KR102245008B1

KR102245008B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102245008B1
Application number: KR1020197003965A
Authority: KR
Inventors: 링링 양; 노리아키 고사카; 다츠야 나카가이토; 요시마사 후나카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-08-30
Filing date: 2017-08-29
Publication date: 2021-04-26
Also published as: EP3508599B1; JPWO2018043452A1; KR20190028488A; EP3508599A4; US20190185955A1; WO2018043452A1; US11091817B2; JP6354918B1; CN109563593A; CN109563593B; EP3508599A1; MX2019001793A

Abstract

고속 변형에서의 비틀림 강도가 높은 저항 스폿 용접부를 형성할 수 있고, 항복 강도 550 ㎫ 이상의 강도를 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 특정한 성분 조성과, 압연 직각 방향의 판 두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 50 ∼ 80 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 이하, 페라이트상 전체에 있어서의 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률이 70 ％ 이상, 페라이트립의 길이 방향 (강판 폭 방향) 의 길이의 평균이 20 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 주로 자동차의 부품용 소재로서 사용되는 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 상세하게는, 항복 강도가 550 ㎫ 이상인 고강도이고, 또한 용접성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 예를 들어 자동차 업계에 있어서는, 지구 환경의 보전이라는 관점에서, 탄산 가스 (CO₂) 배출량을 삭감하기 위하여, 자동차의 연비를 개선하는 것이 항상 중요한 과제가 되어 왔다. 자동차의 연비 향상에는, 자동차 차체의 경량화를 도모하는 것이 유효하지만, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 차체의 경량화를 도모할 필요가 있다. 자동차 부품용 소재가 되는 강판을 고강도화하고, 구조를 간략화하여 부품 점수를 삭감하거나, 소재를 얇게 하거나 할 수 있으면, 경량화를 달성할 수 있다.

그러나, 항복 강도가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판에서는, 통상적으로, 고강도화를 위해서 필요한 합금 원소를 많이 함유하기 때문에, 용접부의 인성, 특히 저항 스폿 용접에서는 너깃이라고 불리는 용융 응고부 주변의 열 영향부의 인성이 부족하여, 자동차가 충돌했을 때 용접부가 파단되어, 자동차 전체의 충돌 강도를 유지할 수 없다는 경우가 빈번하게 발생한다. 현재까지 여러 가지 기술이 제안되어 있지만, 이 용접부의 조인트의 강도 개선을 직접적인 목적으로 한 것은 아니다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는 TS 가 980 ㎫ 이상이고, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는 우수한 가공성을 갖는 TS : 590 ㎫ 이상의 고강도 용융 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는 780 ㎫ 이상이고, 성형성이 우수한 고강도 용융 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 4 에는 우수한 성형 가공성 및 용접성을 갖는 고장력 냉연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 5 에는 TS 가 800 ㎫ 이상이고, 내수소 취화, 용접성, 구멍 확장성 및 연성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2011-225915호 일본 공개특허공보 2009-209451호 일본 공개특허공보 2010-209392호 일본 공개특허공보 2006-219738호 일본 공개특허공보 2004-332099호

특허문헌 1 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에서는, 항복 강도 550 ㎫ 이상의 고강도를 얻는 것이 어려워짐과 함께 열 영향부의 인성이 낮아, 고속 변형에서의 비틀림 강도는 개선의 여지가 있다.

특허문헌 2 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에서는, 면적률로 30 ％ 이상 90 ％ 이하의 페라이트상과 3 ％ 이상 30 ％ 이하의 베이나이트상과 5 ％ 이상 40 ％ 이하의 마텐자이트상을 갖기 때문에, 항복 강도 550 ㎫ 이상의 고강도를 얻는 것이 어려워짐과 함께 열 영향부의 인성이 낮아, 고속 변형에서의 비틀림 강도는 개선의 여지가 있다.

특허문헌 3 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에서는, 항복 강도 550 ㎫ 이상의 고강도를 얻는 것이 어려워짐과 함께 열 영향부의 인성이 낮아 열 영향부의 인성이 열화되기 때문에, 고속 변형에서의 비틀림 강도는 개선의 여지가 있다.

특허문헌 4 에 기재된 고강도 용융 도금 강판에 대해, Ceq 값을 0.25 이하로 함으로써 용접성이 우수한 강판이 얻어진다고 되어 있다. 그러나, 종래의 정적인 인장 전단, 박리 강도에는 유효하기는 하지만, 페라이트상에 관한 구성을 고려하면, 인성이 충분하다고는 할 수 없어, 고속 변형에서의 비틀림 강도는 개선의 여지가 있다.

