KR20140129209A - 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

연성과 신장 플랜지성이 뛰어난 고강도 냉연 강판은, 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.4~2.5%, Mn：0.6~3.5%, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti+Nb：0~0.10%, sol.Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부 Fe+불순물이라고 하는 화학 조성을 가지고, 주상으로서 페라이트를 40면적% 이상, 제2상으로서 저온 변태 생성상(마텐자이트와 베이나이트의 1종 또는 2종)을 합계로 10면적% 이상 및 잔류 오스테나이트(γ)를 3면적% 이상 함유하며, 또한 경사각 15о 이상의 페라이트의 평균 입경이 5.0μm 이하, 저온 변태 생성상의 평균 입경이 2.0μm 이하 , 종횡비가 5 미만인 덩어리형상 잔류γ의 평균 입경이 1.5μm 이하, 상기 덩어리형상 잔류γ의 전체 잔류γ에 대한 면적률이 50% 이상이다.

Description

냉연 강판 및 그 제조 방법{COLD-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD FOR SAME}
본 발명은, 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은, 높은 강도를 가지면서 뛰어난 가공성을 가지는 냉연 강판과, 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래부터, 냉연 강판의 기계 특성을 향상시키는 방법으로서, 조직의 미세화를 도모하는 것이 검토되어 왔다.
하기 특허 문헌 1에는, 페라이트와, 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류γ(잔류 오스테나이트)의 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 저온 변태상을 가지는 조직을 가지고, 이 저온 변태상의 체적율이 10~50%이고 평균 결정 입경이 2μm 이하인 냉연 강판이 개시되어 있다.
특허 문헌 2에는, 열간 압연 후에 단시간에 냉각함으로써 제조되는 열연 강판을 이용하여 냉연 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 예를 들어, 열간 압연 후 400℃/초 이상의 냉각 속도로 0.4초 이내에 720℃ 이하까지 냉각함으로써, 평균 결정 입경이 작은 페라이트를 주상으로 하는, 미세 조직을 가지는 열연 강판을 제조하고, 이것에 통상의 냉간 압연과 소둔을 실시하는 것이 개시되어 있다.
일본국 특허 공개 2008-231480호 공보 국제 공개 제2007/015541호 팜플렛
특허 문헌 1에 의하면, 미세한 조직을 가지는 냉연 강판이 얻어진다고 되어 있다. 그러나, 조직의 미세화를 도모하기 위해, 석출 원소인 Ti, Nb 및 V 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 필수이다. 이러한 석출 원소를 다량으로 함유하면, 강판의 연성이 손상되기 때문에, 특허 문헌 1에 개시된 냉연 강판에서는, 뛰어난 연성, 따라서 뛰어난 가공성을 확보하는 것은 어렵다.
이 점에 관하여, 특허 문헌 2에 개시된 방법에 의하면, 석출 원소를 함유시키지 않고서도 조직의 미세화를 도모할 수 있으며, 뛰어난 연성을 가지는 냉연 강판을 제조하는 것이 가능하다. 얻어진 냉연 강판은, 그 소재인 열연 강판이 미세한 조직을 가지기 때문에, 냉간 압연 및 재결정 후의 미세한 조직을 가진다. 그로 인해, 그로부터 발생하는 오스테나이트도 미세해져, 미세한 조직을 가지는 냉연 강판이 얻어진다. 그러나, 냉간 압연 후의 소둔 방법이 통상의 것이기 때문에, 소둔시의 가열 공정에 있어서 재결정이 발생하고, 재결정이 완료한 후에, 재결정 후의 조직의 입계를 핵생성 사이트로서 오스테나이트 변태가 발생한다. 즉, 열연 강판에 존재하는 대각 입계나 미세한 탄화물 입자 및 저온 변태상이라고 하는 오스테나이트 변태의 우선 핵생성 사이트의 대부분이 소둔시의 가열 중에 소실되어 버린 후에, 오스테나이트 변태가 발생하게 된다. 따라서, 특허 문헌 2에 개시된 방법에 의해 얻어지는 냉연 강판은, 미세한 조직을 가지지만, 소둔 과정에 있어서의 오스테나이트 입자의 미세화는 재결정 후의 조직을 전제로 하는 점에 있어서 제약을 받으므로, 열연 강판이 가지는 미세한 조직을 냉간 압연 및 소둔 후의 조직의 미세화에 충분히 활용되고 있다고는 말하기 어렵다. 특히, 오스테나이트 단상역에서 소둔을 행하는 경우에는, 열연 강판의 미세한 조직을 냉간 압연 및 소둔 후의 조직의 미세화에 활용하는 것은 어렵다.
본 발명은, Ti나 Nb 등의 석출 원소의 다량 첨가에 의지하지 않고서도, 냉간 압연 및 소둔 후의 조직을 효과적으로 미세화하는 것을 가능하게 하며, 이에 의해, 고강도이면서, 뛰어난 연성 및 신장 플랜지성을 가지는 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 고강도이고, 뛰어난 연성 및 신장 플랜지성을 얻기 위한 조직으로서, 페라이트를 주상으로 하고, 제2상에는 강판의 강도를 확보하기 위한 저온 변태상과 변태 야기 소성에 의한 연성 향상 효과가 얻어지는 잔류 오스테나이트를 함유하는 복합 조직에 주목했다.
또한, 페라이트와 같은 연질상과 저온 변태상이나 잔류 오스테나이트와 같은 경질상이 혼재하는 조직은, 일반적으로 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 저하가 염려되기 때문에, 페라이트 및 경질상의 미세화와 잔류 오스테나이트의 형태 제어에 의해 신장 플랜지성의 저하를 극력 억제한다고 하는 재질 설계 사상에 의거하여, 검토를 진행했다.
이러한 조직을 얻기 위한 수법으로서, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서, 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태를 진행시키는 종래의 소둔 방법이 아니라, 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 것을 새롭게 착상하여 시행했다.
그 결과, 이하의 새로운 지견을 얻었다.
1) 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태를 진행시키는 종래의 소둔 방법에서는, 재결정 후의 조직의 입계를 핵생성 사이트로서 오스테나이트 변태가 발생하기 때문에, 소둔 과정에 있어서의 오스테나이트 입자(소둔 후에 있어서의 구(舊) 오스테나이트 입자, 이하 「구 오스테나이트 입자」라고도 한다)의 미세화는, 재결정 후의 조직으로부터의 오스테나이트 변태를 전제로 하는 점에 있어서 제약을 받는다.
이에 비해, 오스테나이트가 생성되는 온도역까지 급속 가열하여 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법에 의하면, 열연 강판에 있어서의 오스테나이트 변태의 우선 핵생성 사이트인 대각 입계나 미세한 탄화물 입자·저온 변태상으로부터 오스테나이트 변태가 발생하기 때문에, 소둔 과정에 있어서의 오스테나이트 입자가 비약적으로 미세화된다. 그 결과, 소둔 후의 냉연 강판의 조직에 있어서의 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트가 효과적으로 미세화된다.
2) 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서, 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법에 의해 얻어진 강판은, 전체 잔류 오스테나이트에서 차지하는 종횡비가 5 미만인 덩어리형상의 잔류 오스테나이트의 분율이 증가한다. 이는 구 오스테나이트 입자의 미세화에 의해, 구 오스테나이트 입계상, 패킷 경계상 또는 블록 경계상에 존재하는 잔류 오스테나이트가 증가하고, 베이나이트나 마텐자이트의 라스간에 생성되는 잔류 오스테나이트가 감소하기 때문이라고 생각된다. 이러한 덩어리형상의 잔류 오스테나이트는, 베이나이트나 마텐자이트의 라스간에 생성되는 잔류 오스테나이트에 비해, 강판의 가공시에 응력이 집중하기 쉬운 입계에 존재한다. 이로 인해, 변태 야기 소성에 의한 연성 향상 효과가 높아, 강판의 연성을 효과적으로 높일 수 있다.
페라이트와 같은 연질상과 잔류 오스테나이트가 혼재하는 조직에서는, 일반적으로는 신장 플랜지성의 저하가 염려된다. 그러나, 상기 서술한 바와 같이 소둔 후의 냉연 강판의 조직에 있어서 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트가 효과적으로 미세화됨으로써, 신장 플랜지성의 저하가 억제된다. 이로 인해, 뛰어난 신장 플랜지성도 확보하는 것이 가능해진다.
