키는 경우에는, 마이크로 조직 중의 결정립의 사이즈, 특히 체적 평균 직경을 미세화하면 된다. 또한, 체적 평균 직경을 미세화함으로써, 자동차용 강판 등에서 요구되는 피로 특성(피로 한도비)이 향상된다.

세립과 비교하면 조대립의 수가 연신율에 미치는 영향도가 높기 때문에, 연신율은 개수 평균 직경보다도 체적의 가중 평균에 의해 산출되는 체적 평균 직경과 강하게 상관한다. 그로 인해, 상기한 효과를 얻는 경우에는, 체적 평균 직경이, 2∼15㎛, 바람직하게는, 2∼9.5㎛이면 좋다.

또한, 체적 평균 직경이 작아지면, 마이크로 오더로 발생하는 국부적인 변형 집중이 억제되어, 국부 변형시의 변형을 분산시킬 수 있어, 연신율, 특히 균일 연신율이 향상된다고 생각된다. 또한, 체적 평균 직경이 작아지면, 전위 운동의 장벽으로 되는 결정립계를 적절하게 제어할 수 있고, 이 결정립계가 전위 운동에 의해 발생하는 반복 소성 변형(피로 현상)에 작용하여, 피로 특성이 향상된다.

또한, 이하와 같이, 개개의 결정립(입자 단위)의 직경을 결정할 수 있다.

펄라이트는, 광학 현미경에 의한 조직 관찰에 의해 특정된다. 또한, 페라이트, 오스테나이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트의 입자 단위는, EBSD에 의해 특정된다. EBSD에 의해 판정된 영역의 결정 구조가 면심입방 구조(fcc 구조)이면, 이 영역을 오스테나이트라고 판정한다. 또한, EBSD에 의해 판정된 영역의 결정 구조가 체심입방 구조(bcc 구조)이면, 이 영역을 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 하나라고 판정한다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, EBSP-OIM(등록 상표, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)에 장비되어 있는 KAM(Kernel Average Misorientation)법을 사용하여 식별할 수 있다. KAM법에서는, 측정 데이터 중 어느 정육각형의 픽셀(중심의 픽셀)과 이 픽셀에 인접하는 6개의 픽셀을 사용한 제1 근사(총 7픽셀), 혹은 이들 6개의 픽셀의 또한 외측의 12개의 픽셀도 사용한 제2 근사(총 19픽셀), 혹은 이들 12개의 픽셀의 또한 외측의 18개의 픽셀도 사용한 제3 근사(총 37픽셀)에 대해, 각 픽셀간의 방위차를 평균하여, 얻어진 평균값을 그 중심의 픽셀의 값으로 결정하고, 이러한 조작을 픽셀 전체에 대해 행한다. 이 KAM법에 의한 계산을 입계를 초과하지 않도록 행함으로써, 입내의 방위 변화를 표현하는 맵을 작성할 수 있다. 이 맵은, 입내의 국소적인 방위 변화에 기초하는 변형의 분포를 나타내고 있다.

본 실시 형태에서는, EBSP-OIM(등록 상표)에 있어서, 제3 근사에 의해 인접하는 픽셀간의 방위차를 계산한다. 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트의 입경은, 예를 들어 1500배의 배율로 0.5㎛ 이하의 측정 스텝에서 상술한 방위 측정을 행하고, 인접하는 측정점의 방위차가 15°를 초과하는 위치를 입자 경계(이 입자 경계는, 반드시 일반적인 입계라고는 할 수 없음)로서 정하고, 그 원 상당 직경을 산출함으로써 얻어진다. 마이크로 조직 중에 펄라이트가 포함되는 경우에는, 광학 현미경에 의해 얻어진 화상에 대해, 2치화 처리, 절단법 등의 화상 처리법을 적용함으로써 펄라이트의 결정 입경을 산출할 수 있다.

이와 같이 정의된 결정립(입자 단위)에서는, 원 상당 반경(원 상당 직경의 반값)을 r로 한 경우에 개개의 입자의 체적이 4×π×r3/3에 의해 얻어지고, 이 체적의 가중 평균에 의해 체적 평균 직경을 구할 수 있다.

또한, 하기하는 조대립 분율은, 이 방법에 의해 얻어진 조대립의 면적률을 측정 대상의 면적으로 나눔으로써 얻을 수 있다.

덧붙여, 하기하는 등축립 분율은, 이 방법에 의해 얻어진 등축립의 면적률을 측정 대상의 면적으로 나눔으로써 얻을 수 있다.

또한, 구멍 확장성을 보다 개선하는 경우에는, 마이크로 조직의 전체 구성 요소에 대해, 단위 면적당으로 입경이 35㎛를 초과하는 입자(조대립)가 차지하는 면적의 비율(조대립 분율)을 10％ 이하로 제한하면 된다. 입경이 큰 입자가 증가하면, 인장 강도가 작아지고, 국부 변형능도 저하된다. 따라서, 가능한 한 결정립을 세립으로 하는 것이 바람직하다. 덧붙여, 모든 결정립이 균일하고 또한 등가로 변형을 받음으로써 구멍 확장성이 개선되므로, 조대립의 양을 제한함으로써, 국부적인 결정립의 변형을 억제할 수 있다.

본 발명자들은, 더욱 높은 국부 변형능을 추급한 결과, 상기한 각 극밀도(및 r값)가 상기 조건을 만족시킨 후, 결정립의 등축성이 우수한 경우에, 구멍 확장 가공의 방향 의존성이 작아, 국부 변형능이 더욱 향상되는 것을 발견하였다. 그로 인해, 국부 변형능을 보다 향상시키는 경우에는, 이 등축성을 나타내는 지표인 등축립 분율 50％ 이상 또한 100％ 이하이면 된다. 등축립 분율이 50％ 이상이면, 압연 방향인 L 방향의 변형능과, 압연 방향에 대해 직각 방향인 C 방향의 변형능이 비교적 균일해져, 국부 변형능이 향상된다. 또한, 등축립 분율은, 강판의 마이크로 조직 중의 결정립(예를 들어, 전체 결정립) 중, 압연 방향의 결정립의 길이 dL을 판 두께 방향의 결정립의 길이 dt로 나눈 값(dL/dt)이, 3.0 이하인 등축성이 우수한 입자(등축립)의 비율이다.

베이나이트의 비커스 경도는, 인장 특성에 영향을 미친다. 베이나이트 변태의 진행에 수반하여 잔류 오스테나이트가 안정화되고, 이 잔류 오스테나이트가 연신율의 향상에 기여한다. 덧붙여, 베이나이트의 경도가 180HV 이상이면 인장 강도 및 구멍 확장성을 더욱 개선할 수 있다. 양호한 인장 강도와 구멍 확장성의 밸런스 및 인장 강도와 연신율의 밸런스를 얻기 위해, 베이나이트의 비커스 경도를 180HV 이상으로 하면 좋다. 또한, 비커스 경도에 대해서는, 마이크로비커스 측정기를 사용하여 측정한다.

잔류 오스테나이트 중의 C(평균 C 농도)는, 잔류 오스테나이트의 안정성에 크게 기여한다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.9％ 이상이면 충분한 잔류 오스테나이트의 안정성이 얻어지므로, TRIP 효과를 효과적으로 얻을 수 있어, 연신율이 향상된다. 그로 인해, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 0.9％ 이상이면 좋다.