특허문헌 5 에서 제안된 마이크로 조직에서는, 베이나이트, 베이나이틱 페라이트의 일방 또는 쌍방을 면적률로 합계 34 ∼ 97 ％ 로, 고속 변형에서의 비틀림 강도에 대해 개선의 여지가 있다.

상기 서술한 바와 같이, 종래의 기술에서는, 모두 고속 변형에서의 비틀림 강도에 과제가 있어, 실용상 보강 부재를 사용하여 회피하는 경우가 있는 등, 경량화 효과는 충분하다고는 할 수 없는 것이 현 상황이다.

본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 높은 저항 스폿 용접부를 형성할 수 있고, 항복 강도 550 ㎫ 이상의 강도를 갖는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명에 있어서 「우수한 용접성」이란, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 높은 것을 의미한다. 「고속 변형에서의 비틀림 강도가 높다」란, 압연 방향과 90°인 방향을 길이 방향으로 한 폭 10 ㎜, 길이 80 ㎜, 판 두께 1.6 ㎜ 의 강판을 폭 방향에 대해 2 장 중첩하고, 너깃 직경이 7 ㎜ 가 되도록 스폿 용접을 실시하여 시험편을 제조하고, 세로로 고정시켜, 성형 하중 10 kN, 하중 속도 100 ㎜/min 으로 시험력을 가하여, 상기 스폿 용접부를 중심으로 상기 2 장의 강판 사이의 각도가 170°가 되도록 변형시킨 후, 용접부의 균열 유무를 확인하기 위해, 압연 방향의 판 두께 단면을 경면 연마하고, 노에칭인 상태로 광학 현미경으로 400 배로 확대하여, 균열을 관찰한 결과, 균열이 발생하지 않은 경우, 또는, 균열이 발생해도, 당해 균열의 길이가 50 ㎛ 이하인 경우를 의미한다.

상기의 목적을 달성하기 위해서, 본 발명자들은, 저항 스폿 용접부의 고속 변형에서의 비틀림 강도에 대해 예의 검토한 결과, 열 영향부의 인성을 높이기 위해서 용접의 열 영향을 받기 전의 조직을 변화시켜, 하기에 나타내는 지견을 얻었다.

(1) 고속 변형에서의 비틀림 시험을 한 경우, 열 영향부의 균열은 너깃에 있어서 압연 방향과 수직인 방향 (판 두께 방향) 으로 발생한다.

(2) 이 방향의 균열은, 압연 방향과 직각 방향에서 잘랐을 때의 판 두께 단면의 조직을, 체적 분율로 50 ∼ 80 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 이하, 페라이트상 전체에 있어서의 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률이 70 ％ 이상, 페라이트립의 길이 방향의 길이의 평균이 20 ㎛ 이하인 마이크로 조직으로 제어함으로써 억제할 수 있다.

(3) 열 영향부에서는, 모상에서 판 폭 방향으로 전신 (展伸) 되는 페라이트립이 다수 존재하면, 판 폭 방향으로 전신된 입의 선단에 응력 집중되므로, 입의 선단이 경질의 마텐자이트 등과 인접하면, 보이드가 발생하기 쉽다. 그리고, 보이드가 연결됨으로써 용이하게 너깃 주위에 균열이 발생한다. 이와 같이 되면, 고속 변형에서의 비틀림 시험에서, 균열이 너깃에 있어서 압연 방향과 수직인 방향 (판 두께 방향) 으로 발생하여, 강도가 저하된다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 완성된 것으로, 보다 구체적으로는, 본 발명은 이하의 것을 제공한다.

[1] 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.010 ∼ 1.80 ％, Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 2.0 ％ 를 함유하고, B : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％, Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 압연 직각 방향의 판 두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 50 ∼ 80 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 이하, 페라이트상 전체에 있어서의 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률이 70 ％ 이상, 페라이트립의 길이 방향 (강판 폭 방향) 의 길이의 평균이 20 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판.

[2] 추가로 압연 직각 방향의 판 두께 단면의 관찰에 있어서, 마텐자이트의 평균 입경이 2 ∼ 8 ㎛ 인 마이크로 조직을 갖는 [1] 에 기재된 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성은 추가로, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하 함유하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강판.

[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Nb, V, Cs, Hf 중 어느 1 종 이상을 합계 : 1 ％ 이하 함유하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[5] 표면에 도금층을 갖는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판.

[6] 상기 도금층이, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 [5] 에 기재된 고강도 강판.

[7] [1], [3] 또는 [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건으로 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건으로 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도역까지 가열시키고, 그 어닐링 온도역에서 30 ∼ 200 초 유지하고, 그 유지에 있어서, 반경 200 ㎜ 이상의 롤로 반복 굽힘 (reverse bending) 을 합계로 8 회 이상 실시하고, 상기 유지 후, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 400 ∼ 600 ℃ 인 조건으로 냉각시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.