3) 상기 서술한 바와 같이, 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서 재결정 완료 전에 오스테나이트 변태를 진행시키는 소둔 방법은, 열연 강판에 있어서의 오스테나이트 변태의 우선 핵생성 사이트인 대각 입계나 미세한 탄화물 입자 및 저온 변태상으로부터 오스테나이트 변태의 핵생성이 발생하여, 구 오스테나이트 입자의 효과적인 미세화가 도모된다. 그로 인해, 열연 강판의 제조 방법으로서는, 이러한 오스테나이트 변태의 우선 핵생성 사이트를 고밀도로 포함하는 열연 강판이 얻어지는, 특허 문헌 2에 기재된 제조 방법이 적절하다. 특허 문헌 2에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 열연 강판에 상기 소둔 방법을 적용함으로써, 소둔 과정에 있어서의 오스테나이트 입자가 더 미세화되고, 소둔 후의 냉연 강판의 조직에 있어서의 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트가 한층 미세화된다.
상기 서술한 조직의 미세화와 잔류 오스테나이트의 형태 제어의 결과, 냉연 강판의 연성을 비약적으로 향상시킴과 더불어, 연성과 신장 플랜지성의 밸런스도 현저하게 향상시킬 수 있는 것을 찾아낸 것이다.
상기 신 지견에 의거하는 본 발명은, 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.4~2.5%, Mn：0.6~3.5%, P：0.1% 이하, S：0.05% 이하, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%, sol.Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지고, 주상으로서 페라이트를 40면적% 이상, 제2상으로서 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 이루어지는 저온 변태상을 합계로 10면적% 이상 및 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하며, 또한 하기 식(1)~(4)를 만족하는 미크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판이다：
dF≤5.0 ···(1)
dM ＋B≤2.0 ···(2)
dAs≤1.5 ···(3)
rAs≥50 ···(4)
상기 식 중,
dF는 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경(단위：μm)이고,
dM ＋B는 상기 저온 변태상의 평균 입경(단위：μm)이며,
dAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경(단위：μm)이고, 그리고
rAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적률(%)이다.
미크로 조직에 있어서의 주상이란, 면적률로 최대인 상을 의미하고, 제2상은 그 이외의 모든 상 및 조직을 포함하는 의미이다. 평균 입경은 모두 SEM－EBSD를 이용하여, 후술하는 식(6)에 의해 구한 원상당 직경 평균값을 의미한다.
적합 양태에 있어서, 본 발명에 따른 냉연 강판은, 하기 (1)~(7) 중 1 또는 2 이상의 특징을 더 가진다.
(1) 판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, {100}<011> 부터 {211}<011>까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가진다.
(2) 상기 화학 조성이, 질량%로, Ti：0.005~0.08% 및 Nb：0.003~0.04%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유한다.
(3) 상기 화학 조성이, 질량%로, sol.Al：0.1~2.0%를 함유한다.
(4) 상기 화학 조성이, 질량%로, Cr：0.03~1%, Mo：0.01~0.3% 및 V：0.01~0.3%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 혹은 2종 이상을 함유한다.
(5) 상기 화학 조성이, 질량%로, B：0.0003~0.005%를 함유한다.
(6) 상기 화학 조성이, 질량%로, Ca：0.0005~0.003% 및 REM：0.0005~0.003%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유한다.
(7) 강판 표면에 도금층을 가진다.
다른 측면에서는, 본 발명은, 하기 공정(A) 및 (B)를 가지는 것을 특징으로 하는 상기 냉연 강판의 제조 방법이다.
(A) 상기 화학 조성을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；및
(B) 공정 (A)에 있어서 얻어진 냉연 강판에, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록 15℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 그 후 또한 (0.9×Ac1점＋0.1×Ac3점) 이상 (Ac3점＋100℃) 이하의 온도역에서 30초간 이상 유지하는 것을 포함하는 조건하에서 소둔을 실시하는 소둔 공정.
여기서, 상기 Ac1점 및 Ac3점은, 2℃/초의 가열 속도로 승온했을 때의 열팽창 곡선으로부터 구한 변태점이다.
적합 양태에 있어서 본 발명에 따른 냉연 강판의 제조 방법은 하기 (8)~(12) 중 1 또는 2 이상의 특징을 더 가진다.
(8) 상기 열연 강판이, 열간 압연 완료 후에 300℃ 이하에서 권취하고, 그 후, 500~700℃의 온도역에서 열처리를 실시함으로써 얻어진 것이다.
(9) 상기 열연 강판이, Ar3점 이상에서 압연을 완료하는 열간 압연 완료 후에, 하기 식(5)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도로부터 (압연 완료 온도-100℃)까지의 온도역을 냉각하는 열간 압연 공정에 의해 얻어진, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 입경이 6μm 이하인 것이다.
[수학식 1]
Figure pct00001
상기 식 중,
Crate(T)는 냉각 속도(℃/s)(양의 값)이고,
T는 압연 완료 온도를 제로로 하는 상대 온도(℃, 음의 값)이며,
Crate가 영인 온도가 있는 경우, 그 온도에서의 체류 시간(Δt)을 IC(T)로 나눈 값을 그 구간의 적분으로서 가산한다.
(10) 상기 (9)에 기재한 온도역에서의 냉각이, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각하는 것을 포함한다.
(11) 상기 (9)에 기재한 온도역에서의 냉각이, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 수랭에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2~1.5초의 수랭 정지 기간을 설정해 그 동안에 판형상의 계측을 행하며, 그 후 50℃/초 이상의 속도로 냉각하는 것을 포함한다.
(12) 상기 공정(B) 후, 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 공정을 더 가진다.
본 발명에 의해, Ti나 Nb 등의 석출 원소의 다량 첨가에 의하지 않고서도, 냉간 압연 및 소둔 후의 조직을 효과적으로 미세화하는 것이 가능해져, 연성 및 신장 플랜지성이 뛰어난 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 실현 가능해진다. 본 발명에 있어서 이용하는 조직의 미세화 기구는 종래법의 것과는 상이하기 때문에, 오스테나이트 단상역에서 소둔을 행하는 경우에 있어서도 효과적이며, 또, 안정된 재질이 얻어질 정도로 소둔시의 유지 시간을 길게 해도 미세 조직을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 냉연 강판 및 그 제조 방법에 대해 설명한다. 이하의 설명 중, 화학 조성에 관한 %는 특별히 지정하지 않는 한 질량%이다. 또, 본 발명에 있어서의 평균 입경은 모두, SEM－EBSD를 이용하여 후술하는 식(5)에 의해 구한 원상당 직경 평균값을 의미한다.
1. 냉연 강판
1－1：화학 조성
[C：0.06~0.3%]
C는, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. C는 또, 오스테나이트 중에 농축함으로써 오스테나이트를 안정화시키고, 냉연 강판 중의 잔류 오스테나이트의 분율을 높이며, 강의 연성을 향상시키는 작용을 가진다. 또한, 소둔 공정에 있어서는, C에 의한 승온 과정에 있어서의 페라이트의 재결정 억제 작용에 의해, 급속 가열에 의해 미재결정율이 높은 상태를 유지한 채 (Ac1점＋10℃) 이상의 온도역에 도달시키는 것이 용이해지고, 이에 의해, 냉연 강판의 미크로 조직을 미세화하는 것이 가능해진다. 또한, C는 A3점을 저하시키는 작용을 가지므로, 열간 압연 공정에 있어서는, 열간 압연을 보다 저온역에서 완료시키는 것이 가능해지며, 이에 의해, 열연 강판의 조직을 미세화하는 것이 용이해진다.
C함유량이 0.06% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 어렵다. 따라서, C함유량은 0.06% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.08% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, C함유량이 0.3% 초과에서는, 냉연 강판의 가공성이나 용접성의 저하가 현저해진다. 따라서, C함유량은 0.3% 이하로 한다. 바람직하게는 0.25% 이하이다.