잔류 오스테나이트의 평균 C 농도는, X선 회절에 의해 구해진다. 즉, Cu-Kα선에 의한 X선 해석에 있어서 오스테나이트의 (200)면, (220)면, (311)면의 반사각으로부터 격자 상수 a(단위는 옹스트롬)를 구하고, 다음 (식 10)에 따라서 잔류 오스테나이트의 탄소 농도 Cγ를 산출할 수 있다.

계속해서, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 화학 성분(화학 원소)의 한정 이유에 대해 서술한다. 이하에서는, 각 화학 성분의「％」는, 「질량％」를 의미한다.

C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하

C는, 고강도를 확보하고, 또한 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 필수적이다. 충분한 잔류 오스테나이트량을 얻기 위해서는, 강 중에 0.02％ 이상의 C량을 포함하면 좋다. 한편, 강판이 C를 과잉으로 함유하면, 용접성을 손상시키므로, C량의 상한을 0.4％로 하였다. 강도와 연신율을 보다 향상시키는 경우에는, C량이, 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.12％ 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 보다 용접성을 향상시키는 경우에는, C량이, 0.38％ 이하인 것이 바람직하고, 0.36％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하

Si는 탈산제로, 강 중에 0.001％ 이상의 Si를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, Si는, 어닐링시에 페라이트를 안정화시키고, 또한 베이나이트 변태시(소정 온도 범위 내의 유지시)의 시멘타이트 석출을 억제한다. 그로 인해, Si는, 오스테나이트의 C 농도를 높여, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. Si량이 많을수록 그 효과는 커지지만, Si를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 표면 성상, 도장성, 용접성 등이 떨어진다. 그로 인해, Si량의 상한을 2.5％로 한다. 안정된 잔류 오스테나이트를 얻는 효과를 Si에 의해 충분히 발현시키는 경우에는, Si량이, 0.02％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이상인 것이 바람직하고, 0.60％ 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 표면 성상, 도장성, 용접성 등을 더욱 확보하는 경우에는, Si량이 2.2％ 이하인 것이 바람직하고, 2.0％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하

Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, 켄칭성을 높이는 원소이다. 충분한 켄칭성을 확보하기 위해서는, 강 중에 0.001％ 이상의 Mn을 포함하면 좋다. 한편, Mn을 강 중에 과잉으로 첨가하면, 연성을 손상시키므로, Mn량의 상한을 4.0％로 한다. 보다 높은 켄칭성을 확보하는 경우에는, Mn량이, 0.1％ 이상인 것이 바람직하고, 0.5％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.0％ 이상인 것이 가장 바람직하다. 또한, 보다 높은 연성을 확보하는 경우에는, Mn량이, 3.8％ 이하인 것이 바람직하고, 3.5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

P:0.15％ 이하

P는 불순물로, P를 과잉으로 강 중에 함유하면 연성이나 용접성을 손상시킨다. 따라서, P량의 상한을 0.15％로 한다. 또한, P는 고용 강화 원소로서 작용하지만, 불가피적으로 강 중에 포함되므로, P량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없이 0％이다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, P량의 하한은 0.001％여도 된다. 연성 및 용접성을 보다 높이는 경우에는, P량이, 0.10％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

S:0.03％ 이하

S는 불순물로, S를 과잉으로 강 중에 함유하면, 열간 압연에 의해 신장된 MnS가 생성되어, 연성 및 구멍 확장성 등의 성형성이 떨어진다. 따라서, S량의 상한을 0.03％로 한다. 또한, S는, 불가피적으로 강 중에 포함되므로, S량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없이 0％이다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, S량의 하한은 0.0005％여도 된다. 연성 및 구멍 확장성을 보다 높이는 경우에는, S량이 0.020％ 이하인 것이 바람직하고, 0.015％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

N:0.01％ 이하

N은 불순물로, N량이 0.01％를 초과하면 연성이 떨어진다. 따라서, N량의 상한을 0.01％ 이하로 한다. 또한, N은, 불가피적으로 강 중에 포함되므로, N량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없이 0％이다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, N량의 하한은, 0.0005％여도 된다. 보다 연성을 높이는 경우에는, N량이 0.005％ 이하인 것이 바람직하다.

Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하

Al은 탈산제로, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)도 고려하면, 강 중에 0.001％ 이상의 Al을 포함하는 것이 바람직하다. 또한, Al은, 어닐링시에 페라이트를 안정화시키고, 또한 베이나이트 변태시(소정 온도 범위 내의 유지시)의 시멘타이트 석출을 억제한다. 그로 인해, Al은 오스테나이트의 C 농도를 높여, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. Al량이 많을수록 그 효과는 커지지만, Al을 과잉으로 강 중에 첨가하면, 표면 성상, 도장성, 용접성 등이 떨어진다. 그로 인해, Al량의 상한을 2.0％로 한다. 안정된 잔류 오스테나이트를 얻는 효과를 Al에 의해 충분히 발현시키는 경우에는, Al량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하고, 0.02％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 표면 성상, 도장성, 용접성 등을 더욱 확보하는 경우에는, Al량이 1.8％ 이하인 것이 바람직하고, 1.5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

O:0.01％ 이하

O(산소)는 불순물로, O량이 0.01％를 초과하면 연성이 떨어진다. 따라서, O량의 상한을 0.01％로 한다. 또한, O는, 불가피적으로 강 중에 포함되므로, O량의 하한은 특별히 제한할 필요가 없이 0％이다. 또한, 현행의 일반적인 정련(2차 정련을 포함함)을 고려하면, O량의 하한은 0.0005％여도 된다.

Si＋Al:1.0％ 이상 또한 4.5％ 이하

이들 원소는, 상술한 바와 같이, 탈산제로, Si량과 Al량의 합계가 1.0％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Si, Al의 양쪽 모두, 어닐링시에 페라이트를 안정화시키고, 또한 베이나이트 변태시(소정 온도 범위 내의 유지시)의 시멘타이트 석출을 억제한다. 그로 인해, 이들 원소는, 오스테나이트의 C 농도를 높여, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여한다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 표면 성상, 도장성, 용접성 등이 떨어지므로, Si량과 Al량의 합계를 4.5％ 이하로 한다. 표면 성상, 도장성, 용접성 등을 더욱 높이는 경우에는, 이 합계가, 4.0％ 이하인 것이 바람직하고, 3.5％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 3.0％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

이상의 화학 원소는, 본 실시 형태에 있어서의 강의 기본 성분(기본 원소)이며, 이 기본 원소가 제어(함유 또는 제한)되고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이, 본 실시 형태의 기본 조성이다. 그러나, 이 기본 성분에 더하여(잔량부인 Fe의 일부 대신에), 본 실시 형태에서는, 필요에 따라서 이하의 화학 원소(선택 원소)를 강 중에 더 함유시켜도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 강 중에 불가피적으로(예를 들어, 각 선택 원소의 양의 하한 미만의 양) 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

즉, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판이, 예를 들어 개재물 제어나 석출물 미세화에 의해 국부 성형능을 향상시키기 위해, 선택 원소로서, Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr, V, W, Ni, Cu, Co, Sn, Zr, As 중 어느 1종 이상을 함유해도 상관없다.