[8] 상기 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 [7] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

[9] 상기 도금 처리는, 용융 아연 도금층을 형성하는 처리 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 처리인 것을 특징으로 하는 [8] 에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명의 고강도 강판은, 항복 강도 550 ㎫ 이상이고, 저항 스폿 용접 조인트의 고속 비틀림 강도가 우수하다.

도 1 은 고속 변형에서의 비틀림 시험의 시험 방법을 나타내는 모식도이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

본 발명의 고강도 강판의 성분 조성은, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.010 ∼ 1.80 ％, Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 2.0 ％ 를 함유하고, B : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％, Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

또, 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cr : 1.0 ％ 이하 함유해도 된다.

또, 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Nb, V, Cs, Hf 중 어느 1 종 이상을 합계 : 1 ％ 이하 함유해도 된다.

이하, 본 발명의 성분 조성의 각 성분에 대해 설명한다. 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.05 ∼ 0.15 ％

C 는 마텐자이트를 생성시켜 강도를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 마텐자이트에 의한 강도 상승 효과가 충분하지 않아, 항복 강도가 550 ㎫ 이상이 되지 않는다. 한편, C 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면 열 영향부에 시멘타이트가 다량으로 생성되어 열 영향부에서 마텐자이트가 된 부분의 인성을 저하시켜, 고속 변형에서의 비틀림 시험에서 강도가 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.05 ∼ 0.15 ％ 로 한다. 하한에 대해 바람직한 C 함유량은 0.06 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.07 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.08 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 C 함유량은 0.12 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.11 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Si : 0.010 ∼ 1.80 ％

Si 는 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해서, Si 함유량은 0.010 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si 함유량이 1.80 ％ 를 초과하면, 시멘타이트가 미세하게 마텐자이트 중에 석출되어 고속 변형에서의 비틀림 강도가 저하된다. 또, 열 영향부의 균열 발생을 억제하는 관점에서, 그 상한을 1.80 ％ 로 한다. 하한에 대해 바람직한 Si 함유량은 0.50 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.80 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 1.00 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 Si 함유량은 1.70 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 1.60 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.50 ％ 이하이다.

Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％

Mn 은 고용 강화에 의해 강판의 강도를 높이는 작용을 갖는 원소이다. Mn 은, 페라이트 변태나 베이나이트 변태 등을 억제하여 마텐자이트를 생성시키고 소재의 강도를 상승시키는 원소이다. 항복 강도를 안정적으로 확보하기 위해, Mn 함유량은 1.8 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.0 ％ 이상, 보다 바람직하게는 2.1 ％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 많아지면, 템퍼링에 의해 시멘타이트가 생성됨과 함께, 열 영향부의 인성이 저하되어, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 저하된다. 이 때문에 Mn 함유량은 3.2 ％ 이하로 한다. 상한에 대해 바람직한 Mn 함유량은 2.8 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 2.6 ％ 이하이다.

P : 0.05 ％ 이하

P 는 입계에 편석되어 인성을 저하시킨다. 그 때문에, P 함유량을 0.05 ％ 이하로 하였다. 바람직하게는 0.03 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02 ％ 이하이다. 또한, P 함유량은 적으면 적을수록 좋고, P 를 함유하지 않아도 본 발명의 효과는 얻어지지만, 제조 비용의 관점에서, P 함유량은 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는, Mn 과 결합하여 조대한 MnS 를 형성하고, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, S 함유량은 저감시키는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서 S 함유량은 0.02 ％ 이하이면 된다. 바람직하게는 0.01 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.002 ％ 이하이다. 또한, S 함유량은 적으면 적을수록 좋고, S 를 함유하지 않아도 본 발명의 효과는 얻어지지만, 제조 비용의 관점에서, S 함유량은 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

Al : 0.01 ∼ 2.0 ％

강 중에 산화물이 대량으로 존재하면 인성이 저하되는 점에서 탈산은 중요하다. 또, Al 에는 시멘타이트의 석출을 억제하는 효과가 있고, 그 효과를 얻기 위해서, 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 산화물이나 질화물이 응집 조대화되어 인성이 저하되기 때문에, Al 함유량은 2.0 ％ 이하로 한다. 하한에 대해 바람직한 Al 함유량은 0.02 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 Al 함유량은 0.1 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.

상기와 같이, 상기 성분 조성은, B : 0.0001 ∼ 0.005 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％, Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 이상을 함유한다.

