KR102467656B1 - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 일 양태에 따른 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 강판 내부에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로, 연질 페라이트: 0％ 내지 30％, 잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 함유하며, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고, 강판 내부에 있어서, 모든 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고, 연질층에 포함되는 페라이트 중, 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며, 연질층에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 50％ 이상이며, 표면으로부터 0.2㎛ 초과이면서 또한 표면으로부터 5㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다.

Description

강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

근년, 지구 온난화 대책에 수반되는 온실 가스 배출량 규제의 관점에서, 자동차의 새로운 연비 향상이 요구되고 있다. 그리고, 차체를 경량화함과 함께 충돌 안전성을 확보하기 위해서, 자동차용 부품에 있어서의 고강도 강판의 적용이 점점 확대되고 있다.

말할 필요도 없이, 자동차용 부품에 제공되는 강판에 있어서는, 강도뿐만 아니라, 프레스 가공성이나 용접성 등, 부품 성형 시에 요구되는 각종 시공성이 요구된다. 구체적으로는, 프레스 가공성의 관점에서, 강판에는 우수한 신장(인장 시험에 있어서의 전체 신장; El), 신장 플랜지성(구멍 확장률; λ)이 요구되는 경우가 많다.

고강도 강판에 있어서의 프레스 가공성을 높이는 방법으로서, 페라이트 상과 마르텐사이트 상을 갖는 DP 강(Dual Phase 강)이 알려져 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조). DP 강은, 우수한 연성을 갖는다. 그러나, DP 강은, 경질 상이 보이드 형성의 기점이 되기 때문에, 구멍 확장성이 떨어진다.

또한, 고강도 강판의 연성을 향상시키는 기술로서, 강 조직에 오스테나이트 상을 잔존시켜 TRIP(변태 유기 소성) 효과를 이용하는 TRIP 강이 있다(예를 들어, 특허문헌 2 참조). TRIP 강은, DP 강보다도 높은 연성을 갖는다. 그러나, TRIP 강은, 구멍 확장성이 열위이다. 또한, TRIP 강에서는, 오스테나이트를 잔존시키기 위해서, Si 등의 합금을 다량으로 첨가할 필요가 있다. 이 때문에, TRIP 강은, 화성 처리성 및 도금 밀착성도 열위로 된다.

또한, 특허문헌 3에는, 마이크로 조직이, 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트로서 면적률로 70％ 이상 함유하는 인장 강도가 800MPa 이상의 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 4에는, 마이크로 조직이, 주 상(相)을 베이나이트 또는 베이니틱 페라이트로 하고, 제2 상을 오스테나이트로 하고, 잔부를 페라이트 또는 마르텐사이트로 하는 인장 강도가 800MPa 이상인 구멍 확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판이 기재되어 있다.

고강도 강판의 굽힘 가공성을 개선하는 기술로서, 예를 들어 특허문헌 5에는, 강판에 탈탄 처리를 행하여 제조된, 표층 부분이 페라이트 주체로 이루어지는 고강도 냉연 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 6에는, 강판을 탈탄 어닐링하여 제조된, 표층부에 연질층을 갖는 초고강도 냉연 강판이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 5 및 특허문헌 6에 기재된 기술에서는, 내피로 특성이 불충분하였다.

또한, 비특허문헌 1에는, 강판을 2회 어닐링하는 2회 어닐링법을 이용함으로써 강판의 신장 및 구멍 확장성이 향상되는 것이 개시되어 있다. 그러나, 비특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 굽힘성이 불충분하였다.

일본 특허 공개 평6-128688호 공보 일본 특허 공개 제2006-274418호 공보 일본 특허 공개 제2003-193194호 공보 일본 특허 공개 제2003-193193호 공보 일본 특허 공개 평10-130782호 공보 일본 특허 공개 평5-195149호 공보

K. Sugimoto et al.: ISIJ int., (1993), 775.

종래의 고강도 강판은, 우수한 굽힘성을 가지며, 또한 양호한 내피로 특성을 갖는 것은 아니었다.

본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 연성 및 구멍 확장성이 양호하며, 또한 우수한 내피로 특성, 굽힘성, 및 도금 밀착성을 갖는 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해서, 예의 검토를 거듭하였다.

그 결과, 소정의 화학 조성을 갖는 열연 강판 또는 냉연 강판에, 조건이 다른 2회의 열처리(어닐링)를 행함으로써, 강판 내부를 소정의 강 조직으로 하고, 소정의 두께 및 강 조직의 표층을 형성함과 함께, 소정의 깊이에 Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 형성하면 된다는 사실을 알아내었다.

구체적으로는, 1회째의 열처리에 의해, 강판 내부를, 마르텐사이트 등의 라스형 조직을 주체로 하는 강 조직으로 하고, 표층을, 연질 페라이트를 주체로 하는 강 조직으로 한다. 그리고, 2회째의 열처리에 있어서, 최고 가열 온도를 α(페라이트)와 γ(오스테나이트)의 2상역으로 한다. 그 결과, 2회의 열처리 및 임의의 용융 아연 도금 후에 얻어지는 강판은, 강판 내부가, 침상의 잔류 오스테나이트가 분산된 강 조직으로 되고, 표층이, 연질 페라이트를 주체로 하고, 미량의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 분산된 소정의 두께의 복합 조직으로 된다. 이와 같은 강판 및 용융 아연 도금 강판은, 우수한 연성 및 구멍 확장성을 갖고, 굽힘성과 내피로 특성의 밸런스가 양호하다.