Ti, Nb, B, Cu, W는, 탄소 및 질소의 고정, 석출 강화, 마이크로 조직 제어, 세립 강화 등의 기구를 통해 재질을 개선한다. 그로 인해, 필요에 따라서, Ti, Nb, B, Cu, W 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 이 경우, 각각의 화학 원소의 양의 하한에 대해, Ti량은 0.001％ 이상, Nb량은 0.005％ 이상, B량은 0.0001％ 이상, Cu량은 0.001％ 이상, W량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 이들 화학 원소를 과도하게 강 중에 첨가해도 각별한 효과는 얻어지지 않고, 오히려 가공성이나 제조성을 떨어뜨리므로, 각각의 화학 원소의 양의 상한에 대해, Ti량을 0.2％ 이하, Nb량을 0.2％ 이하, B량을 0.005％ 이하, Cu량을 2.0％ 이하, W량을 1.0％ 이하로 제한한다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 화학 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없고, Ti, Nb, B, Cu, W의 양의 하한은 모두 0％이다.

Mg, REM(Rare Earth Metal), Ca는, 개재물을 무해한 형태에 제어하는 데 중요한 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서, Mg, REM, Ca 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 이 경우, 각각의 화학 원소의 양의 하한은, 모두 0.0001％인 것이 바람직하다. 한편, 이들 화학 원소를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 청정도가 악화되므로, 각각의 화학 원소의 양의 상한에 대해, Mg량을 0.01％ 이하, REM량을 0.1％ 이하, Ca량을 0.01％ 이하로 제한한다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 화학 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없고, Mg, REM, Ca의 양의 하한은 모두 0％이다.

Mo, Cr은 기계적 강도를 높이는 효과나, 재질을 개선하는 효과가 있으므로 필요에 따라서, Mo, Cr 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 이 경우, 각각의 화학 원소의 양의 하한에 대해, Mo량은 0.001％ 이상, Cr량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 이들 화학 원소를 과도하게 강 중에 첨가하면, 반대로 가공성이 떨어지므로, 각각의 화학 원소의 양의 상한에 대해, Mo량을 1.0％, Cr량을 2.0％로 제한한다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 화학 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없고, Mo, Cr의 양의 하한은 모두 0％이다.

V는, 석출 강화에 유효하고, 이 석출 강화에 기인하는 구멍 확장성의 열화 폭이 작으므로, 고강도이며 보다 좋은 구멍 확장성이 필요한 경우에 효과적인 선택 원소이다. 그로 인해, 필요에 따라서 V를 강 중에 첨가해도 된다. 이 경우, V량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, V를 과잉으로 강 중에 첨가하면, 가공성이 떨어지므로, V량을 1.0％ 이하로 제한한다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는 V를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없고, V량의 하한은 0％이다.

Ni, Co, Sn, Zr, As는, 강도를 높이는 선택 원소이므로, 필요에 따라서, Ni, Co, Sn, Zr, As 중 어느 1종 이상을 강 중에 첨가해도 된다. 이 경우, 유효한 각 화학 원소의 함유량(양의 하한)으로서, Ni량이 0.001％ 이상, Co량이 0.0001％ 이상, Sn량이 0.0001％ 이상, Zr량이 0.0001％ 이상, As량이 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 이들 화학 원소를 과잉으로 강 중에 지나치게 넣으면, 성형성을 잃게 되므로, 각각의 화학 원소의 양의 상한에 대해, Ni량을 2.0％ 이하, Co량을 1.0％ 이하, Sn량을 0.2％ 이하, Zr량을 0.2％ 이하, As량을 0.5％ 이하로 제한한다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, 이들 화학 원소를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없고, Ni, Co, Sn, Zr, As의 양의 하한은 모두 0％이다.

이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판은, 상술한 기본 원소를 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.

본 실시 형태에서는, 이상 설명한 냉연 강판의 표면에, 용융 아연 도금 처리, 혹은 아연 도금 후에 합금화 처리를 실시하고, 냉연 강판이, 그 표면에 용융 아연 도금층 혹은 합금화 용융 아연 도금층을 구비해도 된다.

덧붙여, 본 실시 형태에서는, 냉연 강판(용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)이, 각종 표면 처리(전기 도금, 용융 도금, 증착 도금, 크로메이트 처리, 논크롬 처리, 라미네이트 처리, 각종 염류 처리 등)가 행해져 있어도 되고, 그 표면에, 금속 피막(도금 등)이나 유기 피막(라미네이트 필름 등)을 구비해도 된다.

또한, 본 실시 형태에서는, 냉연 강판의 판 두께는, 특별히 제한되지 않지만, 예를 들어 0.5∼2.5㎜여도 되고, 0.5㎜ 이상 또한 2.0㎜ 미만이어도 된다. 또한, 냉연 강판의 강도도, 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 인장 강도가 440∼1500㎫여도 된다.

계속해서, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법에 대해 서술한다.

우수한 구멍 확장성 및 연신율을 실현하기 위해서는, 이방성이 적은 극밀도를 갖는 집합 조직(미발달 집합 조직)을 형성시키는 것이 중요하다. 그로 인해, 제조된 냉연 강판이 상기한 각 극밀도의 조건을 만족시키기 위한 제조 조건의 상세를 이하에 서술한다.

열간 압연에 선행하는 제조 방법은, 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 고로나 전기로, 전로 등에 의한 제련 및 정련에 이어서 각종 2차 정련을 행하여 상기한 화학 조성을 만족시키는 강을 용제하여, 강(용강)을 얻을 수 있다. 이어서, 이 강으로부터 강괴 또는 슬래브를 얻기 위해, 예를 들어 통상의 연속 주조법, 잉곳법, 박 슬래브 주조법 등의 주조 방법으로 강을 주조할 수 있다. 연속 주조의 경우에는, 강을 한 번 저온(예를 들어, 실온)까지 냉각하고, 재가열한 후, 이 강을 열간 압연해도 되고, 주조된 직후의 강(주조 슬래브)을 연속적으로 열간 압연해도 된다. 또한, 강(용강)의 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.

또한, 후술하는 열간 압연에서는, 조압연 후에 시트바아를 접합하여, 연속적으로 마무리 압연을 행해도 된다. 그때, 조바아를, 일단 코일 형상으로 권취하고, 필요에 따라서 보온 기능을 갖는 커버에 수납하고, 다시 되감고 나서 접합을 행해도 된다.

국부 변형능이 우수한 고강도 강판을 얻기 위해서는, 이하의 요건을 만족시키면 된다.

우선, 국부 변형능을 높이기 위해서는, 조압연 후, 즉, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 즉, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 작은 것이 바람직하고, 평균 오스테나이트 입경이 200㎛ 이하이면 충분한 국부 변형능을 확보하기 위해 효과적인 것이 판명되었다. 덧붙여, rC 및 r30을, 각각 0.70 이상 및 1.10 이하로 보다 효율적으로 제어하는 경우에는, 마무리 압연 전의 평균 오스테나이트 입경이 200㎛ 이하이면 좋다.

이 200㎛ 이하의 마무리 압연 전의 평균 오스테나이트 입경을 얻기 위해서는, 도 5에 나타내는 바와 같이, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하(바람직하게는 1150℃ 이하)의 온도 범위에서의 조압연(제1 열간 압연)에 있어서 40％ 이상의 압하율로 1회(1패스) 이상 강을 압연하면 된다.