B : 0.0001 ∼ 0.005 ％

B 는 입계를 강화시켜 인성 향상에 필요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 0.005 ％ 를 초과하면, B 는 Fe₂₃(CB)₆ 을 형성하여 인성을 열화시킨다. 이 때문에, B 함유량은 0.0001 ∼ 0.005 ％ 의 범위로 한정한다. 하한에 대해 바람직한 B 함유량은 0.0010 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.0012 ％ 이상이다. 상한에 대해서는, 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％

Ti 는 N 과 결합하여 질화물을 형성함으로써, BN 의 형성을 억제하고, B 의 효과를 끌어 냄과 함께, TiN 을 형성시켜 결정립을 미세화하여 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해, Ti 의 함유량은 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면, 이 효과가 포화될 뿐만 아니라, 압연 부하를 높이기 때문에, 안정적인 강판 제조가 곤란해진다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.005 ∼ 0.04 ％ 의 범위로 한정한다. 하한에 대해 바람직한 Ti 함유량은 0.010 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이상이다. 상한에 대해, 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％

Mo 는 본 발명의 효과를 더욱 향상시키는 원소이다. Mo 는 오스테나이트의 핵 생성을 촉진시키고, 마텐자이트를 미세화시킨다. 또 Mo 가 시멘타이트의 형성이나 열 영향부의 결정립의 조대화를 방지하여 열 영향부의 인성을 향상시킨다. Mo 의 함유량은 0.03 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, Mo 탄화물이 석출되어 인성이 반대로 열화되어 버린다. 이 때문에, Mo 함유량은 0.03 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정한다. 또, 상기 범위에서 Mo 를 함유하면, 용접 조인트의 액체 금속 취성 저하도 억제할 수 있어, 조인트의 강도를 향상시킬 수 있다. 하한에 대해 바람직한 Mo 함유량은 0.08 ％ 이상이다. 보다 바람직하게는 0.09 ％ 이상이다. 상한에 대해서는, 0.40 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

상기와 같이, 본 발명의 성분 조성은, 임의 성분으로서 이하의 성분을 함유해도 된다.

Cr : 1.0 ％ 이하

Cr 은 템퍼링 취화를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 그 때문에, 첨가함으로써 본 발명의 효과는 더욱 증대된다. 그러나, 1.0 ％ 를 초과한 함유는 Cr 탄화물의 형성을 초래하여 열 영향부의 인성 열화를 초래한다.

또, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Nb, V, Cs, Hf 중 어느 1 종 이상을 합계로 1 ％ 이하 함유해도 된다. 바람직하게는 0.1 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다. 또한, 상기 합계의 함유량의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 0.0001 ％ 이상이 바람직하다.

또, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 한다. 예를 들어, N : 0.0040 ％ 이하, B : 0.0001 ％ 미만, Ti : 0.005 ％ 미만, Mo : 0.03 ％ 미만의 경우, 이것들은 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

이상, 성분 조성에 대해 설명했지만, 본 발명에서 기대한 효과를 얻기 위해서는, 성분 조성을 상기의 범위로 조정하는 것만으로는 불충분하고, 강 조직 (마이크로 조직) 도 제어하는 것이 중요하다. 그 조건에 대해 이하에 설명한다. 또한, 이하에서 설명하는 조직은, 압연 방향에 대해 직각 방향으로 자른 판 두께 단면을 관찰했을 때의 조직이다.

마텐자이트상의 체적 분율 : 50 ∼ 80 ％

마텐자이트상은 경질상이고, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 작용을 가지고 있다. 또, 항복 강도를 550 ㎫ 이상으로 하기 위해서는, 마텐자이트상의 체적 분율은 50 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 55 ％ 이상, 보다 바람직하게는 60 ％ 이상이다. 한편, 80 ％ 를 초과하면, 마텐자이트와 다른 조직 계면에서 발생하는 보이드가 국부적으로 집중되게 되어, 열 영향부의 인성이 저하된다. 이 때문에, 마텐자이트 체적 분율은 50 ∼ 80 ％ 이다. 상한에 대해 바람직하게는 70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 65 ％ 이하이다.

마텐자이트상의 평균 입경 : 2 ∼ 8 ㎛

항복 강도를 더욱 개선하기 위해서는, 마텐자이트상의 평균 입경을 2 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5 ㎛ 이상이다. 한편, 마텐자이트상의 평균 입경을 8 ㎛ 이하로 함으로써, 열 영향부의 인성이 보다 향상되어, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 보다 높아진다. 보다 바람직하게는 6 ㎛ 이하이다.