또한, 상기 1회째 및 2회째의 열처리에 있어서, 강 중에 포함되는 Si 등의 합금 원소가, 강판의 외부에서 산화되는 것을 억제하고, 소정의 깊이에 Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 형성함으로써, 우수한 화성 처리성 및 도금 밀착성이 얻어진다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 따른 강판은, 질량％로, C: 0.050％ 내지 0.500％, Si: 0.01％ 내지 3.00％, Mn: 0.50％ 내지 5.00％, P: 0.0001％ 내지 0.1000％, S: 0.0001％ 내지 0.0100％, Al: 0.001％ 내지 2.500％, N: 0.0001％ 내지 0.0100％, O: 0.0001％ 내지 0.0100％, Ti: 0％ 내지 0.300％, V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 2.00％, Cu: 0％ 내지 2.00％, Co: 0％ 내지 2.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, B: 0％ 내지 0.0100％, Sn: 0％ 내지 1.00％, Sb: 0％ 내지 1.00％, Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및 REM: 0％ 내지 0.0100％를 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로, 연질 페라이트: 0％ 내지 30％, 잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％, 펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％를 함유하며, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고, 상기 표면으로부터 1/4 두께의 상기 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위의 경도의 80％ 이하인 경도를 갖는 영역을 연질층이라 정의했을 때, 상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고, 상기 연질층에 포함되는 페라이트의 결정립 중, 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며, 상기 연질층에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서의 상기 잔류 오스테나이트의 상기 체적 분율의 50％ 이상이며, 상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때, 상기 표면으로부터 0.2㎛ 초과이면서 또한 상기 표면으로부터 5㎛ 이하의 범위에, 상기 Si를 나타내는 상기 파장의 상기 발광 강도의 피크가 나타난다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, Ti: 0.001％ 내지 0.300％, V: 0.001％ 내지 1.00％, 및 Nb: 0.001％ 내지 0.100％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, Cr: 0.001％ 내지 2.00％, Ni: 0.001％ 내지 2.00％, Cu: 0.001％ 내지 2.00％, Co: 0.001％ 내지 2.00％, Mo: 0.001％ 내지 1.00％, W: 0.001％ 내지 1.00％, 및 B: 0.0001％ 내지 0.0100％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, Sn: 0.001％ 내지 1.00％, 및 Sb: 0.001％ 내지 1.00％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유해도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％, Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％, Ce: 0.0001％ 내지 0.0100％, Zr: 0.0001％ 내지 0.0100％, La: 0.0001％ 내지 0.0100％, Hf: 0.0001％ 내지 0.0100％, Bi: 0.0001％ 내지 0.0100％, 및 REM: 0.0001％ 내지 0.0100％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 하기 식 (1)을 충족해도 된다.

식 (1) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％에 의한 각 원소의 함유량으로 한다.

(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 표면으로부터 1/4 두께의 상기 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 0％ 내지 50％여도 된다.

(8) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.

(9) 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 표면에 전기 아연 도금층을 가져도 된다.

(10) 본 발명의 다른 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 강판을 제조하는 방법이며, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 산세한 열연 강판 또는 상기 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 제1 열처리를 실시한 후, 하기 (A) 내지 (E)를 충족하는 제2 열처리를 실시한다.

(a) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 하기 식 (2)를 충족하는 분위기로 한다.

(b) A_c3-30℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.

(c) 650℃부터 최고 가열 온도까지 평균 가열 속도 0.5℃/초 내지 500℃/초에서 가열한다.

(d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃부터 Ms까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서 냉각한다.

(e) 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 상기 냉각을 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.

(A) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 하기 식 (3)을 충족하는 분위기로 한다.

(B) A_c1+25℃ 내지 A_c3-10℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.

(C) 650℃부터 최고 가열 온도까지 평균 가열 속도 0.5℃/초 내지 500℃/초에서 가열한다.

(D) 600 내지 700℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록, 최고 가열 온도에서 480℃ 이하까지 냉각한다.

(E) 평균 냉각 속도 3℃/초 이상에서 냉각한 후, 300℃ 내지 480℃의 사이에서 10초 이상 유지한다.

식 (2)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타낸다.

식 (3)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타낸다.

(11) 상기 (10)에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 (8)에 기재된 강판을 제조하는 방법이며, 상기 제2 열처리에 있어서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안, 항상, 상기 분위기가 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, O₂가 0.020체적％ 이하이며, 상기 식 (3)을 충족하고, 상기 제2 열처리에 있어서, 상기 (D)의 냉각 과정보다 후의 단계에서 용융 아연 도금 처리를 실시해도 된다.

본 발명에 따르면, 연성 및 구멍 확장성이 양호하며, 또한 우수한 내피로 특성, 굽힘성, 및 우수한 도금 밀착성을 갖는 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판 및 고강도 용융 아연 도금 강판은, 연성 및 구멍 확장성이 양호하며, 또한 우수한 내피로 특성, 굽힘성 및 도금 밀착성을 갖기 때문에, 프레스 가공 등에 의해 다양한 형상으로 성형되는 자동차용 강판으로서 적합하다.

도 1은 본 실시 형태의 강판의, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면도이다.
도 2는 본 실시 형태의 강판에 대하여, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 실시 형태와는 다른 강판에 대하여, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 실시 형태의 강판의 제조 방법의 흐름도이다.
도 5는 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제1 예를 나타내는 선도이다.
도 6은 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제2 예를 나타내는 선도이다.
도 7은 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의, 제2 열처리 내지 용융 아연 도금·합금화 처리의 온도/시간의 패턴의 제3 예를 나타내는 선도이다.

「강판」

도 1에 도시된 본 실시 형태의 강판(1)은, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위인 강판 내부(11)와, 강판의 표면에 배치된 연질층(12)을 갖는다. 1/4 두께의 위치는, 강판의 표면으로부터 강판의 두께 t의 1/4의 깊이의 개소이며, 도 1 중에서는 부호 1/4t가 부여된 영역에 해당된다. 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위는, 강판의 표면으로부터 강판의 두께 t의 1/8의 깊이의 영역과, 3/8의 깊이 영역 사이의 범위이며, 1/8 두께의 위치 및 3/8 두께의 위치는 도 1 중에서는 부호 1/8t 및 부호 3/8t가 부여된 위치에 해당된다. 연질층(12)은, 후술하는 바와 같이, 강판 내부(11)의 경도의 80％ 이하인 경도를 갖는 영역이다. 강판(1)은, 그 표면(즉 연질층(12)의 표면)에 용융 아연 도금층 및 전기 아연 도금층 등을 더 구비하는 경우가 있다. 이하, 본 실시 형태의 강판에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 원소의 함유량을 나타내는 [％]는 [질량％]를 의미한다.

「C: 0.050％ 내지 0.500％」

C는, 강도를 크게 높이는 원소이다. C는, 오스테나이트를 안정화하여, 잔류 오스테나이트를 얻음으로써, 강도와 성형성의 양립에 유효하다. 그러나, C의 함유량이 0.500％를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, C의 함유량을 0.500％ 이하로 한다. 스폿 용접성의 관점에서, C의 함유량은 0.350％ 이하인 것이 바람직하고, 0.300％ 이하, 0.250％ 이하, 또는 0.200％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.050％ 미만이면, 충분히 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않아, 충분한 강도 및 성형성을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, C의 함유량을 0.050％ 이상으로 한다. 강도와 성형성을 보다 한층 높이기 위해서, C의 함유량은 0.075％ 이상인 것이 바람직하고, 0.100％ 이상, 또는 0.200％인 것이 보다 바람직하다.