압하율 및 압하의 횟수가 클수록, 보다 미세한 오스테나이트립을 얻을 수 있다. 예를 들어, 조압연에 있어서 100㎛ 이하의 평균 오스테나이트 입경으로 제어하는 것이 바람직하고, 이 입경 제어를 행하기 위해서는, 1패스의 압하율이 40％ 이상인 압연을 2회(2패스) 이상 행하는 것이 바람직하다. 단, 조압연에 있어서, 1패스의 압하율을 70％ 이하로 제한하거나, 압하 횟수(패스수)를 10회 이하로 제한함으로써, 온도의 저하나 스케일의 과잉 생성의 우려를 저하시킬 수 있다. 그로 인해, 조압연에 있어서, 1패스의 압하율이 70％ 이하여도 되고, 압하 횟수(패스수)가 10회 이하여도 된다.

이와 같이, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이, 장래의 마무리 압연에서의 오스테나이트의 재결정을 촉진시켜, 구멍 확장성의 개선에 유효하다. 또한, 이 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이, rC, r30의 제어의 점에서도 유효하다.

이것은, 마무리 압연 중의 재결정핵 중 하나로서 조압연 후의(즉, 마무리 압연 전의) 오스테나이트 입계가 기능하는 것에 의한다고 추측된다.

조압연 후의 오스테나이트 입경을 확인하기 위해서는, 마무리 압연에 들어가기 전의 강(강판)을 가능한 한 큰 냉각 속도로 급냉하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 강판을 냉각한다. 또한, 냉각하여 얻어진 이 강판으로부터 채취한 판 조각의 단면을 에칭하여 마이크로 조직 중의 오스테나이트 입계를 뜨게 하여 광학 현미경으로 측정한다. 이때, 50배 이상의 배율로 20 이상의 시야에 대해, 오스테나이트의 입경을, 화상 해석이나 절단법으로 측정하고, 각 오스테나이트 입경을 평균하여 평균 오스테나이트 입경을 얻는다.

또한, 5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에 있어서의, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 전술한 범위로 제어하기 위한 일 조건으로서, 조압연 후의 마무리 압연(제2 열간 압연)에서, 강의 화학 조성(질량％)에 의해 하기하는 (식 11)과 같이 정해지는 온도 T1(℃)을 기준으로 압연을 제어한다.

또한, 이 (식 11)에서는, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각 C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율이다. 또한, (식 11) 중에 포함되지 않는 화학 원소(화학 성분)의 양은, 0％로 하여 계산한다. 그로 인해, 상기한 기본 성분만을 포함하는 기본 조성에서는, 상기 (식 11) 대신에, 하기 (식 12)를 사용해도 된다.

또한, 강이 선택 원소를 포함하는 경우에는, (식 12)에 의해 산출되는 온도 대신에 (식 11)에 의해 산출되는 온도를 T1(℃)로 할 필요가 있다.

마무리 압연에서는, 상기 (식 11) 또는 (식 12)에 의해 얻어지는 온도 T1(℃)을 기준으로, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위(바람직하게는, T1＋50℃ 또한 T1＋100℃ 이하의 온도 범위)에서는, 큰 압하율을 확보하고, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서는, 압하율을 작은 범위(0％을 포함함)로 제한한다. 상기한 조압연에 더하여, 이러한 마무리 압연을 행함으로써, 최종 제품의 국부 변형능을 높일 수 있다.

즉, T1＋30℃ 이상, 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서 큰 압하율을 확보하고, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서 압하율을 제한함으로써, 판 두께 중앙부에 있어서의 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도와 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도를 충분히 제어하여 최종 제품의 구멍 확장성이 비약적으로 개선된다.

이 온도 T1 자체는, 경험적으로 구해져 있다. 온도 T1을 기준으로 하여, 각 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 온도 범위를 결정할 수 있는 것을 본 발명자들은 실험에 의해 경험적으로 발견하였다. 더욱 양호한 구멍 확장성을 얻기 위해서는, 압하에 의해 많은 양의 변형을 축적하는 것이 중요하므로, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이다. 나아가서는, 이 누적 압하율은, 변형 축적에 의한 재결정 촉진의 관점에서 70％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 누적 압하율의 상한을 제한함으로써, 압연 온도를 보다 충분히 확보하여, 압연 부하를 더욱 억제할 수 있다. 그로 인해, 누적 압하율이 90％ 이하여도 된다.

또한, 강(열연 원판)의 균질성을 높이고, 최종 제품의 연신율과 국부 연성을 극한까지 높이기 위해서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하도록 마무리 압연을 제어한다. 이와 같이, 마무리 압연에서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서, 적어도 1회의 30％ 이상의 압하율의 압하가 행해진다. 특히, 후술하는 냉각 제어를 고려하면, 이 온도 범위에 있어서의 최종 패스의 압하율이 30％ 이상인, 즉, 최종 패스가 대압하 패스인 것이 바람직하다. 보다 높은 가공성이 요구되는 경우에는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 최종의 2패스의 압하율을 각각 30％ 이상으로 하는 것이 좋다. 보다 열연판의 균질성을 높이는 경우에는, 대압하 패스(1패스)의 압하율이 40％ 이상이면 좋다. 또한, 보다 양호한 강판 형상을 얻는 경우에는, 대압하 패스(1패스)의 압하율이 70％ 이하이면 좋다.

또한, 상기한 rL 및 r60이, 각각 rL≥0.70, r60≤1.10을 만족시키는 하나의 조건으로서, 후술하는 대기 시간 t를 적절하게 제어하는 것에 더하여, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압하시의 각 패스간의 강판의 온도 상승을 18℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

또한, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서, 압연의 각 패스간의 강판의 온도 상승을 억제함으로써, 균일한 재결정 오스테나이트를 얻을 수 있다.

또한, 축적된 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 촉진시키기 위해, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 압하가 종료된 후, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만(바람직하게는, T1℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만)의 온도 범위에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제한다. 그로 인해, Ar₃℃ 이상, 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율을 30％ 이하로 제한한다. 이 온도 범위에 있어서, 우수한 판 형상을 확보하는 경우에는 10％ 이상의 누적 압하율이 바람직하지만, 보다 구멍 확장성을 중시하는 경우에는 누적 압하율이 10％ 이하인 것이 바람직하고, 0％인 것이 보다 바람직하다. 즉, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서는, 압하를 행할 필요가 없고, 압하를 행하는 경우라도 누적 압하율이 30％ 이하이다.

또한, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 압하율이 크면, 재결정된 오스테나이트립이 신전(伸展)되어 구멍 확장성이 떨어진다.

즉, 본 실시 형태에 관한 제조 조건에서는, 마무리 압연에 있어서 오스테나이트를 균일하고 또한 미세하게 재결정시킴으로써 제품의 집합 조직을 제어하여 구멍 확장성을 개선할 수 있다.

Ar₃℃ 미만의 온도 범위에서 압연이 행해지거나, Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 지나치게 크면, 오스테나이트의 집합 조직이 발달한다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강판이, 그 판 두께 중앙부에 있어서, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 6.5 이하인 조건, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하인 조건 중 적어도 한쪽을 만족시키지 않는다. 한편, 마무리 압연에 있어서, T1＋200℃보다도 높은 온도 범위에서 압연이 행해지거나, 누적 압하율이 지나치게 작으면, 마이크로 조직에 조대립이나 혼립이 포함되거나, 마이크로 조직이 혼립으로 된다. 또한, 이 경우에는, 조대립 분율이나 체적 평균 직경이 증가한다.