본 발명의 강 조직에는, 마텐자이트상 이외에, 페라이트상이 함유된다. 페라이트상의 체적 분율은 마텐자이트 주변에 보이드의 국부적인 집중을 억제하여, 열 영향부의 인성을 향상시키기 위해, 25 ％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30 ％ 이상이다. 더욱 바람직하게는 31 ％ 이상이다. 또, 항복 강도가 얻어지기 위해 50 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직한 체적 분율은 49 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 45 ％ 이하이다.

또, 마텐자이트상, 페라이트상 이외에, 시멘타이트, 펄라이트, 베이나이트상, 잔류 오스테나이트상 등의 그 밖의 상 (相) 을 함유해도 된다. 그 밖의 상은 합계 체적률로 8 ％ 이하이면 된다.

페라이트상의 평균 입경 : 13 ㎛ 이하

페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 초과가 되면, 강판의 강도가 저하됨과 함께 열 영향으로 시효된 인성이 낮은 페라이트에 의해 인성이 열화된다. 또, 열 영향부 (HAZ 부) 의 입성장(粒成長)에 의해 용접부의 강도가 저하된다. 따라서, 페라이트상의 평균 입경을 13 ㎛ 이하로 한다. 입경이 작아지면, 연성이 나빠지므로, 하한에 대해 바람직한 평균 입경은 3 ㎛ 이상이다. 보다 바람직하게는 5 ㎛ 이상, 보다 바람직한 평균 입경은 7 ㎛ 이상이다. 가장 바람직하게는 8 ㎛ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 평균 입경은 12 ㎛ 이하이다.

여기서, 상기 페라이트상의 평균 입경은, 압연 방향과 수직인 단면 (C 단면) 의 판 표면으로부터 판 두께 방향으로 1/4 의 위치에 대해, 1 ％ 나이탈에 의한 부식 현출 조직을 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 1000 배로 확대하고, 10 시야분 촬영하여, ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 구하였다.

페라이트상 전체에서 차지하는 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률 : 70 ％ 이상

페라이트립의 애스팩트비가 2.0 을 초과하는 것이 많은 경우, 판 두께 방향의 입성장은 석출물로 핀 고정되어 있기 때문에, 열 영향으로 편평하여 인성이 저하된다. 또한, 본 발명에서 얻어지는 페라이트립의 애스팩트비의 하한은 실질적으로 0.8 이다. 본 발명에서는, 인성을 높이기 위해서, 페라이트상 전체에서 차지하는 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률을 70 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 75 ％ 이상이다. 상한에 대해서는 90 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 85 ％ 이하이다.

페라이트립의 애스팩트비를 측정하는 방법은, 압연 방향과 수직인 단면 (C 단면) 의 판 표면으로부터 판 두께 방향으로 1/4 의 위치에 대해, 1 ％ 나이탈에 의한 부식 현출 조직을 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 1000 배로 확대하고, 10 시야분 촬영하여, 폭 방향 (C 방향) 의 길이와 판 두께 방향의 길이의 비를 애스팩트비로 하였다.

페라이트립의 길이 방향의 평균 길이가 20 ㎛ 이하

페라이트립의 길이 방향의 평균 길이가 20 ㎛ 초과가 되면, 전신된 페라이트립의 단부에서의 응력 집중부가, 열 영향부에서의 균열 발생의 기점이 되어, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 저하된다. 그 때문에, 페라이트립의 길이 방향의 평균 길이를 20 ㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 18 ㎛ 이하, 보다 바람직하게는 16 ㎛ 이하이다. 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 5 ㎛ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 8 ㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 10 ㎛ 이상이다.

상기의 성분 조성, 마이크로 조직을 갖는 본 발명의 고강도 강판은, 표면에 도금층을 갖는 고강도 강판이어도 된다. 도금층으로는, 아연 도금층이 바람직하고, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 아연 이외의 금속의 도금이어도 된다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

이하, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은, 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정을 갖는다. 필요에 따라, 도금 공정을 가져도 된다. 이하, 이들 각 공정에 대해 설명한다.

열연 공정은, 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건으로 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건으로 권취하는 공정이다.

본 발명에 있어서, 강 소재 (강 슬래브) 의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 (轉爐), 전기로 등, 공지된 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 문제에서 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 박슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법으로 슬래브로 해도 된다. 또한, 주조 후에 슬래브를 열간 압연함에 있어서, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연해도 된다.

상기 강 소재에, 조 (粗) 압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시한다. 본 발명에 있어서는, 조압연 전에 강 소재 중의 탄화물을 용해시키는 것이 바람직하다. 슬래브를 가열하는 경우에는, 탄화물을 용해시키거나 압연 하중의 증대를 방지하거나 하기 위해, 1100 ℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브의 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 상기 서술한 바와 같이, 조압연 전의 강 소재가, 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있고, 강 소재 중의 탄화물이 용해되어 있는 경우에는, 조압연 전의 강 소재를 가열하는 공정은 생략 가능하다. 또한, 조압연 조건, 마무리 압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없다.