「Si: 0.01％ 내지 3.00％」

Si는, 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제함으로써 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si는, 강재를 취화시키는 원소이다. Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 강판의 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, Si 함유량이 3.00％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Si의 함유량은 3.00％ 이하로 한다. 또한, Si는 강판의 내충격 특성을 손상시키기 때문에, Si의 함유량은 2.50％ 이하인 것이 바람직하고, 2.00％ 이하, 또는 1.80％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.01％ 미만이면, 조대한 철계 탄화물이 다량으로 생성되어, 강도 및 성형성이 열화된다. 이 때문에, Si의 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 이러한 관점에서, Si의 하한값은 0.10％인 것이 바람직하고, 0.25％, 0.30％, 또는 0.50％가 보다 바람직하다.

「Mn: 0.50％ 내지 5.00％」

Mn은, 강판의 ??칭성을 높여 강도를 높이기 위해서 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 5.00％를 초과하면, 강판의 신장 및 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, Mn의 함유량이 5.00％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하여, 취화가 일어나기 쉬워지고, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Mn의 함유량은 5.00％ 이하로 한다. 또한, Mn의 함유량이 증대되면 스폿 용접성도 열화된다는 점에서, Mn의 함유량은 3.50％ 이하인 것이 바람직하고, 3.00％ 이하, 또는 2.80％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.50％ 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 충분히 높은 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, Mn의 함유량은 0.50％ 이상으로 할 필요가 있다. 강도를 보다 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 0.80％ 이상인 것이 바람직하고, 1.00％ 이상, 또는 1.50％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「P: 0.0001％ 내지 0.1000％」

P는, 강재를 취화시키는 원소이다. P의 함유량이 0.1000％를 초과하면, 강판의 신장 및 구멍 확장성이 불충분해진다. 또한, P의 함유량이 0.1000％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, P의 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. 또한, P는 스폿 용접에 의해 발생하는 용융부를 취화시키는 원소이다. 충분한 용접 조인트 강도를 얻기 위해서는, P의 함유량은 0.0400％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.3000％ 이하, 또는 0.0200％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이와 같은 점에서, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. P 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0012％, 또는 0.0015％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

「S: 0.0001％ 내지 0.0100％」

S는, Mn과 결합하여 조대한 MnS를 형성하고, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 저하시킨다. 이 때문에, S의 상한값을 0.0100％ 이하로 한다. 또한, S는 스폿 용접성을 열화시키기 때문에, 0.0070％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하, 또는 0.0030％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반한다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 한다. S 함유량은 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0006％ 이상, 또는 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

「Al: 0.001％ 내지 2.500％」

Al은, 강재를 취화시키는 원소이다. Al의 함유량이 2.500％를 초과하면, 주조된 슬래브가 균열되는 등의 트러블이 생기기 쉬워진다. 이 때문에, Al의 함유량은 2.500％ 이하로 한다. 또한, Al의 함유량이 증가하면 스폿 용접성이 악화된다. 이 때문에, Al의 함유량은 2.000％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.500％ 이하, 또는 1.000％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않더라도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불순물이며, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반된다. 따라서, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 하였다. 또한 Al은 탈산재로서도 유효한 원소이나, 탈산의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 조대한 탄화물의 생성을 억제하는 원소이며, 잔류 오스테나이트의 안정화를 목적으로 하여 첨가해도 상관없다. 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해서는, Al의 함유량을 0.100％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.250％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「N: 0.0001％ 내지 0.0100％」

N은, 조대한 질화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 열화시키기 때문에, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해진다. 이와 같은 점에서, N 함유량의 상한을 0.0100％로 하였다. 또한 N은, 용접 시의 블로우홀 발생의 원인이 되기 때문에, 함유량이 적은 편이 좋다. N 함유량은 0.0075％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하, 또는 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. N의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다. 이와 같은 점에서, N 함유량의 하한을 0.0001％ 이상으로 하였다. N 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상, 또는 0.0010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「O: 0.0001％ 내지 0.0100％」

O는, 산화물을 형성하고, 연성, 구멍 확장성(신장 플랜지성) 및 굽힘성과 같은 성형성을 열화시키기 때문에, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 성형성의 열화가 현저해지기 때문에, O 함유량의 상한을 0.0100％로 하였다. 또한 O의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0030％ 이하, 또는 0.0020％ 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001％를 하한으로 하였다. O 함유량을 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상, 또는 0.0012％ 이상으로 해도 된다.

「Si+0.1×Mn+0.6×Al≥0.35」

잔류 오스테나이트는, 열처리 중에 베이나이트, 펄라이트 또는 조대한 시멘타이트로 분해될 우려가 있다. Si, Mn 및 Al은 잔류 오스테나이트의 분해를 억제하고, 성형성을 높이기 위해서 특히 중요한 원소이며, 하기 식 (1)을 충족하는 것이 바람직하다. 식 (1)의 좌변의 값은 0.60 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.80 이상, 또는 1.00％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

(식 (1) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％에 의한 각 원소의 함유량으로 함)

본 실시 형태의 강판은, 필요에 따라 이하의 1종 또는 2종 이상의 임의 원소를 더 함유하고 있어도 된다. 단, 본 실시 형태에 따른 강판은, 이하의 임의 원소를 함유하지 않고 그 과제를 해결 가능하므로, 이하의 임의 원소의 함유량은 0％여도 된다.