[Si：0.4~2.5%]
Si는, 마텐자이트나 베이나이트라고 하는 저온 변태상의 생성을 촉진함으로써, 강의 강도를 향상시키는 작용을 가진다. Si는 또, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써, 강의 연성을 향상시키는 작용도 가진다. Si함유량이 0.4% 미만에서는, 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 어렵다. 따라서, Si함유량은 0.4% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.6% 이상, 더 바람직하게는 0.8% 이상, 특히 바람직하게는 1.0% 이상이다. 한편, Si함유량이 2.5% 초과에서는, 강의 연성 저하가 현저해지거나, 그 도금성이 손상된다. 따라서, Si함유량은 2.5% 이하로 한다. 바람직하게는 2.0% 이하이다.
[Mn：0.6~3.5%]
Mn은, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. Mn은 또, 변태 온도를 저하시키는 작용을 가지므로, 소둔 공정에 있어서, 급속 가열에 의해 미재결정율이 높은 상태를 유지한 채 (Ac1점＋10℃) 이상의 온도역으로 하는 것이 용이해지고, 이에 의해, 냉연 강판의 조직을 미세화하는 것이 가능해진다. Mn함유량이 0.6% 미만에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 어렵다. 따라서, Mn함유량은 0.6% 이상으로 한다. 한편, Mn함유량이 3.5% 초과에서는, 강이 과도하게 고강도화되어, 그 연성이 현저하게 손상된다. 따라서, Mn함유량은 3.5% 이하로 한다.
[P：0.1% 이하]
P는, 불순물로서 함유되고, 입계에 편석하여 강을 취화시키는 작용을 가진다. P함유량이 0.1% 초과에서는, 상기 작용에 의해 취화가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, P함유량은 0.1% 이하로 한다. 바람직하게는 0.06% 이하이다. P함유량은 낮을수록 바람직하기 때문에, 하한을 한정할 필요는 없지만, 비용의 관점에서는 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[S：0.05% 이하]
S는, 불순물로서 함유되고, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 강의 연성을 저하시키는 작용을 가진다. S함유량이 0.05% 초과에서는, 상기 작용에 의해 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, S함유량은 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. S함유량은 낮을수록 바람직하기 때문에, 하한을 한정할 필요는 없지만, 비용의 관점에서는 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%]
Ti 및 Nb는, 탄화물이나 질화물로서 강 중에 석출하는 석출 원소이며, 소둔 공정에 있어서의 오스테나이트의 입자 성장을 억제함으로써, 강의 조직의 미세화를 촉진하는 작용을 가진다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종을 소망에 의해 함유시켜도 된다. 그러나, 각 원소의 함유량이 상기 상한값을 초과하거나, 또는 합계 함유량이 상기 상한값을 초과하면, 상기 작용에 의한 효과는 포화하여 비용적으로 불리해진다. 따라서, 각 원소의 함유량 및 합계 함유량은 상기와 같이 한다. Ti의 함유량은 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.03% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. Nb의 함유량은 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Nb 및 Ti의 합계 함유량은 0.05% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.03% 이하로 하는 것이 더 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Ti：0.005% 이상 및 Nb：0.003% 이상 중 어느 한쪽을 만족시키는 것이 바람직하다.
[sol.Al：0~2.0%]
Al은, 강의 연성을 높이는 작용을 가진다. 따라서, Al을 함유시켜도 된다. 그러나, Al은 Ar3 변태점을 상승시키는 작용을 가지므로, sol.Al함유량이 2.0% 초과에서는, 열간 압연을 보다 고온역에서 완료시키지 않을 수 없게 된다. 그 결과, 열연 강판의 조직을 미세화하는 것이 어려워지고, 냉연 강판의 조직을 미세화하는 것도 어려워진다. 또, 연속 주조가 어려워지는 경우가 있다. 따라서, sol.Al함유량은 2.0% 이하로 한다. 상기 작용에 의한 Al의 효과를 보다 확실히 얻으려면, sol.Al함유량을 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%]
Cr, Mo 및 V는, 모두 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. 또, Mo는, 결정 입자의 입자 성장을 억제하고, 강의 조직의 미세화를 촉진하는 작용을 가진다. V는, 페라이트로의 변태를 촉진하고, 강판의 연성을 향상시키는 작용을 가진다. 따라서, Cr, Mo, V의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다.
그러나, Cr함유량이 1%를 초과하면, 페라이트 변태가 과도하게 억제되어 버려, 목적으로 하는 조직을 확보할 수 없는 경우가 있다. 또, Mo함유량이 0.3%를 초과하거나, V함유량이 0.3%를 초과하면, 열간 압연 공정의 가열 단계에 있어서 석출물이 다량으로 생성되어, 연성을 현저하게 저하시키는 경우가 있다. 따라서, 이들 각 원소의 함유량은 상기와 같이 한다. 또한, Mo함유량은 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Cr：0.03% 이상, Mo：0.01% 이상 및 V：0.01% 이상 중 어느 한쪽의 조건을 만족시키는 것이 바람직하다.
[B：0~0.005%]
B는, 강의 담금질성을 높이고, 저온 변태상의 생성을 촉진함으로써, 강의 강도를 높이는 작용을 가진다. 따라서, B를 함유시켜도 된다. 그러나, B함유량이 0.005%를 초과하면, 강이 과도하게 경질화해 버려, 연성의 저하가 현저해지는 경우가 있다. 따라서, B함유량은 0.005% 이하로 한다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, B함유량을 0.0003% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%]
Ca 및 REM은, 용강의 응고 과정에 있어서 석출하는 산화물이나 질화물을 미세화하여, 주편의 건전성을 높이는 작용을 가진다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종을 함유시켜도 된다. 그러나, 어느 원소도 고가이기 때문에, 각각의 원소의 함유량은 0.003% 이하로 한다. 이들 원소의 합계 함유량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이들 원소의 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, 몇 개의 원소를 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
여기서, REM이란, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리키고, 란타노이드의 경우, 공업적으로는 미슈 메탈의 형태로 첨가되는 것이 보통이다. 본 발명에 있어서의 REM의 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 가리킨다.
상기 이외의 잔부는, Fe 및 불순물이다.
1－2：미크로 조직 및 집합 조직
[주상]
주상은, 40면적% 이상의 페라이트이며, 또한 상기 식(1)을 만족한다.
주상이 연질인 페라이트임으로써, 냉연 강판의 연성을 높일 수 있다. 또한, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경 dF가 상기 식(1)을 만족함으로써, 경질인 제2상이 페라이트의 입계상에 미세하게 분산하고, 강판을 가공했을 때에 미세한 균열의 발생이 억제된다. 또, 페라이트의 미세화에 의해 미세 균열 선단으로의 응력 집중을 완화하여, 균열 진전을 억제할 수 있다. 이 결과, 냉연 강판의 신장 플랜지성이 향상한다.
페라이트 면적률이 40% 미만에서는, 뛰어난 연성을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 페라이트 면적률은 40% 이상으로 한다. 페라이트 면적률은 바람직하게는 50% 이상이다.
경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경 dF가 상기 식(1)을 만족하지 않으면, 제2상이 균일하게 분산되지 않기 때문에, 뛰어난 신장 플랜지성을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 상기 페라이트의 평균 입경 dF는 상기 식(1)을 만족하도록 한다. dF의 값은 바람직하게는 하기 식(1a)를 만족한다.
dF≤4.0···(1a)
경사각 15о 이상의 대각 입계로 둘러싸인 페라이트의 평균 입경 dF를 지표로 하는 것은, 경사각 15о 미만의 소각 입계는 인접하는 결정 입자간의 방위차가 작은 저에너지 계면이기 때문에, 제2상이 석출하기 어렵고, 제2상을 미세하게 분산시키는 효과가 작아, 신장 플랜지성 향상으로의 기여가 적기 때문이다.
이하에서는, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경을 간단히 페라이트의 평균 입경이라고 한다. 본 발명에서는, 페라이트의 평균 입경은 5.0μm 이하, 바람직하게는 4.0μm 이하이다.
[제2상]
제2상은, 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 이루어지는 저온 변태상을 합계로 10면적% 이상 및 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하고, 또한 상기 식(2)~(4)를 만족한다.