여기서, 압하율은, 압연 하중이나 판 두께의 측정 등으로부터 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 또한, 압연 온도(예를 들어, 상기 각 온도 범위)에 대해서는, 스탠드간 온도계에 의해 실측하거나, 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션에 의해 계산하거나, 그 양쪽(실측 및 계산)을 행함으로써 얻을 수 있다. 또한, 상기에 있어서, 1패스에서의 압하율은, 압연 스탠드 통과 전의 입구 판 두께에 대한 1패스에서의 압하량(압연 스탠드 통과 전의 입구 판 두께와 압연 스탠드 통과 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다. 누적 압하율은, 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께를 기준으로 하고, 이 기준에 대한 누적 압하량(상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최초의 패스 전의 입구 판 두께와 상기 각 온도 범위에서의 압연에 있어서의 최종 패스 후의 출구 판 두께의 차)의 백분율이다. 또한, Ar₃ 온도는, 이하의 식 13에 의해 구해진다.

이상과 같이 행해지는 열간 압연(마무리 압연)에서는, 열간 압연을 Ar₃℃ 이상의 온도에서 종료한다. 열간 압연을 Ar₃(℃) 미만의 온도에서 종료하면, 오스테나이트와 페라이트의 2상의 영역(2상역)에서 강이 압연되므로, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군에의 결정 방위의 집적이 강해지고, 결과적으로 구멍 확장성이 현저하게 떨어진다. 여기서, 마무리 압연의 압연 종료 온도가, T1℃ 이상이면 T1℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 변형량을 줄여 이방성을 보다 저감시킬 수 있다. 그로 인해, 마무리 압연의 압연 종료 온도가, T1℃ 이상이어도 된다.

또한, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 압연의 마지막 대압하 패스(압연 스탠드에서의 압하) 후의 냉각(1차 냉각)은, 오스테나이트의 입경에 큰 영향을 미쳐, 이 오스테나이트의 입경이 냉연 및 어닐링 후의 마이크로 조직의 등축립 분율 및 조대립 분율에 강한 영향을 미친다.

상기 열간 압연에 있어서의 대압하 패스[상술한 바와 같이, 대압하 패스는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 30％ 이상의 압하율의 압하(패스)임] 중 최종 패스의 완료로부터 1차 냉각을 개시할 때까지의 대기 시간 t(초)가 하기하는 (식 14)를 만족시키도록, 대압하 패스 중 최종 패스에 상당하는 압연 스탠드 후에 강을 냉각시킨다(1차 냉각). 여기서, (식 14) 중의 t1은, 하기 (식 15)에 의해 구할 수 있다. (식 15) 중의 Tf는 대압하 패스의 최종 패스 완료시의 강판의 온도(℃)이고, P1은 대압하 패스 중 최종 패스의 압하율(％)이다. 여기서, 조업성(예를 들어, 형상 교정이나 2차 냉각의 제어성)을 고려하는 경우에는, 1차 냉각을 압연 스탠드 사이에서 행하면 된다.

대기 시간 t가 (식 14)의 우변의 값(t1×2.5)을 초과하면, 거의 재결정이 완료되어 있는 한편, 결정립이 현저하게 성장하여 결정 입경이 증가하므로, r값(예를 들어, rC 및 r30) 및 연신율이 현저하게 저하된다. 그로 인해, 대기 시간 t가 하기 (식 14)를 만족시키도록 냉각 개시를 제어함으로써, 결정 입경을 적절하게 제어하여 충분한 연신율을 확보하는 데 유효하다.

대기 시간 t를 t1초 미만(하기 식 16)으로 더욱 한정함으로써, 결정립의 성장을 대폭 억제할 수 있다. 이 경우에는, 최종 제품의 체적 평균 직경을, 보다 저하시켜 15㎛ 이하로 제어하는 데 유효하다. 그 결과, 재결정이 충분히 진행되어 있지 않아도 강판의 연신율을 보다 높일 수 있고, 동시에 피로 특성을 향상시킬 수 있다.

한편, 대기 시간 t를 t1초 이상 또한 2.5×t1초 이하(하기 식 17)으로 더욱 한정함으로써, 대기 시간 t가 t1초 미만인 경우에 비해 체적 평균 직경이 증가하지만, 재결정이 충분히 진행되어 결정 방위가 랜덤화되므로, 강판의 연신율을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에 등방성을 크게 향상시킬 수 있다.

또한, 상술한 1차 냉각은, 압연 스탠드의 사이 또는 마지막 스탠드 후에 행할 수 있다. 즉, 1차 냉각을 행한 후, Ar₃℃ 이상[예를 들어, Ar₃(℃)∼T1＋30(또는, Tf)(℃)]의 온도 범위에서 낮은 압하율[예를 들어, 30％ 이하(또는 30％ 미만)]의 압연을 행해도 된다.

1차 냉각에 있어서의 냉각 개시시의 강판 온도(강 온도)와 냉각 종료시의 강판 온도(강 온도)의 차인 냉각 온도 변화는, 40℃ 이상 또한 140℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 1차 냉각의 냉각 종료시의 강판 온도 T2가 T1＋100℃ 이하인 것이 바람직하다. 이 냉각 온도 변화가 40℃ 이상이면, 재결정된 오스테나이트립의 입성장을 보다 억제할 수 있어, 강도 및 연신율을 높일 수 있다. 냉각 온도 변화가 140℃ 이하이면, 보다 충분히 재결정을 진행시킬 수 있어, 극밀도를 보다 개선할 수 있으므로 구멍 확장성을 보다 높일 수 있다.

또한, 냉각 온도 변화를 140℃ 이하로 제한함으로써, 강판의 온도를 비교적 용이하게 제어할 수 있을 뿐만 아니라, 배리언트 선택(배리언트 제한의 회피)을 보다 효과적으로 제어할 수 있어, 집합 조직의 발달을 더욱 억제할 수도 있다. 따라서, 이 경우에는, 보다 등방성을 높일 수 있어, 가공성의 방위 의존성을 보다 작게 할 수 있다. 또한, 1차 냉각의 냉각 종료시의 강판 온도 T2가 T1＋100℃ 이하이면, 보다 충분한 냉각 효과가 얻어진다. 이 냉각 효과에 의해, 결정립 성장을 억제할 수 있어, 결정 입경의 증가를 더욱 억제할 수 있다.

또한, 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상인 것이 바람직하다. 이 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이상이면 재결정된 오스테나이트립의 입성장을 보다 억제할 수 있다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한을 특별히 정할 필요는 없지만, 판 형상의 관점에서 평균 냉각 속도가 200℃/초 이하여도 된다.

또한, 1차 냉각의 종료로부터 권취의 개시까지의 동안(2차 냉각)의 그 밖의 냉각 조건에 대해서는 특별히 제한되지 않고, 목적에 따라서 냉각 패턴을 설정하여, 상술한 마이크로 조직의 범위 내에서 유연하게 마이크로 조직을 제어할 수 있다. 또한, 예를 들어 오스테나이트 입경을 보다 미세하게 유지하는 경우에는, 마무리 압연기의 최종 압연 스탠드 통과 후에 냉각(이 냉각은, 2차 냉각에 포함됨)을 행해도 된다. 이와 같이, 1차 냉각에 이어서 2차 냉각을 행하는 경우에는, 1차 냉각 완료 후 10초 이내에 2차 냉각을 개시하면 된다. 이와 같이, 1차 냉각 완료 후 10초 이내에 2차 냉각을 개시하면, 결정립을 보다 미세하게 할 수 있다.