「Ti: 0％ 내지 0.300％」

Ti는, 석출물에 의한 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화된다. 이 때문에, Ti의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Ti에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 보다 한층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「V: 0％ 내지 1.00％」

V는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 1.00％를 초과하면, 탄질화물이 과도하게 석출되어 성형성이 열화된다. 이 때문에, V의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, V에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Nb: 0％ 내지 0.100％」

Nb는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화된다. 이 때문에, Nb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.060％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 강판의 보다 한층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「Cr: 0％ 내지 2.00％」

Cr은, ??칭성을 높여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Cr의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Cr에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Ni: 0％ 내지 2.00％」

Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다. 이와 같은 점에서, Ni의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Ni 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Cu: 0％ 내지 2.00％」

Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상된다는 점에서, Cu의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Cu 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Co: 0％ 내지 2.00％」

Co는, ??칭성을 높여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Co의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Co의 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Co의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Co 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Mo: 0％ 내지 1.00％」

Mo는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Mo의 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Mo 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「W: 0％ 내지 1.00％」

W는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. W의 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이와 같은 점에서, W의 함유량은 1.00％ 이하가 바람직하고, 0.50％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. W의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「B: 0％ 내지 0.0100％」

B는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 첨가해도 된다. B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하된다. 이와 같은 점에서, B의 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, B의 첨가에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더한층의 고강도화를 위해서, B의 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「Sn: 0％ 내지 1.00％」

Sn은, 조직의 조대화를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, 1.00％를 상한으로 해서 첨가해도 상관없다. Sn의 첨가량이 1.00％를 초과하면, 강판이 과도하게 취화되어, 압연 시에 강판이 파단하는 경우가 있다. 이 때문에 Sn 함유량은, 1.00％ 이하인 것이 바람직하다. Sn의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않고도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Sn에 의한 고강도화 효과를 충분히 얻기 위해서는, Sn의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Sb: 0％ 내지 1.00％」

Sb는, 조직의 조대화를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이며, 1.00％를 상한으로 하여 첨가해도 상관없다. Sb의 첨가량이 1.00％를 초과하면, 강판이 과도하게 취화되어, 압연 시에 강판이 파단하는 경우가 있다. 이 때문에 Sb 함유량은, 1.00％ 이하인 것이 바람직하다. Sb의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않고도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, Sb에 의한 고강도화 효과를 충분히 얻기 위해서는, Sb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상: 각각 0％ 내지 0.0100％」

REM은, Rare Earth Metal의 축약이며, 통상은 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 단, 본 실시 형태에 있어서 REM은, Ce 및 La를 제외하는 것으로 한다. 본 실시 형태에 있어서, La 및/또는 Ce는, 미슈 메탈로 첨가되는 경우가 많고, La 및/또는 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는, La 및/또는 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를, 불순물로서 포함한 것으로서도 발휘된다. 또한, 금속 La 및/또는 Ce를 첨가하였다고 해도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘된다. 또한, 본 실시 형태에 있어서, REM의 함유량은 란타노이드 계열에 속하는 원소의 함유량의 합계값이다.

이들 원소의 효과는 다음과 같다.

Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM은, 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을, 각각 0.0001％ 내지 0.0100％ 함유할 수 있다. Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 1종 또는 2종 이상의 각 함유량이 0.0100％를 초과하면, 연성을 손상시킬 우려가 있다. 이 때문에, 상기 각 원소의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0070％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 원소를 2종 이상 포함하는 경우, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 함유량은, 합계로 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 각 원소의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량은 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

이상의 각 원소의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 또한, 전술한 Ti, V, Nb, Cr, Ni, Cu, Co, Mo, W, B, Sn, Sb에 대해서는, 모두 상기 바람직한 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.

또한, Ca, Mg, Ce, Zr, La, Hf, Bi, REM에 대해서도, 상기 바람직한 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.

또한, 불순물로서, H, Na, Cl, Sc, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Pb를 합계로 0.0100％ 이하 함유하고 있는 것은 허용된다.

다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 강판 내부(11)의 강 조직(마이크로 조직)에 대하여 설명한다. 또한, 각 조직의 함유량 설명에 있어서의 [％]는 [체적％]이다.

(강판 내부(11)의 마이크로 조직)

본 실시 형태의 강판에 있어서, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직(이하, 「강판 내부의 강 조직」이라고 하는 경우가 있음)은, 연질 페라이트를 30％ 이하, 잔류 오스테나이트를 3％ 내지 40％, 프레시 마르텐사이트를 30％ 이하, 펄라이트와 시멘타이트의 합계를 10％ 이하 함유하고, 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이다.

「연질 페라이트: 0％ 내지 30％」

페라이트는, 우수한 연성을 갖는 조직이다. 그러나, 페라이트는, 강도가 낮기 때문에 고강도 강판에 있어서는 활용하기 어려운 조직이다. 본 실시 형태의 강판에서는, 강판 내부의 강 조직이 0％ 내지 30％인 연질 페라이트를 함유한다. 본 실시 형태에 있어서의 「연질 페라이트」는, 입자 내에 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 페라이트임을 의미한다. 연질 페라이트는, 강도가 낮아, 주변부에 비하여 변형이 집중되기 쉽고, 파괴가 발생하기 쉽다. 연질 페라이트의 체적 분율이 30％를 초과하면, 강도-성형성의 밸런스가 현저하게 열화된다. 이 때문에, 연질 페라이트는 30％ 이하로 제한한다. 연질 페라이트는 15％ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하고, 0％여도 상관없다.

「잔류 오스테나이트: 3％ 내지 40％」

잔류 오스테나이트는, 강도-연성 밸런스를 높이는 조직이다. 본 실시 형태의 강판에서는, 강판 내부의 강 조직이 3％ 내지 40％인 잔류 오스테나이트를 포함한다. 성형성의 관점에서, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3％ 이상으로 하고, 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 7％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 40％ 초과로 하기 위해서는, 다량의 C, Mn 및/또는 Ni의 첨가가 필요하며, 용접성이 현저하게 손상된다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 40％ 이하로 한다. 강판의 용접성을 높여, 편리성을 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 30％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

「프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％」

프레시 마르텐사이트는, 인장 강도를 크게 향상시킨다. 한편, 프레시 마르텐사이트는, 파괴의 기점이 되어 내충격 특성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은 30％ 이하로 한다. 특히, 내충격 특성을 향상시키기 위해서는, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 15％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 7％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 프레시 마르텐사이트는, 0％여도 되지만, 강판의 강도를 확보하기 위해서 2％ 이상인 것이 바람직하다.

「펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％」

강판의 강판 내부의 마이크로 조직에는, 펄라이트 및/또는 시멘타이트가 포함되어 있어도 된다. 그러나, 펄라이트 및/또는 시멘타이트의 체적 분율이 많으면, 연성이 열화된다. 이 때문에, 펄라이트와 시멘타이트의 체적 분율을 합계로 10％ 이하로 제한한다. 펄라이트와 시멘타이트의 체적 분율은, 바람직하게는 5％ 이하이고, 0％여도 상관없다.