마텐자이트나 베이나이트라고 하는 저온 변태로 생성하는 경질인 상 또는 조직을 제2상 중에 함유시킴으로써, 강의 강도를 높이는 것이 가능해진다. 한편, 잔류 오스테나이트는 강판의 연성을 향상시키는 작용을 가지므로, 잔류 오스테나이트 면적률을 높임으로써, 뛰어난 연성을 얻는 것이 가능해진다. 또한, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트가 각각 상기 식(2) 및 상기 식(3)을 만족하도록 미세함으로써, 강판을 가공했을 때에 미세한 균열의 발생과 진전이 억제되어, 강판의 신장 플랜지성이 향상한다. 또한, 종횡비가 5 미만인 덩어리형상의 잔류 오스테나이트는 입계에 존재하는 빈도가 높기 때문에, 가공시에 있어서 효과적으로 응력 집중을 완화할 수 있다. 이로부터, 상기 식(4)를 만족함으로써 강판의 연성(특히 균일 신장)을 현저하게 향상시킬 수 있다.
마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 이루어지는 저온 변태상의 합계 면적률이 10% 미만에서는, 높은 강도를 확보하는 것이 어렵다. 따라서, 상기 저온 변태상의 합계 면적률은 10% 이상으로 한다. 또한, 저온 변태상으로서는, 마텐자이트 및 베이나이트의 양방을 포함하고 있을 필요는 없고, 어느 1종을 포함하고 있으면 된다. 여기서, 베이나이트에는, 베이니틱페라이트가 포함된다.
또, 상기 저온 변태상(마텐자이트 및/또는 베이나이트)의 평균 입경 dM ＋B가 상기 식(2)를 만족하지 않으면, 신장 플랜지 가공시의 미세 균열의 발생과 진전을 억제하는 것이 어려워져, 뛰어난 신장 플랜지성을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 저온 변태상의 평균 입경 dM ＋B는 상기 식(2)를 만족하도록 한다. dM＋B의 값은 바람직하게는 하기 식(2a)를 만족하는 것이 바람직하다：
dM ＋B≤1.6···(2a)
잔류 오스테나이트는 면적률이 3% 미만이 되면 뛰어난 연성을 확보하는 것이 어렵다. 따라서, 잔류 오스테나이트 면적률은 3% 이상으로 한다. 바람직하게는 5% 이상이다.
종횡비가 5 미만인 덩어리형상의 잔류 오스테나이트의 평균 입경 dAs가 상기 식(3)을 만족하지 않으면, 강판을 가공했을 때의 잔류 오스테나이트의 변태에 의해 조대한 덩어리형상 마텐자이트가 생성되어 버리기 때문에, 강의 신장 플랜지성이 저하한다. 따라서, 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경 dAs는 상기 식(3)을 만족하는 것으로 한다. dAs의 값은 하기 식(3a)를 만족하는 것이 바람직하다.
dAs≤1.0···(3a)
종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적률 rAs가 상기 식(4)를 만족하지 않으면, 연성을 향상시키는 것이 어려워진다. 따라서, 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적률 rAs는 상기 식(4)를 만족하는 것으로 한다. rAs의 값은 하기 식(4a)를 만족하는 것이 바람직하다.
rAs≥60···(4a)
상기 식(3) 및 (4)를 만족함으로써, 연성 향상 효과를 최대한 발휘시키고, 또한 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 저하를 극력 억제할 수 있다.
또한, 제2상에는 펄라이트나 시멘타이트가 혼입되는 경우가 있는데, 이들의 합계 함유량이 10% 이하이면 그들의 혼입은 허용된다.
페라이트의 평균 입경 DF는, SEM－EBSD를 이용하여, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 둘러싸인 페라이트를 대상으로 그 평균 입경을 구한다. SEM－EBSD란, 주사 전자 현미경(SEM) 중에서 전자선 후방 산란 회절(EBSD)에 의해 미소 영역의 방위 측정을 행하는 방법이다. 얻어진 방위 맵을 해석함으로써 평균 입경을 산출할 수 있다. 저온 변태상 및 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경도, 같은 방법을 이용하여 구할 수 있다.
또한, 페라이트 및 저온 변태상의 면적률도, SEM－EBSD를 이용하여 구한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 회절법에 의해 구한 오스테나이트의 체적 분율을 그대로 면적률로 한다.
본 발명에서는, 이상의 어느 평균 입경 및 면적률에 대해서도, 강판의 판두께 1/4 깊이 위치에 있어서의 측정값을 채용한다.
[집합 조직]
본 발명에 따른 냉연 강판은, 판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, {100}<011>부터 {211}<011>까지의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가지는 것이 바람직하다.
{100}<011>부터 {211}<011>까지의 방위군의 집합 조직의 발달을 억제하면, 강의 가공성이 향상한다. 그로 인해, 상기의 방위군의 X선 강도비를 저감함으로써, 강의 가공성이 향상한다. 상기의 방위군의 X선 강도의 평균을, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만으로 함으로써, 연성 및 신장 플랜지성을 한층 향상시키는 것이 가능해진다. 따라서, 상기의 방위군의 X선 강도의 평균을, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만으로 하는 것이 바람직하다. 상기의 비는 더 바람직하게는 5 미만, 가장 바람직하게는 4 미만이다. 또한, 집합 조직의 {hkl}<uvw>란, 판면에 대한 수직 방향과 {hkl}의 법선이 평행하고, 압연 방향과 <uvw>가 평행한 결정 방위를 나타낸다.
이 특정 방위의 X선 강도는, 강판을 불화수소산에 의해 판두께 1/2 깊이까지 화학 연마한 후, 그 판면에 있어서, 페라이트상의 {200}, {110} 및 {211}면의 양극 점도를 측정하고, 그 측정값을 이용해 급수 전개법에 의해 방위 분포 함수(ODF)를 해석함으로써 얻어진다.
집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도는, 분말형상으로 한 강을 이용하여 상기와 같은 측정을 행함으로써 구한다.
1－3：도금층
상기 서술한 냉연 강판의 표면에 내식성의 향상 등을 목적으로서 도금층을 설치하고, 표면 처리 강판으로 해도 된다. 도금층은 전기 도금층이어도 되고 용융 도금층이어도 된다. 전기 도금층으로서는, 전기 아연 도금, 전기 Zn－Ni합금 도금 등이 예시된다. 용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn－Al합금 도금, 용융 Zn－Al－Mg합금 도금, 용융 Zn－Al－Mg－Si합금 도금 등이 예시된다.
도금 부착량은 특별히 제한되지 않고, 종래와 같아도 된다. 또, 도금 표면에 적당한 화성 처리 피막을 형성(예를 들어, 실리케이트계의 크롬 프리 화성 처리액의 도포와 건조에 의해)하여, 내식성을 더 높이는 것도 가능하다. 또한, 유기 수지 피막으로 피복 할 수도 있다.
2. 제조 방법
2－1：열간 압연과 압연 후의 냉각
본 발명에서는, 후술하는 소둔에 의해 냉연 강판의 조직은 미세화되므로, 냉간 압연에 제공하는 열연 강판은 상법에 의해 제조한 것을 이용해도 된다. 그러나, 냉연 강판의 조직을 한층 미세화하기 위해, 냉간 압연에 제공하는 열연 강판의 조직을 미세화하여, 오스테나이트 변태의 핵생성 사이트를 증대시키는 것이 바람직하다. 이것은 구체적으로는, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 둘러싸인 입자의 미세화, 및, 시멘타이트나 마텐자이트 등의 제2상을 미세 분산시키는 것을 가리킨다.
미세 조직을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시한 후에 급속 가열 소둔을 행하면, 급속 가열에 의해 가열 과정에 있어서의 재결정에 의한 핵생성 사이트의 소실을 억제할 수 있기 때문에, 오스테나이트나 재결정 페라이트의 핵생성수가 증대하고, 최종 조직을 미세하게 하는 것이 보다 용이해진다.
본 발명에 있어서 냉연 강판의 소재로서 바람직한 열연 강판은, 구체적으로는, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 입경이 6μm 이하인 것이다. 상기 BCC상의 평균 입경은 더 바람직하게는 5μm 이하이다. 이 평균 입경도 SEM－EBSD에 의해 구한다.