또한, 650℃ 이하의 온도까지 강을 냉각 후(이 냉각은, 2차 냉각에 포함됨), 650℃ 이하의 온도 범위에서 강(열연 원판)을 권취한다. 650℃ 이하의 온도에 도달하기 전에 강을 권취하면, 냉연 후의 강판의 이방성이 커져, 구멍 확장성이 현저하게 저하된다. 권취 온도의 하한은 특별히 제한되지 않지만, 마르텐사이트의 생성을 억제하여 냉간 압연의 부하를 억제하기 위해, 350℃ 이상이어도 된다.

상기한 바와 같이 하여 제조한 열연 원판을 냉각하여 산세한 후, 30％ 이상 또한 90％ 이하의 압연율(냉간 압연율)로 냉간 압연을 행한다. 압연율이 30％ 미만에서는, 그 후의 어닐링 공정에서 재결정을 발생시키는 것이 곤란해져, 후술하는 재결정 페라이트에 의한 집합 조직 제어(극밀도 제어)가 곤란해진다. 덧붙여, 이 경우에는, 등축립 분율이 저하되는 동시에, 어닐링 후의 결정립이 조대화된다. 또한, 압연율이 90％를 초과하면, 어닐링시에 집합 조직이 발달하므로, 결정 방위의 이방성이 강해진다. 이로 인해, 냉간 압연의 압연율을, 30％ 이상 또한 90％ 이하로 한다. 등축립 분율을 더욱 향상시켜, 결정립을 보다 미세하게 제어하기 위해서는, 냉간 압연의 압연율이 40％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 결정 방위의 이방성을 보다 저감시키기 위해서는, 냉간 압연의 압연율이 80％ 이하인 것이 바람직하고, 70％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 60％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

냉간 압연된 강(강판)에는 강한 집합 조직이 발달하여, 그 후의 어닐링을 행하였다고 해도, 그 집합 조직은 어닐링 후의 마이크로 조직으로 인계되기 쉽다. 이 결과, 연성 및 구멍 확장성이 떨어지는 경우가 있다. 이것으로부터, 냉간 압연을 행하는 경우에는, 열연 강판의 집합 조직의 제어에 더하여, 어닐링 조건을 제어함으로써, 냉간 압연에 의해 발달한 집합 조직을 약화시킬 필요가 있다. 이 어닐링의 효과는, 식 19 및 식 20을 만족시키는 2단계의 가열을 행함으로써 발휘된다. 이 2단계의 가열에 의해 강판의 집합 조직이나 기계적 특성을 적절하게 제어할 수 있는 상세한 이유는 불분명하지만, 집합 조직을 약화시키는 효과는 냉간 압연시에 도입된 전위의 회복과 재결정에 관련이 있다고 생각된다. 즉, 650℃∼Ac₁℃의 온도 범위에 있어서의 가열 속도가 크면, 페라이트가 재결정되는 일 없이, 역변태시에 가공 그대로의 미재결정 페라이트가 잔류한다. 또한, C를 0.01질량％ 이상 포함하는 강을 페라이트 및 오스테나이트로 이루어지는 2상역에서 어닐링하면, 형성된 오스테나이트가 재결정 페라이트의 성장을 방해하여, 어닐링 후에 미재결정 페라이트가 보다 잔류하기 쉬워진다. 이 미재결정 페라이트는, 강한 집합 조직을 가지므로 국부 변형능에 악영향을 미치는 동시에, 전위를 많이 포함하므로 연성을 대폭 떨어뜨린다. 이것으로부터, 650℃∼Ac₁℃의 온도 범위에 있어서의 가열 속도는, 작은 쪽이 바람직하다. 그러나, 재결정의 구동력은, 압연에 의해 축적된 변형이므로, 650℃까지의 가열 속도가 작은 경우, 냉간 압연에 의해 도입된 전위는 회복되어 버려 재결정은 일어나지 않는다. 이 결과, 냉간 압연시에 발달한 집합 조직이 그대로 잔류하게 되어, 국부 변형능의 열화를 초래한다. 특히, 실온(예를 들어, 25℃)∼650℃의 온도 범위에 있어서의 가열 속도가 작은 경우, 재결정의 개시시에 마이크로 조직에 포함되는 전위의 밀도가 작아진다. 그 결과, 재결정에 장시간을 필요로 하므로, 650℃∼Ac₁℃의 온도 범위에 있어서의 가열 속도를 작게 할(재결정이 일어나는 온도 영역에서의 강의 체류 시간을 길게 할) 필요가 있다. 이것으로부터, 어닐링에 있어서 식 19 및 식 20을 만족시키는 2단계의 가열을 행한다. 즉, 실온(예를 들어, 25℃)∼650℃의 온도 범위(전단)에 있어서의 평균 가열 속도 HR1(℃/초)이 0.3℃/초 이상이고, 650℃ 초과 또한 Ac₁℃ 이하의 온도 범위(후단)에 있어서의 평균 가열 속도 HR2(℃/초)가 0.5×HR1℃/초 이하이다. 여기서, 전단에서의 평균 가열 속도 HR1의 상한 및 후단에서의 평균 가열 속도 HR2의 하한은, 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 HR1이 200℃/초 이하여도 되고, HR2가 0.15℃/초 이상이어도 된다. 또한, 이 2단계의 가열을, 연속 어닐링 설비, 연속 용융 아연 도금 설비 및 연속 합금화 용융 아연 도금 설비에 의해 행할 수 있다.

그러나, 열연 원판에 있어서 발달한 집합 조직이 냉연 및 어닐링 후에도 인계되므로, 열연 원판의 집합 조직이 적절하게 제어되어 있지 않은 경우에는, 어닐링시의 가열 조건을 상기한 조건으로 제어하였다고 해도 강판의 국부 변형능이 떨어진다. 그로 인해, 냉연 및 어닐링 전의 전제 조건으로서 열간 압연을 상술한 조건으로 제어하여 열연 원판의 집합 조직을 랜덤화한 후, 어닐링시의 가열 조건을 상기 조건으로 제어하면, 우수한 연성 및 구멍 확장성을 충분히 향상시킬 수 있다.

또한, 이 2단계의 가열에 의해 Ac₁℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위에, 1초 이상 또한 300초 이하 가열된 강이 유지된다. 이 Ac₁℃보다도 낮은 온도 혹은 이 1초보다도 짧은 시간에는, 페라이트 등의 저온상으로부터 오스테나이트로의 역변태가 충분히 진행되지 않아, 그 후의 냉각 공정에서 제2상을 얻을 수 없어, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 덧붙여, 이 경우에는, 페라이트 등의 저온상과 함께, 냉연 후의 집합 조직이 그대로 남게 되어, 국부 변형능의 열화를 초래한다. 한편, 900℃보다도 높은 온도 혹은 300초보다도 긴 시간에는, 유지에 의해 결정립이 조대화되어, r값이나 연신율이 저하된다.

여기서, Ac₁, 전단에서의 평균 가열 속도 HR1 및 후단에서의 평균 가열 속도 HR2는, 각각 이하의 식 18, 식 19 및 식 20에 의해 얻어진다.