「애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이, 전체 잔류 오스테나이트의 50％ 이상」

본 실시 형태에서는, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비는, 중요하다. 애스펙트비가 큰, 즉 신장된 잔류 오스테나이트는, 가공에 의한 강판의 변형 초기에는 안정된다. 그러나, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트에서는, 가공의 진전에 수반되어 선단 부분에 변형의 집중이 일어나고, 적절하게 변태해서 TRIP(변태 유기 소성) 효과가 발생한다. 이 때문에, 강판 내부의 강 조직이, 애스펙트비가 큰 잔류 오스테나이트를 포함함으로써, 인성, 내수소 취화 특성, 구멍 확장성 등을 손상시키지 않고, 연성을 개선할 수 있다. 이상의 관점에서, 본 실시 형태에서는, 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을, 50％ 이상으로 한다. 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율은, 60％ 이상인 것이 바람직하고, 70％ 이상이 더욱 바람직하며, 80％ 이상인 것이 특히 바람직하다.

「템퍼링 마르텐사이트」

템퍼링 마르텐사이트는, 내충격 특성을 손상시키지 않고, 강판의 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 강판 내부의 강 조직에 포함되어 있어도 상관없다. 그러나, 강판 내부에 다량의 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키면, 잔류 오스테나이트를 충분히 얻지 못하는 경우가 있다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 50％ 이하 또는 30％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한 템퍼링 마르텐사이트의 함유는 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서 필수적이지는 않으므로, 템퍼링 마르텐사이트의 하한값은 0％이다.

본 실시 형태의 강판에서는, 강판 내부의 강 조직에 있어서의 잔부 조직은, 잔류 오스테나이트를 입자 내에 내포하는 「경질 페라이트」를 주로 한다. 경질 페라이트는, 상부 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 라스형 조직을 포함하는 강 조직을 갖는 열처리용 강판에, 후술하는 제2 열처리를 행함으로써 형성된다. 경질 페라이트는, 잔류 오스테나이트를 입자 내에 내포하기 때문에, 높은 강도를 갖는다. 또한, 경질 페라이트는, 페라이트 입계에 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우에 비하여, 페라이트와 잔류 오스테나이트의 계면 박리가 일어나기 어렵기 때문에, 양호한 성형성을 갖는다.

또한, 강판 내부의 강 조직에 있어서의 잔부 조직에는, 베이나이트가 포함되어 있어도 상관없다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 베이나이트에는, 미세한 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물로 이루어지는 그래뉼라 베이나이트, 라스형의 BCC 결정과 조대한 철계 탄화물로 이루어지는 상부 베이나이트 및 판형의 BCC 결정과 그 내부에 평행하게 배열된 미세한 철계 탄화물로 이루어지는 하부 베이나이트가 포함된다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판 내부의 강 조직에 있어서의 잔부 조직은, 경질 페라이트가 주이다. 즉, 강판 내부의 강 조직에 있어서의 잔부 조직에는, 베이나이트보다도 경질 페라이트 쪽이 많이 포함된다.

(표층의 마이크로 조직)

「1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위 경도의 80％ 이하인 경도를 갖는 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 표층의 1 내지 100㎛의 연질층이 존재」

강판의 굽힘성을 개선하기 위해서는, 강판의 표층을 연질화하는 것이 필요한 요건의 하나이다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 경도가 강판 내부의 경도(평균 경도)의 80％ 이하인 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 강판의 표면으로부터 판 두께 방향의 1 내지 100㎛의 연질층이 존재한다. 바꿔 말하면, 강판의 표층부에, 경도가 강판 내부의 평균 경도의 80％ 이하인 연질층이 존재하고, 그 연질층의 두께가 1 내지 100㎛이다.

연질층의 두께가 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 1㎛ 미만이면, 굽힘성을 충분히 얻지 못한다. 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위)는 5㎛ 이상인 것이 바람직하고, 10㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다.

한편, 연질층의 두께가 100㎛를 초과하면, 강판의 강도가 크게 저하된다. 이 때문에, 연질층의 두께는 100㎛ 이하로 한다. 연질층의 두께는 70㎛ 이하인 것이 바람직하다.

「연질층에 포함되는 페라이트의 결정립 중 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상」

연질층에 포함되는 페라이트의 결정립 중, 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율(페라이트의 전체 결정립이 연질층에 차지하는 체적 분율에 대한, 애스펙트비 3.0 미만의 페라이트 결정립의 비율)이 50％ 미만이면, 굽힘성이 열화된다. 그 때문에, 연질층에 포함되는 페라이트 중 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율을 50％ 이상으로 한다. 이 체적 분율은, 바람직하게는 60％ 이상, 보다 바람직하게는 70％ 이상이다. 또한, 연질층에 포함되는 페라이트는, 상술한 경질 페라이트 및 연질 페라이트의 양쪽을 포함한다.

「연질층에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 50％ 이상」

연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트는, 피로 균열의 진전을 억제함으로써, 강판의 피로 강도를 향상시킨다. 따라서, 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 50％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 60％ 이상, 70％ 이상, 또는 80％ 이상이다. 강판 내부에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적률이란, 표면으로부터 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 포함되는 잔류 오스테나이트의 면적률을 가리킨다.

「Si 산화물을 포함하는 내부 산화층」

본 실시 형태의 강판은, 표면으로부터 깊이 방향(판 두께 방향)으로 고주파 글로우 방전(고주파 GDS) 분석법으로 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과이면서 또한 표면으로부터 5㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다. 이것은, 강판이 내부 산화되어 있어, 강판의 표면으로부터 0.2㎛ 초과이면서 또한 표면으로부터 5㎛ 이하의 범위에, Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는 것을 나타내고 있다. 이와 같은 내부 산화층을 갖는 강판은, 제조 시의 열처리에 수반되는 강판 표면에서의 Si 산화물 등의 산화막의 생성이 억제되고 있다. 그 때문에, 이와 같은 내부 산화층을 갖는 강판은, 우수한 화성 처리성 및 도금 밀착성을 갖는다.

본 실시 형태의 강판은, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위와, 표면으로부터 0㎛ 내지 0.2㎛의 범위(깊이 0.2㎛보다도 얕은 영역)의 양쪽에 있어서, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크를 갖고 있어도 된다. 이들 양쪽의 범위에 있어서 피크가 존재하는 것은, 강판이 내부 산화층을 갖고 있음과 함께, 표면에 Si 산화물을 포함하는 외부 산화층을 갖고 있음을 나타내고 있다.