열연 강판의 상기 BCC상의 평균 입경을 6μm 이하로 함으로써, 냉연 강판의 조직을 보다 미세화하는 것이 가능해지고, 기계 특성을 한층 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, 열연 강판의 BCC상의 평균 입경은 작을수록 바람직하기 때문에, 하한에 대해서는 규정하지 않으나, 통상은 1.0μm 이상이다. 여기서 말하는 BCC상이란, 페라이트, 베이나이트 및 마텐자이트를 포함하고, 그 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다. 마텐자이트는 정확하게는 BCC상은 아니지만, 상기 입경을 SEM－EBSD 해석에 의해 평균 입경을 구하는 관계상, 편의적으로 BCC상으로서 취급한다.
이러한 미세 조직을 가지는 열연 강판은, 이하에 설명하는 방법으로 열간 압연 및 냉각을 행함으로써 제작될 수 있다.
연속 주조에 의해, 상기 서술한 화학 조성을 가지는 슬래브를 제작하여, 이것을 열간 압연에 제공한다. 이때, 슬래브는 연속 주조시의 고온을 유지한 채 이용할 수도, 일단 실온까지 냉각한 후, 재가열해 이용할 수도 있다.
열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 슬래브의 가열 온도가 1000℃보다 낮으면, 압연기에 과대한 부하가 걸리는데 더해, 압연 중에 강의 온도가 페라이트 변태 온도까지 저하하여, 조직 중에 변태한 페라이트를 포함한 상태로 압연되어 버릴 우려가 있다. 그로 인해, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는, 오스테나이트 온도역에서 열간 압연을 완료할 수 있도록, 충분히 고온으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연은, 리버스밀 또는 텐덤밀을 이용하여 행한다. 공업 생산성의 관점에서는, 적어도 최종 수단은 텐덤밀을 이용하는 것이 바람직하다. 압연 중에는 강판을 오스테나이트 온도역에 유지하기 때문에, 압연 완료 온도는 Ar3점 이상으로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연의 압하량은, 피압연재의 온도가 Ar3점으로부터 (Ar3점＋150℃)까지의 온도 범위에 있을 때의 판두께 감소율로 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 압하량은 보다 바람직하게는 60% 이상이다. 압연은 1패스로 행할 필요는 없고, 연속하는 복수 패스의 압연이어도 된다. 압하량을 크게 함으로써, 보다 많은 변형 에너지가 오스테나이트에 도입되고, BCC상으로의 변태 구동력을 높일 수 있으며, 열연 강판의 조직을 보다 미세 입자화할 수 있다. 압연 설비로의 부하의 과도한 증가를 피하기 위해, 1패스 당 압하량은 60% 이하로 하는 것이 바람직하다.
압연 완료 후의 냉각은 이하에 상술하는 방법으로 행하는 것이 바람직하다.
압연 완료 온도로부터의 냉각에서는, 하기 식(5)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도로부터 (압연 완료 온도-100℃)까지의 온도역을 냉각하는 것이 바람직하다.
[수학식 2]
Figure pct00002
여기서, T는 압연 완료 온도를 제로로 하는 상대 온도(T=(냉각 중의 강판의 온도-압연 완료 온도)℃, 음의 값)이고, Crate(T)는 온도 T에서의 냉각 속도(℃/초)(양의 값)이다. Crate가 영이 되는 온도가 있는 경우는, 그 온도에서의 체류 시간(Δt)을 IC(T)로 나눈 값을 그 구간의 적분으로서 가산한다.
상기 식(5)는, 열간 압연으로 강판 중에 축적된 변형 에너지가 열연 완료 후의 회복·재결정에 의해 소비되기 전에, 오스테나이트 미재결정 온도역(압연 완료 온도-100℃)까지 냉각하기 위한 조건을 나타낸 것이다. 자세한 것은, IC(T)는 Fe원자의 체확산에 관한 계산으로부터 구해지는 값이며, 열간 압연 완료로부터 오스테나이트의 회복이 개시할 때까지의 시간을 나타낸다. 또한, (1/(Crate(T)·IC(T)))는, 냉각 속도(Crate(T))로 1℃ 냉각하는데에 필요로 하는 시간을 IC(T)로 규격화한 값, 즉 회복·재결정에 의해 변형 에너지가 소실할 때까지의 시간에 대한 냉각 시간의 분율을 나타낸다. 따라서 (1/Crate(T)·IC(T))를 T=0~－100℃의 사이에서 적분하여 구해지는 값은, 냉각 중의 변형 에너지의 소실량을 나타내는 지표가 된다. 이 값을 제한함으로써, 변형 에너지가 일정량 소실되기 전에 100℃ 냉각하기 위해 필요한 냉각 조건(냉각 속도와 체류 시간)을 규정한다. 상기 식(5)의 우변의 값은, 바람직하게는 3.0, 보다 바람직하게는 2.0, 더 바람직하게는 1.0이다.
상기 식(5)를 만족하는 바람직한 냉각 방법에서는, 압연 완료 온도로부터의 1차 냉각을, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각함으로써 행하는 것이 바람직하다. 이 온도 구간은 바람직하게는 60℃ 이상이다. 후술하는 수랭 정지 기간을 설정하지 않은 경우에는, 100℃ 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 1차 냉각의 냉각 속도는 600℃/초 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, 800℃/초 이상으로 하는 것이 특히 바람직하다. 이 1차 냉각은, 압연 완료 온도에 5초 이하의 단시간 유지하고 나서 개시할 수도 있다. 압연 완료로부터 1차 냉각 개시까지의 시간은, 상기 식(5)를 만족하도록, 0.4초 미만으로 하는 것이 바람직하다.
또, 압연 완료 직후에 400℃/초 이상의 냉각 속도로 수랭에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2~1.5초의 수랭 정지 기간을 설정해, 그 동안에 판두께 및 판폭 등의 판형상의 계측을 행하며, 그 후 50℃/초 이상의 속도로 냉각(2차 냉각)을 행하는 것도 바람직하다. 이와 같이 판형상의 측정을 행함으로써, 판형상의 피드백 제어를 행하는 것이 가능해지고, 생산성이 향상한다. 상기 수랭 정지 기간은 1초 이하로 하는 것이 바람직하다. 수랭 정지 기간 중은, 방랭으로 해도 공랭으로 해도 된다.
상기 1차 냉각 및 2차 냉각은, 모두 공업적으로는 수랭에 의해 실시된다.
압연 완료 온도로부터 (압연 완료 온도-100℃)의 온도까지의 압연 직후의 냉각이 상기 식(5)를 만족함으로써, 열간 압연에 의해 오스테나이트에 도입된 변형의 회복 및 재결정에 의한 소비를 극력 억제하고, 강 중에 축적시킨 변형 에너지를 오스테나이트로부터 BCC상으로의 변태 구동력으로서 최대한으로 이용할 수 있다. 압연 직후의 냉각 속도를 400℃/초 이상으로 하는 이유도, 상기와 마찬가지로 변태 구동력을 증대시키기 위함이다. 이에 의해, 오스테나이트로부터 BCC상으로의 변태 핵생성의 수를 증가시켜, 열연 강판의 조직을 미세화할 수 있다. 이와 같이 하여 제조되는 미세 조직을 가지는 열연 강판을 소재로 함으로써, 냉연 강판의 조직을 보다 한층 미세화할 수 있다.
1차 냉각 또는 1차 냉각 및 2차 냉각을 상기와 같이 행한 후, 권취 온도까지의 냉각을 행하기 전에, 강판을 임의의 온도역에 임의의 시간 유지함으로써, 페라이트 변태나 Nb나 Ti로 이루어지는 미세 입자의 석출 등의 조직 제어를 행해도 된다. 여기서 말하는 「유지」에는 방랭이나 보온이 포함된다. 조직 제어에 적절한 온도역 및 유지 시간으로서는, 예를 들어, 600~680℃의 온도역에서 3~15초 정도 방랭을 행하는 것이며, 이와 같이 함으로써, 열연판 조직에 미세한 페라이트를 도입할 수 있다.