열간 압연 후의 냉각의 평균 냉각 속도 : 10 ∼ 30 ℃/s

열간 압연 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이면, 페라이트립이 성장하지 않아, 애스팩트비가 2.0 보다 커지기 쉽고, 상기 「페라이트상 전체에서 차지하는 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률」이 낮아져, 열 영향부의 인성이 저하된다. 한편, 30 ℃/s 를 초과하면, 페라이트립이 지나치게 성장하여, 강도가 저하된다. 따라서, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 이다. 하한에 대해 바람직한 상기 평균 냉각 속도는 15 ℃/s 이상이다. 상한에 대해 바람직한 상기 평균 냉각 속도는 25 ℃/s 이하이다. 또한, 냉각 개시 온도인 마무리 압연 종료 온도는 850 ∼ 980 ℃ 인 것이 열연 강판의 페라이트 입경을 균일하게 성장시켜, 원하는 애스팩트비가 얻어진다는 이유에서 바람직하다.

권취 온도 : 470 ∼ 700 ℃

권취 온도가 470 ℃ 를 밑돌면, 베이나이트 등 저온 변태상이 생성되어, 열 영향부에서 연화가 발생한다. 한편, 권취 온도가 700 ℃ 를 초과하면, 페라이트 입경이 조대해져, 열 영향부의 인성이 저하된다. 따라서, 권취 온도는 470 ∼ 700 ℃ 이다. 하한에 대해 바람직한 권취 온도는 500 ℃ 이상이다. 상한에 대해 바람직한 권취 온도는 600 ℃ 이하이다.

냉간 압연 공정에서는, 상기의 열연 공정에서 얻어진 열연 강판에 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연의 압연율은 특별히 한정되지 않지만, 통상적으로 30 ∼ 60 ％ 이다. 또한, 산세 후에 냉간 압연해도 되고, 이 경우, 산세의 조건은 특별히 한정되지 않는다.

상기 냉간 압연 공정 후에, 어닐링 공정을 실시한다. 어닐링 공정의 구체적인 조건은 이하와 같다.

어닐링 조건 : 750 ∼ 900 ℃ 에서 30 ∼ 200 초

페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 이하, 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립이 전체의 페라이트상에서 차지하는 체적률이 70 ％ 이상인 마이크로 조직으로 하기 위해서는, 냉간 압연 후의 강판을 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도에서 30 ∼ 200 초 유지하여 어닐링할 필요가 있다. 어닐링 온도가 750 ℃ 미만이나 유지 시간이 30 초 미만인 경우, 회복의 진행이 늦어져, 원하는 애스팩트비가 얻어지지 않는다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트 분율이 높아져, 열 영향부의 인성이 저하된다. 또, 어닐링 시간이 200 초를 초과하면, 철탄화물의 다량의 석출에 의해 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, 어닐링 온도는 750 ∼ 900 ℃, 보다 바람직하게는 800 ∼ 900 ℃ 이다. 또, 유지 시간은 30 ∼ 200 초, 보다 바람직하게는 50 ∼ 150 초로 한다. 또한, 상기 어닐링 온도역까지의 가열 조건은 특별히 한정되지 않는다.

반경 200 ㎜ 이상의 롤로 반복 굽힘을 합계로 8 회 이상

대부분의 페라이트립의 애스팩트비가 2.0 보다 커져, 상기 「페라이트상 전체에서 차지하는 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률」이 원하는 범위가 되지 않으면, 인성이 열화된다. 상기 「페라이트상 전체에서 차지하는 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률」을 원하는 범위로 하기 위해서는, 어닐링 중에 입성장시킬 필요가 있다. 그 때문에, 상기 어닐링 온도역에서의 유지에 있어서, 반경 200 ㎜ 이상의 롤로 8 회 이상의 반복 굽힘을 실시할 필요가 있다. 반경 200 ㎜ 미만의 롤로는, 굽힘 변형량이 커져, 보다 강판이 연신되는 결과, 페라이트립의 애스팩트비가 2.0 초과가 되기 쉽다고 생각된다. 그래서, 롤 직경은 200 ㎜ 이상으로 하였다. 롤 직경의 상한은 특별히 한정되지 않지만 1400 ㎜ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 900 ㎜ 이하이다. 또, 8 회 미만에서는 페라이트립의 애스팩트비가 2.0 을 초과하기 쉽기 때문에, 8 회 이상으로 하였다. 바람직하게는 9 회 이상이다. 또한, 굽힘 변형량이 대량 들어가면, 열 영향부의 인성이 열화된다는 이유에서 15 회 이하인 것이 바람직하다. 또한, 반복 굽힘의 합계가 8 회 이상이란, 굽히는 횟수와 펴는 횟수의 합계가 8 회 이상을 의미한다.