도 2는, 본 실시 형태의 강판에 대하여, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 2에 도시한 본 실시 형태의 강판에서는, 표면으로부터 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(내부 산화층에서 유래)가 나타나 있다. 또한, 표면으로부터 0(최표면) 내지 0.2㎛의 범위에도, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(외부 산화층에서 유래(I_MAX))가 나타나 있다. 따라서, 도 2에 도시한 강판은, 내부 산화층을 갖고 있음과 함께, 외부 산화층을 갖고 있음을 알 수 있다.

도 3은, 본 실시 형태와는 다른 강판에 대하여, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때의, 표면으로부터의 깊이와 Si를 나타내는 파장의 발광 강도(Intensity)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 3에 도시한 강판에서는, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가, 표면으로부터 0(최표면) 내지 0.2㎛의 범위에 나타나 있지만, 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위에는 나타나 있지 않다. 이것은, 강판이 내부 산화층을 갖지 않고, 외부 산화층만을 갖고 있음을 나타내고 있다.

「용융 아연 도금층」

본 실시 형태의 강판은, 그 표면(양면 혹은 편면)에 용융 아연 도금층이 형성되어 있어도 된다(이하, 용융 아연 도금을 갖는 본 실시 형태에 따른 강판을 「본 실시 형태에 따른 용융 아연 도금 강판」이라고 칭함). 이 용융 아연 도금층은, 용융 아연 도금층을 합금화한 합금화 용융 아연 도금층이어도 된다.

용융 아연 도금층이 합금화되어 있지 않은 경우이면, 용융 아연 도금층 중의 철 함유량은 7.0질량％ 미만인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금층이 합금화한 합금화 용융 아연 도금층인 경우, 철 함유량이 6.0질량％ 이상인 것이 바람직하다. 합금화 용융 아연 도금 강판은, 용융 아연 도금 강판보다도 우수한 용접성을 갖는다.

용융 아연 도금층의 도금 부착량은, 특별히 제약은 설정되지 않지만, 내식성의 관점에서 편면당 5g/㎡ 이상인 것이 바람직하고, 20 내지 120g/㎡, 나아가 25 내지 75g/㎡의 범위 내인 것이 보다 바람직하다.

본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판에서는, 용융 아연 도금층 위에 도장성, 용접성 등을 개선할 목적으로, 상층 도금층이 더 마련되어 있어도 된다. 또한, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판에서는, 용융 아연 도금층 위에 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시해도 된다.

「전기 아연 도금층」

본 실시 형태의 강판 표면에는, 전기 아연 도금층이 형성되어 있어도 된다. 전기 아연 도금층은, 종래 공지된 방법에 의해 형성할 수 있다.

「열처리용 강판」

본 실시 형태의 강판 소재로서 사용되는 열처리용 강판(「본 실시 형태의 열처리용 강판」이라고 칭함)에 대하여, 이하에 설명한다.

구체적으로는, 본 실시 형태의 열처리용 강판은, 상기 강판에 있어서의 어느 화학 조성을 갖고, 이하에 나타내는 강 조직(마이크로 조직)을 갖는다. 또한, 각 조직의 함유량 설명에 있어서의 [％]는 [체적％]이다.

(열처리용 강판 내부의 마이크로 조직)

「라스형 조직을 체적 분율로 합계 70％ 이상」

본 실시 형태의 열처리용 강판은, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직(열처리용 강판 내부의 강 조직)이, 상부 베이나이트, 베이니틱 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트의 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 라스형 조직을, 체적 분율로 합계 70％ 이상 함유한다.

열처리용 강판이 상기 라스형 조직을 체적 분율로 합계 70％ 이상 함유함으로써, 열처리용 강판에 후술하는 제2 열처리를 실시하여 얻어지는 강판은, 열처리용 강판 내부의 강 조직이 경질 페라이트를 주체로 하는 것이 된다. 열처리용 강판에 있어서 상기 라스형 조직의 합계 체적 분율이 70％ 미만이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시하여 이루어지는 강판은, 강판 내부의 강 조직이 연질 페라이트를 많이 포함하게 된다. 그 결과, 본 실시 형태의 강판을 얻지 못하게 된다. 열처리용 강판에 있어서의 열처리용 강판 내부의 강 조직은, 상기 라스형 조직을 체적 분율로 합계 80％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 합계 90％ 이상 함유하는 것이 보다 바람직하며, 100％여도 상관없다.

「열처리용 강판에 있어서의 애스펙트비가 1.3 미만이고 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도」

본 실시 형태의 열처리용 강판의 내부의 강 조직은, 상술한 라스형 조직 외에 잔류 오스테나이트를 포함하고, 애스펙트비가 1.3 미만이며 또한 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도를 1.0×10^-2개/㎛² 이하로 제한한 것이다.

열처리용 강판의 내부의 강 조직에 존재하고 있는 잔류 오스테나이트가 조대한 괴상이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시하여 얻어지는 강판의 강판 내부에, 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자가 존재하고, 애스펙트비가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 열처리용 강판에 있어서, 애스펙트비가 1.3 미만이고 긴 직경이 2.5㎛ 초과인 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도를 1.0×10^-2개/㎛² 이하로 한다. 열처리용 강판에 있어서의 조대한 괴상의 잔류 오스테나이트 입자의 개수 밀도는, 낮을수록 바람직하며, 0.5×10^-2개/㎛² 이하인 것이 바람직하다.

또한, 열처리용 강판의 내부에, 잔류 오스테나이트가 과도하게 존재하고 있으면, 열처리용 강판에 후술하는 제2 열처리를 실시함으로써, 일부의 잔류 오스테나이트가 등방화한다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어진 강판의 강판 내부에 있어서, 애스펙트비가 2.0 이상인 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 열처리용 강판의 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 10％ 이하인 것이 바람직하다.

(열처리용 강판의 표층 마이크로 조직)

「연질 페라이트를 체적 분율로 80％ 이상 포함하는 연질층」

본 실시 형태에 따른 강판의 소재가 되는 열처리용 강판에는, 체적 분율로 80％ 이상의 연질 페라이트를 포함하는 연질층으로 이루어지는 표층이 형성되어 있다. 열처리용 강판에 있어서 연질층의 두께는 1㎛ 내지 50㎛로 한다. 열처리용 강판에 있어서 연질층의 두께가 표면으로부터 깊이 방향이 1㎛ 미만이면, 열처리용 강판에 제2 열처리를 실시하여 이루어지는 강판에 형성된 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위)가 부족하다. 한편, 열처리용 강판에 있어서 연질층의 두께가 표면으로부터 깊이 방향으로 50㎛를 초과하면, 열처리용 강판이 제2 열처리를 실시하여 이루어지는 강판에 형성된 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위)가 과잉으로 되기 때문에, 연질층을 가짐으로써 강판의 강도 저하가 현재화된다. 이 때문에, 열처리용 강판에 있어서 연질층의 두께는 50㎛ 이하로 하고, 10㎛ 이하인 것이 바람직하다.