그 후, 강판의 권취 온도까지 냉각한다. 이때의 냉각 방법은 수랭, 미스트 냉각, 및 가스 냉각(공랭을 포함한다)으로부터 선택한 방법에 의해 임의의 냉각 속도로 냉각을 행할 수 있다. 강판의 권취 온도는, 조직을 보다 확실히 미세화하는 관점으로부터 650℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이상의 열연 공정에 의해 제작된 열연 강판은 충분히 다량의 대각 입계가 도입되고, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 평균 입경이 6μm 이하이며, 마텐자이트나 시멘타이트 등의 제2상을 미세하게 분산시킨 조직이 된다. 이와 같이, 대각 입계가 다량으로 존재하고, 제2상이 미세하게 분산된 열연 강판에 냉간 압연 및 소둔을 행하는 것이 적절하다. 왜냐하면, 이들 대각 입계나 미세한 제2상이 오스테나이트 변태의 우선 핵생성 사이트이기 때문에, 급속 가열 소둔에 의해 이들의 위치로부터 다수의 오스테나이트 및 재결정 페라이트를 생성시켜 조직의 미세화를 도모하는 것이 가능해지기 때문이다.
열연 강판의 조직은, 제2상으로서 펄라이트를 포함하는 페라이트 조직, 베이나이트 및 마텐자이트로 이루어지는 조직, 또는, 그들의 혼합된 조직으로 할 수 있다.
2－2：열연 강판의 소둔
상기의 열연 강판에 500~700℃의 온도에서 소둔을 행해도 된다. 이 소둔은, 특히 300℃ 이하에서 권취한 열연 강판에 적합하다.
소둔의 방법은, 열연 코일을 연속 소둔 라인을 통해 행할 수도, 코일인 상태로 배치 소둔로를 이용하여 행할 수도 있다. 열연 강판을 가열함에 있어서, 500℃의 소둔 온도까지의 가열 속도는 10℃/시간 정도의 서가열부터 30℃/초의 급속 가열까지, 임의의 속도로 행할 수 있다.
소둔 온도(균열 유지 온도)는 500~700℃의 온도 범위로 한다. 이 온도역에 있어서의 유지 시간은 특별히 한정할 필요는 없으나, 3시간 이상으로 하는 것이 바람직하다. 유지 시간의 상한은, 탄화물의 조대화 억제의 관점으로부터 15시간 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 10시간 이하이다.
이러한 열연 강판의 소둔을 행함으로써, 열연 강판 중의 입계, 패킷 경계, 블록 경계에 미세한 탄화물을 분산시킬 수 있고, 상기 서술한 열간 압연 완료 직후의 극단시간의 급랭과 조합시킴으로써, 탄화물을 한층 미세하게 분산시킬 수 있다. 그 결과, 소둔 중에 오스테나이트의 핵생성 사이트를 증가시키고, 최종 조직을 미세화할 수 있다. 열연 강판의 소둔은, 열연 강판을 연화시키고, 냉간 압연 설비의 부하를 경감하는 작용도 가진다.
2－3：산세·냉간 압연
상기의 방법으로 제작한 열연 강판을 산세 후, 냉간 압연을 행한다. 이들은 상법에 의하면 된다. 냉간 압연은 윤활유를 이용하여 행할 수도 있다. 또, 냉간 압연율의 하한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 통상은 20% 이상이다. 냉간 압연율이 85%를 초과하면 냉간 압연 설비에의 부담이 커지기 때문에, 냉간 압연율은 85% 이하로 하는 것이 바람직하다.
2－4：소둔
상기의 냉간 압연으로 얻어진 강판의 소둔은, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록, 15℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열한다.
이와 같이, 미재결정 조직을 남긴 채로 (Ac1점＋10℃)까지 가열함으로써, 열연 강판의 대각 입계나 제2상을 핵생성 사이트로서 미세한 오스테나이트를 다수 핵생성시킬 수 있다. 이때 열연 강판의 조직이 미세하면, 보다 다수의 핵생성을 얻을 수 있으므로 바람직하다. 오스테나이트의 핵생성수를 증가시킴으로써, 소둔 중의 오스테나이트 입자를 현저하게 세립화시킬 수 있으며, 그 후에 생성하는 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트를 미세화시킬 수 있다.
한편, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30% 미만에서는, 재결정 완료 후에 오스테나이트 변태가 진행된 영역이 대부분을 차지하게 된다. 그 결과, 이러한 영역에 있어서 재결정 입자의 입계로부터 오스테나이트 변태가 진행하기 때문에, 소둔 중의 오스테나이트 입자는 조대해지고, 최종 조직도 조대화한다.
따라서, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록, 평균 가열 속도는 15℃/초 이상으로 한다. 평균 가열 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상, 더 바람직하게는 80℃/초 이상, 특히 바람직하게는 100℃/초 이상이다. 평균 가열 속도의 상한은 특별히 설정하지 않으나, 온도 제어가 어려워지는 것을 고려하여 1000℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기의 15℃/초 이상의 급속 가열을 개시하는 온도는, 재결정 개시 전인 한 임의이며, 10℃/초의 가열 속도하에서 측정한 연화 개시 온도(재결정 개시 온도) Ts에 대해, Ts－30℃여도 된다. 그 이전의 온도역에 있어서의 가열 속도는 임의이다. 예를 들어, 600℃ 정도로부터 급속 가열을 개시해도, 충분한 세립화 효과가 얻어진다. 또, 실온으로부터 급속 가열을 개시해도 본 발명에 악영향을 가져올 일은 없다.
가열 방법은 충분히 급속한 가열 속도를 얻기 위해, 통전 가열이나 유도 가열, 직화 가열을 이용하는 것이 바람직한데, 본 발명의 요건을 만족하는 한 래디언트 튜브에 의한 가열도 가능하다. 또한, 이들 가열 장치의 적용에 의해, 강판의 가열 시간이 큰폭으로 단축되고, 소둔 설비를 보다 컴팩트하게 하는 것이 가능해져, 생산성의 향상이나 설비 투자비의 저감의 효과도 기대할 수 있다. 또, 기존의 연속 소둔 라인 및, 용융 도금 라인에, 급속 가열 장치를 증설하여 상기 가열을 행하는 것도 가능하다.
(Ac1점＋10℃)까지 가열한 후, (0.9×Ac1점＋0.1×Ac3점) 이상, (Ac3점＋100℃) 이하의 소둔 온도까지 가열한다. 이 온도 구간의 가열 속도는 임의의 속도로 할 수 있다. 이 온도 구간에서의 가열 속도를 낮게 함으로써, 충분한 시간을 들여, 페라이트의 재결정을 촉진할 수도 있다. 또, 처음의 일부만을 급속 가열(예, 상기 급속 가열과 같은 속도)로 하고, 그 후를 보다 낮은 가열 속도로 하는 바와 같이, 가열 속도를 변화시킬 수도 있다.
소둔 과정에 있어서는, 오스테나이트로의 변태를 충분히 진행시킴과 더불어, 강판 중의 탄화물을 용해시킨다. 이로 인해, 소둔 온도는 (0.9×Ac1＋0.1×Ac3점) 이상으로 한다. 바람직한 소둔 온도는 (0.3×Ac1점＋0.7×Ac3점) 이상이며, 이 경우에는 특히, 냉연 강판의 집합 조직에 있어서 {100}<011>부터 {211}<011>까지의 방위군의 강도가 저하하여, 강판의 가공성이 향상한다. 한편, 소둔 온도를 (Ac3점＋100℃)를 초과하는 온도로서 균열 유지한 경우, 오스테나이트 입자의 급격한 입자 성장이 발생하여, 최종 조직이 조립화한다. 이것으로부터, 소둔 온도는 (Ac3점＋100℃) 이하로 하고, 바람직하게는 (Ac3점＋50℃) 이하이다.
본 발명에 있어서의 Ac1점 및 Ac3점은, 냉간 압연을 행한 강판을, 2℃/초의 가열 속도로 1100℃까지 승온했을 시에 측정한 열팽창 곡선으로부터 구해지는 값이다.
상기 소둔 온도역에 유지하는 소둔 시간이 30초간 이하에서는 탄화물의 용해와 오스테나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 냉연 강판의 가공성이 저하해 버린다. 또, 소둔 중의 온도 얼룩이 발생하기 쉬워 제조 안정성에 문제를 일으킨다. 따라서, 소둔 시간은 30초간 이상으로 하여, 탄화물의 용해와 오스테나이트로의 변태를 충분히 진행시킨다. 소둔 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 오스테나이트의 입자 성장을 보다 확실히 억제하는 관점에서는, 10분간 미만으로 하는 것이 바람직하다.