어닐링 온도역에서의 유지 후의 냉각의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만이 되면, 페라이트립이 조대화되어, 강도 및 열 영향부의 인성이 저하된다. 이 때문에, 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 한다. 냉각 속도가 지나치게 빠르면, 원하는 애스팩트비가 얻어지지 않기 때문에, 바람직하게는, 30 ℃/s 이하로 한다.

어닐링 온도역에서의 유지 후의 냉각의 냉각 정지 온도 : 400 ∼ 600 ℃

냉각 정지 온도를 400 ℃ 미만으로 하면, 원하는 마텐자이트상의 체적 분율이 얻어지지 않기 때문에, 강도가 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 초과가 되면, 페라이트립 성장이 진행되어, 강도 및 열 영향부의 인성이 저하된다. 그래서, 상기 냉각 정지 온도를 400 ∼ 600 ℃ 로 한다.

상기 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 실시해도 된다. 도금 처리의 종류는 특별히 한정되지 않고, 전기 도금 처리, 용융 도금 처리 중 어느 것이어도 된다. 용융 도금 처리 후에 합금화 처리를 실시해도 된다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직 (마이크로 조직) 은, 제조 조건에 따라 조정된다. 이 때문에, 상기 열연 공정, 냉간 압연 공정 및 어닐링 공정이 일체가 되어, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직을 조정하는 것에 도움이 된다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건으로, 열간 압연, 냉간 압연, 어닐링을 실시하여 강판을 제조하였다. 조사 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰

본 건에서는 마텐자이트와 잔류 오스테나이트를 구별하기 위해, X 선 회절 장치로 잔류 오스테나이트의 면적률을 측정하였다. 측정 방법은 이하와 같다. 강판을 판 두께 1/4 위치까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마한 면에 대해, X 선 회절 장치로 Mo 의 Kα 선을 사용하여, fcc 철의 (200), (220), (311) 면과 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 적분 강도를 측정하고, bcc 철 각 면으로부터의 적분 반사 강도에서 차지하는 fcc 철 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비를 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 하였다.

페라이트 및 마텐자이트의 면적률은, 얻어진 강판의 압연 방향과 수직인 방향으로 자른 판 두께 단면을 연마하여, 1 ％ 나이탈에 의한 부식 현출시켰다. 주사 전자 현미경으로 1000 배로 확대하여, 표면으로부터 판 두께 1/4t 부까지의 영역 내를 10 시야분 촬영하였다. t 는 강판의 두께 (판 두께) 이다. 상기 촬영 화상에 기초하여, 각 상의 면적률을 측정하고, 면적률을 체적 분율로 간주하였다. 페라이트상은 입 내에 부식흔이나 철계 탄화물이 관찰되지 않는 형태를 갖는 조직이다. 마텐자이트상은 백색 콘트라스트로 관찰된 조직이다. 또한 결정립 내에 배향성을 갖는 다수의 미세한 철계 탄화물 및 부식흔이 확인되는 조직도 포함시킨다. 잔류 오스테나이트는 백색 콘트라스트로 관찰되었기 때문에, 마텐자이트의 면적률은 X 선 회절 장치로 측정한 잔류 오스테나이트 면적률을 뺀 면적률로 하였다. 상기의 마텐자이트상 면적률을 체적 분율로 간주하였다. 또한, 그 밖의 상으로서 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트상이 확인되었다.

마텐자이트상의 평균 입경 및 페라이트상의 평균 입경은, 상기 체적 분율의 측정에 사용한 샘플을 사용하여, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 1000 배로 확대하여, 10 시야분 촬영하고, ASTM E 112-10 에 준거한 절단법에 의해 각각 구하였다. 산출된 마텐자이트상 및 페라이트상의 평균 입경을 표 3 에 나타냈다.

페라이트립의 애스팩트비에 대해, 상기 체적 분율의 측정에 사용한 샘플을 사용하여, 1 ％ 나이탈에 의한 부식 현출 조직을, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 1000 배로 확대하여, 10 시야분 촬영하고, 폭 방향 (C 방향) 의 길이와 판 두께 방향의 길이의 비를 애스팩트비로 하였다. 애스팩트비가 2.0 인 페라이트립의 합계 체적률을 산출하고, 상기에서 구한 페라이트상의 체적 분율을 사용하여, 페라이트상 전체에 있어서의 애스팩트비가 2.0 인 페라이트립의 체적 분율을 산출하였다.