「Si 산화물을 포함하는 내부 산화층」

본 실시 형태의 열처리용 강판은, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전(고주파 GDS) 분석법으로 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난다. 이것은, 열처리용 강판이 내부 산화되어 있어, 표면으로부터 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위에, Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는 것을 나타내고 있다. 상기 범위에 내부 산화층을 갖는 열처리용 강판은, 제조 시의 열처리에 수반되는 강판 표면에서의 Si 산화물 등의 산화막의 생성이 억제된 것이다.

본 실시 형태의 열처리용 강판은, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석했을 때, 표면으로부터 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하의 범위와, 표면으로부터 0㎛ 내지 0.2㎛의 범위(깊이 0.2㎛보다도 얕은 영역)의 양쪽에 있어서, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크를 갖고 있어도 된다. 이것은, 열처리용 강판이 내부 산화층을 갖고 있음과 함께, 표면에 Si 산화물을 포함하는 외부 산화층을 갖고 있음을 나타내고 있다.

「본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법」

다음으로, 본 실시 형태의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시 형태의 강판의 제조 방법에서는, 도 4에 도시된 바와 같이 상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 산세한 열연 강판 또는 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 이하에 나타내는 제1 열처리를 실시함으로써 열처리용 강판을 제조한다. 그 후, 열처리용 강판에, 이하에 나타내는 제2 열처리를 실시한다. 제1 열처리 및/또는 제2 열처리는, 전용의 열처리 라인을 사용하여 실시해도 되고, 기존의 어닐링 라인을 사용하여 실시해도 상관없다.

(주조 공정)

본 실시 형태의 강판을 제조하기 위해서는, 우선, 상기 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조한다. 열간 압연에 제공하는 슬래브는, 연속 주조 슬래브나 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 주조 후의 슬래브는, 일단 상온까지 냉각하고 나서 열간 압연해도 되고, 고온인 채로 직접 열간 압연해도 된다. 주조 후의 슬래브를 고온인 채로 직접 열간 압연에 제공하는 것이, 열간 압연의 가열에 필요한 에너지를 삭감할 수 있기 때문에, 바람직하다.

(슬래브 가열)

열간 압연에 앞서서, 슬래브를 가열한다. 본 실시 형태의 강판을 제조하는 경우, 이하에 나타내는 식 (4)를 충족하는 슬래브 가열 조건을 선정하는 것이 바람직하다.

(식 (4)에 있어서, fγ는 하기 식 (5)로 표시되는 값이고, WMnγ는 하기 식 (6)으로 표시되는 값이고, D는 하기 식 (7)로 표시되는 값이고, A_c1은 하기 식 (8)로 표시되는 값이고, A_c3은 하기 식 (9)로 표시되는 값이며, ts(T)는 슬래브 가열 온도 T에 있어서의 슬래브의 체재 시간(sec)임)

(식 (5)에 있어서, T는 슬래브 가열 온도(℃), WC는 강 중의 C양(질량％), A_c1은 하기 식 (8)로 표시되는 값이며, A_c3은 하기 식 (9)로 표시되는 값임)

(식 (6)에 있어서, T는 슬래브 가열 온도(℃), WMn은 강 중의 Mn양(질량％), A_c1은 하기 식 (8)로 표시되는 값이며, A_c3은 하기 식 (9)로 표시되는 값임)

(식 (7)에 있어서, T는 슬래브 가열 온도(℃), R은 기체 상수; 8.314J/mol임)

(식 (8) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(식 (9) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

식 (4)의 분자는, α(페라이트)와 γ(오스테나이트)의 2상역 체재 중에 α로부터 γ로 분배되는 Mn 함유량의 정도를 나타낸다. 식 (4)의 분자가 커질수록, 강 중의 Mn 농도 분포가 불균질화한다. 식 (4)의 분모는, γ단상역 체재 중에 γ 중에서 확산하는 Mn 원자의 거리에 대응하는 항이다. 식 (4)의 분모가 커질수록, Mn 농도 분포가 균질화한다. 강 중의 Mn 농도 분포를 충분히 균질화시키기 위해서는, 식 (4)의 값이 1.0 이하로 되도록, 슬래브 가열 조건을 선정하는 것이 바람직하다. 식 (4)의 값이 작을수록, 열처리용 강판 및 강판의 강판 내부에 있어서의 조대한 괴상의 오스테나이트 입자의 개수 밀도를 저감시킬 수 있다.

(열간 압연)

슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 열간 압연의 완료 온도(마무리 온도)가 850℃ 미만이면, 압연 반력이 높아져서, 지정의 판 두께를 안정적으로 얻을 수 있는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 850℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연 반력의 관점에서, 열간 압연의 완료 온도는 870℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 열간 압연의 완료 온도를 1050℃ 초과로 하기 위해서는, 슬래브의 가열 종료부터 열간 압연의 완료까지의 공정에 있어서, 가열 장치 등을 사용하여 강판을 가열할 필요가 있어, 높은 비용이 필요해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도를 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 중의 강판 온도를 확보하기 쉽게 하기 위해서, 열간 압연의 완료 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 980℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(산세)

다음으로, 이와 같이 하여 제조한 열연 강판의 산세를 행한다. 산세는, 열연 강판의 표면 산화물을 제거하는 공정이며, 강판의 화성 처리성의 향상을 위해 중요하다. 열연 강판의 산세는, 1회여도 되고, 여러 번으로 나눠 행해도 된다.