소둔 후의 냉각에서는, 냉각 속도나 저온 유지의 온도·시간 등의 온도 이력을 제어함으로써, 적절한 면적률의 페라이트, 저온 변태상 및 잔류 오스테나이트를 생성시킴으로써, 냉연 강판의 조직을 제어한다. 소둔 후의 냉각에 있어서의 냉각 속도가 너무 늦으면, 저온 변태상이 10면적% 미만까지 감소해 버려, 강판의 강도가 저하한다. 이로 인해, 650℃부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 1℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각 속도가 너무 빠르면, 저온 변태상의 면적률이 과도하게 증가해 버려, 강판의 연성이 손상된다. 이로 인해, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 60℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기의 냉각은 임의의 방법으로 실시할 수 있다. 예를 들어, 가스, 미스트, 물, 또는 그들의 조합에 의한 냉각이 가능하다.
상기 온도역에서의 냉각 후에, 냉각을 정지 또는 완냉각으로서 저온역에 유지함으로써, 냉연 강판 중에 적절한 면적률의 저온 변태상을 생성시킴과 더불어, 미변태 오스테나이트로의 탄소 원자의 확산을 촉진함으로써, 잔류 오스테나이트를 생성시킨다.
상기 소둔 후, 상온까지의 냉각 과정에 있어서, 용융 도금을 실시하여 용융 도금 강판으로 해도 되고, 상온까지의 냉각 후에 다른 공정에 있어서 용융 도금이나 전기 도금을 실시하여 용융 도금 강판이나 전기 도금 강판으로 해도 된다. 상온까지의 냉각 과정에 있어서, 용융 도금을 실시하여 용융 도금 강판으로 하는 경우에는, 용융 도금 전에 용융 도금욕보다 고온 또는 저온으로 유지해도 된다. 용융 도금층, 전기 도금층, 및 도금 부착량은 상기 서술한 바와 같다. 또, 내식성을 더 높이기 위해, 도금 후에 적당한 화성 처리를 실시해도 된다.
실시예
표 1에 기재하는 화학 조성을 가지는 강종 A~N의 강괴를 진공 유도로에서 용제했다. 표 1에는 강종 A~N의 Ac1점 및 Ac3점을 함께 기재한다. 이들의 변태 온도는, 후술의 제조 조건을 따라 냉간 압연까지 행한 강판을, 2℃/초의 가열 속도로 1100℃까지 승온했을 시에 측정한 열팽창 곡선으로부터 구한 것이다. 표 1에는 또한 (Ac1점＋10℃), (0.9×Ac1점＋0.1×Ac3점) 및 (Ac3점＋100℃)의 값도 기재한다.
[표 1]
Figure pct00003
이들 강괴를 열간 단조한 후, 열간 압연에 제공하기 위해, 슬래브형상의 강편으로 절단했다. 이들 강편을 1000℃ 이상의 온도로 1시간 가열한 후, 시험용 소형밀을 이용하여, 표 2에 기재하는 압연 완료 온도(표 2에서는 FT로 표시)로 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여, 동 표에 기재하는 냉각 조건 및 권취 온도로, 판두께 2.0~2.6mm의 열연 강판을 제작했다.
압연 완료 후의 냉각은, 다음의 방법 중 어느 하나로 실시했다：
1) 압연 완료 직후에 적어도 100℃의 온도 강하량으로 1차 냉각만을 행한다；
2) 압연 완료 온도(FT)로 소정 시간 유지(방랭)한 후, 적어도 100℃의 온도 강하량으로 1차 냉각만을 행한다；또는
3) 압연 완료 직후에 1차 냉각을 행해, 압연 완료 온도(FT)로부터 30~80℃ 냉각한 단계에서 1차 냉각을 정지하고, 그 온도에서 소정 시간 온도 유지(방랭)한 후, 2차 냉각을 행한다.
1차 냉각만 행한 경우는 1차 냉각의 정지 후, 2차 냉각을 행한 경우는 2차 냉각 정지 후, 3~15초간 방랭하고, 그 후 30~100℃/초의 냉각 속도로 수랭을 행하여, 권취 온도까지 냉각했다. 그 후, 강판을 로에 장입하여, 권취를 모의한 서랭을 실시했다. 권취한 코일은 방랭했다. 식(5)의 좌변값 및 열연 강판의 BCC상의 평균 입경을 표 2에 함께 기재한다.
열연 강판의 BCC상의 평균 결정 입경의 측정은, 강판의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면의 조직을 SEM－EBSD 장치(일본 전자 주식회사 제조, JSM－7001F)를 이용하여, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 입경을 해석함으로써 구했다. BCC상의 평균 입경 d는 하기 식(6)을 이용하여 구했다. 여기서, Ai는 i번째의 입자의 면적을 나타내고, di는 i번째의 입자의 원상당 직경을 나타낸다.
[수학식 3]
Figure pct00004
일부의 열연 강판에는, 가열로를 이용하여 표 2에 기재하는 조건으로 열연판 소둔을 실시했다.
이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을, 상법에 따라, 염산에서의 산세와, 표 2에 기재하는 압하율로의 냉간 압연을 실시하여, 강판의 판두께를 1.0~1.2mm로 했다. 그 후, 실험실 규모의 소둔 설비를 이용하여, 표 2에 기재하는 가열 속도, 소둔 온도, 소둔 시간으로 소둔을 행하여, 650℃부터 500℃의 온도역을 표 2에 기재하는 냉각 속도로 냉각하고, 또한, 이하의 A~I에 나타내는 열처리를 실시한 후, 2℃/초로 상온까지 냉각하여, 냉연 강판을 얻었다. 또한, 소둔 후의 냉각은 질소 가스에 의해 행했다. 표 2 및 표 3에 있어서, 밑줄부의 수치는 본 발명의 범위 외인 것을 의미한다.
A：375℃에서 330초 유지,
B：400℃에서 330초 유지,
C：425℃에서 330초 유지,
D：480℃에서 15초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 500℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
E：480℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 520℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
F：480℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 냉각하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 540℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
G：375℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 가열하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 500℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
H：400℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 가열하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 500℃로 가열하여 합금화 처리를 모의,
I：425℃에서 60초 유지 후, 460℃까지 가열하여 용융 아연 도금욕 침지를 모의하고, 또한, 500℃로 가열하여 합금화 처리를 모의.
표 2에는, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율을 병기한다. 이 값은 이하의 방법에 의해 구했다. 즉, 본 발명의 제조 조건을 따라 냉간 압연까지를 행한 강판을 이용하여 각 강판 번호에 기재되어 있는 가열 속도로 (Ac1점＋10℃)까지 승온한 후, 즉시 수랭했다. 그 조직을 SEM에 의해 촬영하여, 조직 사진상에서 마텐자이트를 제외한 영역, 즉, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서 오스테나이트 변태되어 있던 영역을 제외한 영역에 대해, 재결정 조직과 가공 조직의 분율을 측정함으로써, 미재결정율을 구했다.
[표2-1]
Figure pct00005
[표2-2]
Figure pct00006
이렇게 하여 제조된 냉연 강판의 미크로 조직 및 기계적 특성을 다음과 같이 조사했다. 조사 결과를 표 3에 정리하여 기재한다.
냉연 강판의 페라이트 평균 입경, 저온 변태상의 평균 입경 및 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경은, 강판의 판두께 1/4 깊이 위치의 압연 방향 및 판두께 방향에 평행한 단면 조직에 있어서 SEM－EBSD 장치를 이용하여 구했다. 페라이트 및 저온 변태상의 면적률에 대해서도 SEM－EBSD 해석 결과를 이용하여 구했다. 또, 오스테나이트상의 체적율을 후술의 장치를 이용한 X선 회절법에 의해 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트(잔류γ)의 면적률로 했다. 또한, 잔류 오스테나이트상을 포함하는 조직의 EBSD 해석에 있어서는, 시료 조정시의 외란(잔류 오스테나이트가 마텐자이트로 변태하는 등)에 의해, 잔류 오스테나이트가 정확하게 측정되지 않는 것이 걱정된다. 이로 인해, 본 실시예에서는, 해석 정밀도의 지표로서 EBSD 해석에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 면적 분율(γEBSD)이, X선 회절법에 의해 얻어지는 잔류 오스테나이트의 체적 분율(γXRD)에 대해, (γEBSD/γXRD)>0.7을 만족하는 것을 평가의 전제로 했다.