그 후, 1℃/s 이상 또한 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 580℃ 이상 또한 780℃ 이하의 온도 범위까지 강을 냉각한다(3차 냉각, 1단째의 냉각). 평균 냉각 속도가 1℃/s 미만 혹은 냉각 종점 온도가 780℃ 이상이면 필요한 페라이트 분율이 얻어지지 않아, 연신율이 저하된다. 한편, 평균 냉각 속도가 20℃/s 이상 또는 냉각 종점 온도가 580℃ 미만이면, 펄라이트가 생성되어 버리므로, 구멍 확장성이 저하된다.

그 후, 5℃/s 이상 또한 200℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위까지 강을 냉각한다(4차 냉각, 2단째의 냉각). 이 냉각 후, 하나의 방법으로서, 그대로 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 강을 유지한다. 또한, 다른 방법으로서, 상기한 냉각 후, 그대로 350℃ 이하까지 강을 더욱 냉각하고(5차 냉각), 그 후에 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위까지 강을 재가열하여, 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 강을 유지한다. t_OA초보다 짧은 시간 혹은 350℃ 미만 또는 500℃ 초과의 온도 범위에서 강을 유지하면, 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않아, 양호한 구멍 확장성을 얻을 수 없다. 이들 중, t_OA초과보다 짧은 시간 혹은 350℃ 미만의 온도 범위에서 강을 유지하면, 마르텐사이트가 많이 생성되어 버리므로, 구멍 확장성에 더하여 연신율이 저하된다. 또한, 500℃ 초과의 온도 범위에서 강을 유지하면, 펄라이트가 많이 생성되어 버리므로, 더욱 구멍 확장성이 저하된다. 덧붙여, 상기 4차 냉각의 평균 냉각 속도를 5℃/s이상으로 함으로써, 펄라이트의 생성을 보다 억제할 수 있다. 또한, 4차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한할 필요는 없지만, 온도 제어의 정밀도를 높이기 위해 200℃/s로 해도 된다.

여기서, t_OA는 하기하는 (식 21)에 의해 구할 수 있다.

[수학식 2]

여기서, t_OA는, 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 유지 온도이다.

또한, 얻어진 냉연 강판에, 필요에 따라서 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 이 스킨 패스 압연에 의해, 가공 성형시에 발생하는 스트레처 스트레인을 방지하거나, 강판 형상을 교정할 수 있다.

또한, 이상에 의해 제조된 냉연 강판에, 필요에 따라서, 용융 아연 도금 처리나 합금화 용융 아연 도금 처리를 행하여, 냉연 강판의 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성해도 된다. 이 경우에는, 도금층을 형성하기 전에, 수소 분압 p_H2에 대한 수증기 분압 p_H2O의 비의 로그(log(p_H2O/p_H2))가 -3.0∼0.0을 만족시키도록 노 내 분위기를 제어하여 어닐링(예를 들어, 상술한 소정의 조건에 의한 가열이나, 소정의 온도 범위 내의 유지)을 행하면 된다. 이러한 어닐링에 의해, Si를 포함하는 강판에 발생하기 쉬운 무도금 부분의 생성을 억제하거나, 합금화를 촉진시킬 수 있어, 도금 품질을 보다 높일 수 있다.

덧붙여, 얻어진 냉연 강판에, 상술한 바와 같은 각종 표면 처리를 적용해도 된다.

참고를 위해, 도 9 및 도 10에, 본 실시 형태에 관한 냉연 강판의 제조 방법의 개략을 나타내는 흐름도를 나타낸다.

실시예

본 발명의 실시예를 들면서, 본 발명의 기술적 내용에 대해 설명한다.

표 1∼표 3에 나타낸 화학 조성(잔량부가 철 및 불가피적 불순물)을 갖는 강 No.A∼Y 및 강 No.a∼g를 사용하여 검토한 결과에 대해 설명한다.

이들 강을 용제 및 주조 후, 그대로 혹은 일단 실온까지 냉각된 강을 재가열하여, 900℃∼1300℃의 온도 범위로 가열하고, 그 후, 표 4∼표 7에 나타내어지는 제조 조건으로 강판 온도를 제어하면서 열간 압연을 행하였다. Ar₃ 이상의 온도로 열간 압연을 종료 후 강을 냉각하고, 이 강을 권취하여 2∼5㎜ 두께의 열연 원판으로 하였다. 그 후, 이 강(열연 원판)을, 산세 후, 1.2∼2.3㎜ 두께로 될 때까지 냉간 압연하고, 어닐링을 위해 가열과 유지를 행하였다. 그 후, 얻어진 강판을 2단계로 냉각하여 유지하고, 이 강판에 대해 0.5％의 압연율로 스킨 패스 압연을 행하여, 냉연 강판을 얻었다. 여기서, 열간 압연 후의 제조 조건이 표 8∼표 11에 나타내는 제조 조건을 만족시키도록 냉연 강판이 제조되어 있다. 또한, 제조 No.A 1에 대해서는, 무도금의 냉연 강판(냉연 원판)에 더하여, 용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층을 형성시켜 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판도 제조하였다. 또한, 제조 No.O2에서는, T1＋30℃∼T1＋200℃에 있어서 30％ 이상의 압하율의 압하를 행하지 않았으므로, t1을 산출할 수 없었다. 그로 인해, 이 제조 No.O2에서는, P1로서 T1＋30℃∼T1＋200℃의 최종 패스의 압하율을 사용하였다.

표 1∼표 3에 각 강의 화학 성분을, 표 4∼표 7, 표 8∼표 11에 각 제조 조건을 나타낸다. 또한, 표 12∼표 15에 얻어진 강판의 마이크로 조직 및 기계적 특성을 나타낸다. 또한, 표 12∼표 15에서는, F, B, 잔류 γ, M, P 및 t-M은, 각각 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 나타낸다.

또한, 얻어진 결과에 대해, 강도 TS와 구멍 확장성 λ의 관계를 도 6에, 강도 TS와 연신률 EL의 관계를 도 7에 나타낸다.

또한, JIS Z 2241에 준거한 인장 시험에 의해, 인장 강도 TS, 연신율(전연신율) EL, 각 방향의 r값[rL, rC, r30, r60 : JIS Z 2254(2008)(ISO10113(2006))에 준거]을 결정하였다. 또한, 일본 철강연맹 규격 JFS T1001에 준거한 구멍 확장 시험에 의해, 구멍 확장성 λ을 결정하였다. 또한, r값의 측정에 있어서의 그 밖의 조건은, 상기 실시 형태의 조건과 마찬가지이다.

또한 전술한 EBSD를 사용하여, 판폭 방향의 1/4에 있어서의 압연 방향과 평행한 판 두께 단면의 5/8∼3/8의 영역의 판 두께 중앙부에 대해 0.5㎛ 피치로 극밀도를 측정하였다.

도 6 및 도 7에 나타내는 바와 같이, 강판의 화학 조성과 마이크로 조직(특히, 각 결정 방위의 극밀도)이 적절하게 제어된 강판은, 우수한 구멍 확장성과 연성을 아울러 갖고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 제조 No.A1로부터 얻어진 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에서는, 각 도금 강판의 마이크로 조직 및 기계적 특성이, 제조 No.에 대응하는 냉연 원판(표 12∼표 15)의 마이크로 조직 및 기계적 특성과 동일하였다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시예를 설명하였지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 일은 없다. 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서, 구성의 부가, 생략, 치환 및 그 밖의 변경이 가능하다. 본 발명은 전술한 설명에 의해 한정되는 일은 없고, 첨부한 클레임의 범위에 의해서만 한정된다.