또, 애스팩트비의 산출에 사용한 화상에 기초하여, 페라이트립의 판 폭 방향의 길이를 평균내어, 페라이트립의 길이 방향의 길이의 평균을 얻었다.

(2) 인장 특성

압연 방향과 90°인 방향을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 5 회 실시하고, 평균의 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS), 맞댐 연신 (EL) 을 구하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

(3) 고속 변형에서의 비틀림 시험

압연 방향과 90°인 방향을 길이 방향으로 한 폭 10 ㎜, 길이 80 ㎜, 판 두께 1.6 ㎜ 의 강판을 도 1(a) 와 같이 폭 방향을 2 장 중첩하고, 너깃 직경이 7 ㎜ 가 되도록 스폿 용접을 실시하여, 시험편을 제조하였다. 제조된 시험편을 도 1(b) 와 같이 전용의 금형에 세로로 고정시키고, 누름 금구로 성형 하중 10 kN, 하중 속도 100 ㎜/min 으로 시험력을 가하여, 도 1(c) 와 같이 170°가 되도록 변형시켰다. 그 후, 용접부의 균열 유무를 확인하기 위해, 압연 방향의 판 두께 단면을 경면 연마하고, 노에칭인 상태로 광학 현미경으로 400 배로 확대하여, 균열을 관찰하였다 (도 1(d)). 균열이 발생하지 않은 경우를 「◎」로 판정하고, 균열이 발생하여, 균열의 길이가 50 ㎛ 이하인 경우를 「○」로 판정하고, 균열의 길이가 50 ㎛ 초과 100 ㎛ 미만인 경우를 「△」로 판정하고, 균열의 길이가 100 ㎛ 이상인 경우를 「×」로 판정하였다. 이들 결과를 표 3 에 정리하여 나타낸다. 또한, 본 시험에서 「◎」 또는 「○」 의 평가가 되는 것이, 용접성이 우수한, 고속 변형에서의 비틀림 강도가 높은, 인성이 우수한 것을 의미한다.

Claims

질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％,
Si : 0.010 ∼ 1.80 ％,
Mn : 1.8 ∼ 3.2 ％,
P : 0.05 ％ 이하,
S : 0.02 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 2.0 ％ 를 함유하고,
B : 0.0001 ∼ 0.005 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.04 ％,
Mo : 0.03 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
압연 직각 방향의 판 두께 단면의 관찰에 있어서, 체적 분율로 50 ∼ 80 ％ 의 마텐자이트상을 함유하고, 페라이트상의 평균 입경이 13 ㎛ 이하, 페라이트상 전체에 있어서의 애스팩트비가 2.0 이하인 페라이트립의 체적률이 70 ％ 이상, 페라이트립의 강판 폭 방향의 길이의 평균이 20 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고,
항복 강도 (YP) 가 550 ㎫ 이상인 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로 압연 직각 방향의 판 두께 단면의 관찰에 있어서, 마텐자이트의 평균 입경이 2 ∼ 8 ㎛ 인 마이크로 조직을 갖는 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, 하기 (A) ~ (B) 에서 선택된 적어도 1 군을 함유하는 고강도 강판.
(A) Cr : 1.0 ％ 이하
(B) Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Nb, V, Cs, Hf 중 어느 1 종 이상을 합계 : 1 ％ 이하
제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％ 로, 하기 (A) ~ (B) 에서 선택된 적어도 1 군을 함유하는 고강도 강판.
(A) Cr : 1.0 ％ 이하
(B) Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Nb, V, Cs, Hf 중 어느 1 종 이상을 합계 : 1 ％ 이하
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
표면에 도금층을 갖는 고강도 강판.
제 5 항에 있어서,
상기 도금층이, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층인 고강도 강판.
제 1 항, 제 3 항 또는 제 4 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 후, 평균 냉각 속도가 10 ∼ 30 ℃/s 인 조건으로 냉각시키고, 권취 온도가 470 ∼ 700 ℃ 인 조건으로 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판을, 750 ∼ 900 ℃ 의 어닐링 온도역까지 가열시키고, 그 어닐링 온도역에서 30 ∼ 200 초 유지하고, 그 유지에 있어서, 반경 200 ㎜ 이상의 롤로 반복 굽힘을 합계로 9 회 이상 실시하고, 상기 유지 후, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상, 냉각 정지 온도가 400 ∼ 600 ℃ 인 조건으로 냉각시키는 어닐링 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
상기 어닐링 공정 후에, 도금 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 고강도 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 도금 처리는, 용융 아연 도금층을 형성하는 처리 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성하는 도금 처리인 고강도 강판의 제조 방법.