냉연 강판의 집합 조직의 측정은, 판두께 1/2 깊이 위치의 평면에 대해 X선 회절 시험을 행하고, 페라이트의 {200},{110},{211}의 양극 점도의 측정 결과로부터 ODF(방위 분포 함수) 해석하여 구했다. 이 해석 결과로부터, {100}<011>, {411}<011>, {211}<011> 방위의 각각에 있어서, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직에 대한 강도비를 구하고, 그들의 평균값을 {100}<011>부터 {211}<011>까지의 방위군의 평균 강도비로 했다. 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도는, 분말형상의 강의 X선 회절에 의해 구했다. X선 회절에 이용한 장치는 리가크 전자사 제조 RINT－2500HL/PC였다.
소둔 후의 냉연 강판의 기계 특성은, 인장 시험과 구멍 확장 시험에 의해 조사했다. 인장 시험은, JIS 5호 인장 시험편을 이용해 행하고, 인장 강도(TS) 및 파단 신장(전체 신장, El)을 구했다. 구멍 확장 시험은, JIS Z 2256：2010에 준하여 행하고, 구멍 확장 비율λ(%)을 구했다. 강도와 연성의 밸런스의 지표로서 TS×El의 값을, 또 강도와 신장 플랜지성의 밸런스의 지표로서 TS×λ의 값을 산출해, 각각 표 3에 기재한다.
[표3-1]
Figure pct00007
[표3-2]
Figure pct00008
강판 No.5, 8, 11, 14, 16, 19, 22, 25, 27, 32, 34, 36, 40, 42, 47, 49는, 소둔시의 가열 속도가 15℃/초 미만이었기 때문에, Ac1＋10℃에 있어서의 미재결정율이 30% 미만이 되었다. 그로 인해, 냉연 강판의 미크로 조직은 조대화해, 페라이트 평균 입경은 본 발명에서 규정하는 상한을 초과했다. 그 결과, 기계 특성이 뒤떨어져 있었다.
강판 No.4, 29는, 소둔시의 가열 속도는 15℃/초 이상이었지만, 소둔 온도가 Ac3＋100℃를 초과했기 때문에, 냉연 강판의 미크로 조직이 조대화해, 페라이트 입경은 본 발명에서 규정하는 상한을 초과했다. 그 결과, 기계 특성이 뒤떨어져 있었다.
강판 No.45, 46은, Nb함유량이 상한값을 초과하고 있기 때문에, 강이 과도하게 경질화해, 가공성이 열화했다. 결과적으로, 냉연 강판의 기계 특성은, 가열 속도에 상관없이, 낮은 것이 되었다.
강판 No.47, 48은, Si함유량이 하한값보다 낮기 때문에, 냉연 강판 중에 잔류 오스테나이트가 생성되지 않았다. 이로 인해 연성이 저위가 되었다. 결과적으로, 냉연 강판의 기계 특성은 가열 속도에 상관없이, 낮은 것이 되었다.
이에 비해, 본 발명에서 규정하는 화학 조성 및 조직을 가지는 강판은, 같은 강종에 대해 비교하면 알 수 있듯이, 고강도면서, 비교예보다 특히 연성이 현저하게 뛰어나고, 또한 신장 플랜지성도 양호했다.

Claims (14)

  1. 질량%로, C：0.06~0.3%, Si：0.4~2.5%, Mn：0.6~3.5%, P：0.1% 이하, S：0.05% 이하, Ti：0~0.08%, Nb：0~0.04%, Ti 및 Nb의 합계 함유량：0~0.10%, sol.Al：0~2.0%, Cr：0~1%, Mo：0~0.3%, V：0~0.3%, B：0~0.005%, Ca：0~0.003%, REM：0~0.003%, 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지고,
    주상으로서 페라이트를 40면적% 이상, 제2상으로서 마텐자이트 및 베이나이트의 1종 또는 2종으로 이루어지는 저온 변태상을 합계로 10면적% 이상 및 잔류 오스테나이트를 3면적% 이상 함유하며, 또한 하기 식(1)~(4)를 만족하는 미크로 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
    dF≤5.0 ···(1)
    dM ＋B≤2.0 ···(2)
    dAs≤1.5 ···(3)
    rAs≥50 ···(4)
    상기 식 중,
    dF는 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 페라이트의 평균 입경(단위：μm)이고,
    dM ＋B는 상기 저온 변태상의 평균 입경(단위：μm)이며,
    dAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 평균 입경(단위：μm)이고, 그리고
    rAs는 종횡비가 5 미만인 잔류 오스테나이트의 전체 잔류 오스테나이트에 대한 면적률(%)이다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    판두께의 1/2 깊이 위치에 있어서, {100}<011>부터 {211}<011>의 방위군의 X선 강도의 평균이, 집합 조직을 가지지 않는 랜덤한 조직의 X선 강도의 평균에 대한 비로 6 미만인 집합 조직을 가지는, 냉연 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ti：0.005~0.08% 및 Nb：0.003~0.04%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 냉연 강판.
  4. 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, sol.Al：0.1~2.0%를 함유하는, 냉연 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Cr：0.03~1%, Mo：0.01~0.3% 및 V：0.01~0.3%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 혹은 2종 이상을 함유하는, 냉연 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, B：0.0003~0.005%를 함유하는, 냉연 강판.
  7. 청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ca：0.0005~0.003% 및 REM：0.0005~0.003%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는, 냉연 강판.
  8. 청구항 1 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 표면에 도금층을 가지는, 냉연 강판.
  9. 하기 공정(A) 및 (B)를 가지는 것을 특징으로 하는 청구항 1 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 기재된 냉연 강판의 제조 방법：
    (A) 청구항 1 및 청구항 3 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 가지는 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；및
    (B) 공정(A)에 있어서 얻어진 냉연 강판에, (Ac1점＋10℃)에 도달한 시점에 있어서의 오스테나이트 변태되어 있지 않은 영역에서 차지하는 미재결정율이 30면적% 이상이 되도록 15℃/초 이상의 평균 가열 속도로 가열하고, 그 후 또한 (0.9×Ac1점＋0.1×Ac3점) 이상 (Ac3점＋100℃) 이하의 온도역에서 30초간 이상 유지하는 것을 포함하는 조건하에서 소둔을 실시하는 소둔 공정.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 열연 강판이, 열간 압연 완료 후에 300℃ 이하에서 권취하고, 그 후, 500~700℃의 온도역에서 열처리를 실시함으로써 얻어진 것인, 냉연 강판의 제조 방법.
  11. 청구항 9 또는 청구항 10에 있어서,
    상기 열연 강판이, Ar3점 이상에서 압연을 완료하는 열간 압연 완료 후에, 하기 식(5)를 만족하는 냉각 속도(Crate)로, 압연 완료 온도로부터 (압연 완료 온도-100℃)까지의 온도역을 냉각하는 열간 압연 공정에 의해 얻어진, 경사각 15о 이상의 대각 입계로 규정되는 BCC상의 평균 입경이 6μm 이하인 강판인, 냉연 강판의 제조 방법.
    [수학식 4]
    Figure pct00009

    상기 식 중,
    Crate(T)는 냉각 속도(℃/s)(양의 값)이고,
    T는 압연 완료 온도를 제로로 하는 상대 온도(℃, 음의 값)이며,
    Crate가 영인 온도가 있는 경우, 그 온도에서의 체류 시간(Δt)을 IC(T)로 나눈 값을 그 구간의 적분으로서 가산한다.
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 온도역에서의 냉각이, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상의 온도 구간을 냉각하는 것을 포함하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 온도역에서의 냉각이, 400℃/초 이상의 냉각 속도로 수랭에 의해 냉각을 개시하고, 이 냉각 속도로 30℃ 이상 80℃ 이하의 온도 구간을 냉각한 후, 0.2~1.5초의 수랭 정지 기간을 설정해 그 동안에 판형상의 계측을 행하며, 그 후 50℃/초 이상의 속도로 냉각하는 것을 포함하는, 냉연 강판의 제조 방법.
  14. 청구항 9 내지 청구항 13 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 공정(B) 후에, 냉연 강판에 도금 처리를 실시하는 공정을 더 가지는, 냉연 강판의 제조 방법.
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