TRIP 강에 있어서, 연성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

강판의 화학 조성이, 질량％로,
C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하,
Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하,
Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하
를 함유하고,
P:0.15％ 이하,
S:0.03％ 이하,
N:0.01％ 이하,
O:0.01％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 강판의 화학 조성에서는, Si량과 Al량의 합계가 1.0질량％ 이상 또한 4.5질량％ 이하이고,
5/8∼3/8의 판 두께 범위인 판 두께 중앙부에서는, {100}＜011＞, {116}＜110＞, {114}＜110＞, {112}＜110＞, {223}＜110＞의 각 결정 방위의 극밀도의 상가 평균으로 나타내어지는 극밀도인, {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가 1.0 이상 또한 6.5 이하이고, {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 5.0 이하이고,
상기 강판의 마이크로 조직에, 복수의 결정립이 존재하고, 이 마이크로 조직이, 면적률로, 페라이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 베이나이트를 5％ 이상 또한 80％ 이하, 잔류 오스테나이트를 2％ 이상 또한 30％ 이하 포함하고, 상기 마이크로 조직에서는, 면적률로, 마르텐사이트가 20％ 이하, 펄라이트가 10％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트가 60％ 이하로 제한되고,
압연 방향에 대해 직각 방향의 랭크포드값인 rC가 0.70 이상 또한 1.10 이하이고, 상기 압연 방향에 대해 30°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r30이 0.70 이상 또한 1.10 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 화학 조성이, 질량％로,
Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Nb:0.005％ 이상 또한 0.2％ 이하,
B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하,
Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
REM:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하,
Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하
로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 결정립의 체적 평균 직경이 2㎛ 이상 또한 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 {100}＜011＞∼{223}＜110＞ 방위군의 평균 극밀도가, 1.0 이상 또한 5.0 이하이고, 상기 {332}＜113＞의 결정 방위의 극밀도가 1.0 이상 또한 4.0 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 복수의 결정립 중, 35㎛를 초과하는 결정립의 면적 비율이 10％ 이하로 제한되어 있는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 복수의 결정립 중, 압연 방향의 결정립의 길이를 판 두께 방향의 결정립의 길이로 나눈 값이 3.0 이하인 결정립의 비율이, 50％ 이상 또한 100％ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 베이나이트의 비커스 경도가 180HV 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 C 농도가 0.9％ 이상인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 압연 방향의 랭크포드값인 rL이 0.70 이상 또한 1.10 이하이고, 상기 압연 방향에 대해 60°를 이루는 방향의 랭크포드값인 r60이 0.70 이상 또한 1.10 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 구비하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판.
질량％로,
C:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Si:0.001％ 이상 또한 2.5％ 이하,
Mn:0.001％ 이상 또한 4.0％ 이하,
Al:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하
를 함유하고,
P:0.15％ 이하,
S:0.03％ 이하,
N:0.01％ 이하,
O:0.01％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Si량과 Al량의 합계가 1.0질량％ 이상 또한 4.5질량％ 이하인 화학 조성을 갖는 강에 대해, 1000℃ 이상 또한 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 1회 포함하는 제1 열간 압연을 행하여, 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 식 1에 의해 산출되는 온도를 T1℃로 한 경우, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에 30％ 이상의 압하율의 대압하 패스를 포함하고, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 누적 압하율이 50％ 이상이고, 하기 식 4에 의해 산출되는 Ar₃℃ 이상 또한 T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 누적 압하율이 30％ 이하로 제한되고, 압연 종료 온도가 하기 식 4에 의해 산출되는 Ar₃℃ 이상인 제2 열간 압연을 상기 강에 대해 행하고,
상기 대압하 패스 중 최종 패스의 완료로부터 냉각 개시까지의 대기 시간 t초가, 하기 식 2를 만족시키도록, 상기 강에 대해 1차 냉각을 행하고,
650℃ 이하의 온도 범위에서 상기 강을 권취하고,
상기 강을 산세하고,
30％ 이상 또한 90％ 이하의 압연율로 상기 강을 냉간 압연하고,
실온∼650℃의 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도 HR1이 0.3℃/초 이상이고, 650℃ 초과 또한 하기 식 5에 의해 산출되는 Ac₁℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 평균 가열 속도 HR2가 단위를 ℃/초로 하여 0.5×HR1 이하인 2단계의 가열을 행하고,
Ac₁℃ 이상 또한 900℃ 이하의 온도 범위 내에 1초 이상 또한 300초 이하 상기 강을 유지하고,
580℃ 이상 또한 780℃ 이하의 온도 범위까지 1℃/s 이상 또한 20℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 상기 강을 냉각하고,
5℃/s 이상 또한 200℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내의 온도 T_OA로 상기 강을 냉각하고,
350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 하기 식 6에 의해 산출되는 시간 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 상기 강을 유지하여 강판을 얻거나, 혹은 350℃ 이하까지 상기 강을 더 냉각하여 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위까지 상기 강을 재가열한 후, 350℃ 이상 또한 500℃ 이하의 온도 범위 내에 하기 식 6에 의해 계산되는 시간 t_OA초 이상 또한 1000초 이하 상기 강을 유지하여 강판을 얻는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.

여기서, [C], [N] 및 [Mn]은, 각각 상기 강 중의 C, N 및 Mn량의 질량 백분율임.

여기서, t1은 하기 식 3에 의해 나타내어짐.

여기서, Tf는 상기 최종 패스 완료시의 상기 강의 섭씨 온도이고, P1은 상기 최종 패스에서의 압하율의 백분율임.

[수학식 1]
제10항에 있어서, 상기 강은, 상기 화학 조성으로서, 질량％로,
Ti:0.001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Nb:0.005％ 이상 또한 0.2％ 이하,
B:0.0001％ 이상 또한 0.005％ 이하,
Mg:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
REM:0.0001％ 이상 또한 0.1％ 이하,
Ca:0.0001％ 이상 또한 0.01％ 이하,
Mo:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Cr:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
V:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
W:0.001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Ni:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Cu:0.001％ 이상 또한 2.0％ 이하,
Co:0.0001％ 이상 또한 1.0％ 이하,
Sn:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
Zr:0.0001％ 이상 또한 0.2％ 이하,
As:0.0001％ 이상 또한 0.5％ 이하
로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하고, 상기 식 1에 의해 산출되는 온도 대신에 하기 식 7에 의해 산출되는 온도를 상기 T1℃로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.

여기서, [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] 및 [V]는, 각각 C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V의 질량 백분율임.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 상기 t1을 사용한 하기 식 8을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 대기 시간 t초가, 상기 t1을 사용한 하기 식 9를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 1차 냉각에서는, 냉각 개시시의 강 온도와 냉각 종료시의 강 온도의 차인 냉각 온도 변화가 40℃ 이상 또한 140℃ 이하이고, 상기 냉각 종료시의 강 온도가 T1＋100℃ 이하인 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 제1 열간 압연이, 40％ 이상의 압하율의 패스를 적어도 2회 이상 포함하고, 상기 강의 평균 오스테나이트 입경을 100㎛ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 최종 압연 스탠드 통과 후이며, 또한 상기 1차 냉각의 완료 후 10초 이내에 2차 냉각을 개시하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 제2 열간 압연에서는, T1＋30℃ 이상 또한 T1＋200℃ 이하의 온도 범위에서의 각 패스간의 상기 강의 온도 상승을 18℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 1차 냉각을 압연 스탠드 사이에서 행하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는, 냉연 강판의 제조 방법.