(냉간 압연)

산세된 열연 강판은, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 해도 상관없다. 열연 강판에 냉간 압연을 행함으로써, 고정밀도로 소정의 판 두께를 갖는 강판을 제조할 수 있다. 냉간 압연에서는, 압하율의 합계가 85％를 초과하면, 강판의 연성이 상실되어, 냉간 압연 중에 강판이 파단할 위험성이 높아진다. 이 때문에, 압하율의 합계를 85％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 75％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉연 공정에서의 합계의 압하율의 하한은 특별히 정하지 않고, 냉간 압연을 실시하지 않아도 상관없다. 강판의 형상 균질성을 향상시켜 양호한 외관을 얻음과 함께, 제1 열처리 중 및 제2 열처리 중의 강판 온도를 균일하게 하여 양호한 연성을 얻기 위해서, 냉간 압연의 압하율은 합계로 0.5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.0％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(제1 열처리)

다음으로, 산세된 열연 강판 또는 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 제1 열처리를 실시함으로써 열처리용 강판을 제조한다. 제1 열처리는, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 조건에서 행한다.

(a) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서, 열연 강판 또는 냉연 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 하기 식 (2)를 충족하는 분위기로 한다.

(식 (2)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타냄)

제1 열처리에서는, 상기 (a)를 충족함으로써, 강판 외부에서의 산화 반응을 억제함과 함께, 탈탄 반응을 촉진한다. 제1 열처리에서는, 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서의 일부의 온도대에 있어서, 강판의 주위를 상기 (a)에 기재된 분위기로 할 필요가 있으며, 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지 동안의 모든 온도대에 있어서, 강판의 주위를 상기 (a)에 기재된 분위기로 하는 것이 바람직하다.

분위기 중의 H₂가 0.1체적％ 미만이면, 강판 표면에 존재하는 산화막을 충분히 환원할 수 없어, 강판 위에 산화막이 형성된다. 이 때문에, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 화성 처리성 및 도금 밀착성이 저하된다. 한편, 분위기 중의 H₂ 함유량이 20체적％ 초과이면, 효과가 포화된다. 또한, 분위기 중의 H₂ 함유량이 20체적％ 초과이면, 조업상 수소 폭발의 위험성이 증가한다. 이 때문에, 분위기 중의 H₂ 함유량을 20체적％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, log(PH₂O/PH₂)가 -1.1 미만인 경우, 강판 표층부에 있어서의 Si, Mn의 외부 산화가 일어나서, 탈탄 반응이 불충분해지고, 열처리용 강판의 표층을 형성하는 연질층의 두께가 얇아진다. 한편, log(PH₂O/PH₂)가 -0.07을 초과하면, 탈탄 반응이 과잉으로 진행되기 때문에, 제2 열처리 후의 강판의 강도가 부족하다.

(b) (A_c3-30)℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.

제1 열처리에서는, 최고 가열 온도를 (A_c3-30)℃ 이상으로 한다. 최고 가열 온도가 (A_c3-30)℃ 미만이면, 열처리용 강판에 있어서의 강판 내부의 강판 조직에 괴상의 조대한 페라이트가 잔존한다. 그 결과, 열처리용 강판의 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 연질 페라이트 상이 과잉으로 됨과 함께, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 특성이 열화된다. 최고 가열 온도는 (A_c3-15)℃ 이상이 바람직하고, (A_c3+5)℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 과도하게 고온까지 가열하면 표층의 탈탄이 과잉으로 진행되어 내피로 특성이 불충분해지는 경우가 있어, 가열에 요하는 연료 비용이 증대되며, 또한, 노체의 손상을 초래한다. 이 때문에, 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

제1 열처리에서는, 최고 가열 온도에서의 유지 시간을 1초 내지 1000초로 한다. 유지 시간이 1초 미만이면, 열처리용 강판에 있어서의 강판 내부의 강판 조직에 괴상의 조대한 페라이트가 잔존한다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 연질 페라이트의 체적률이 과잉으로 되어, 특성이 열화된다. 유지 시간은 10초 이상인 것이 바람직하고, 50초 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 유지 시간이 너무 길면, 최고 가열 온도로 가열함에 따른 효과가 포화할뿐만 아니라, 생산성이 손상된다. 그 때문에, 유지 시간은 1000초 이하로 한다.

(c) 650℃부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 가열한다.

제1 열처리에 있어서, 650℃부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이면, 가열 처리 중에 Mn 편석이 진행되어, 조대한 괴상 Mn 농화 영역이 형성되고, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 특성이 열화된다. 괴상의 오스테나이트 생성을 억제하기 위해서, 평균 가열 속도는 1.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 평균 가열 속도가 500℃/초 초과이면, 탈탄 반응이 충분히 진행하지 않는다. 이 때문에, 평균 가열 속도를 500℃/초 이하로 한다. 또한 650℃부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도는, 650℃와 최고 가열 온도의 차를, 강판 표면 온도가 650℃부터 최고 가열 온도에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어지는 값이다.

(d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃부터 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다.

제1 열처리에서는, 열처리용 강판에 있어서의 강판 내부의 강판 조직을 라스형 조직 주체로 하기 위해서, 최고 가열 온도로 유지한 후, 700℃ 내지 하기 식 (10)으로 표시되는 Ms까지의 온도 범위의 냉각 속도가, 평균 냉각 속도로 5℃/초 이상이 되도록 냉각한다. 평균 냉각 속도가 5℃/초 미만이면, 괴상 페라이트가 생성되는 경우가 있다. 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30℃/초 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정할 필요는 없지만, 500℃/초 초과의 평균 냉각 속도로 냉각하기 위해서는, 특별한 설비가 필요해진다. 이 때문에, 평균 냉각 속도는 500℃/초 이하인 것이 바람직하다. 또한 700℃부터 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도는, 700℃와 Ms의 차를, 강판 표면 온도가 700℃부터 Ms에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어지는 값이다. Ms는, 하기 식에 의해 산출된다.

(식 (10) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(e) 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 냉각을 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.

제1 열처리에서는, 700℃부터 Ms까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이상이 되는 냉각을, Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다. 냉각 정지 온도는 실온(25℃)이어도 된다. 냉각 정지 온도를 Ms 이하로 함으로써, 제1 열처리 후에 얻어지는 열처리용 강판에 있어서의 강판 내부의 강판 조직이 라스형 조직 주체의 것이 된다. 또한 냉각 정지 온도는, 강판의 온도 강하를 발생시키는 냉매(냉각수, 대기 등)의 분사를 종료한 시점에서의 강판의 표면 온도이다.

본 실시 형태의 제조 방법에서는, 제1 열처리에 있어서 Ms 이하, 실온 이상의 냉각 정지 온도로 냉각한 강판에, 연속해서 이하에 나타내는 제2 열처리를 행해도 된다. 또한, 제1 열처리에 있어서 실온까지 냉각하고, 권취하고 나서, 이하에 나타내는 제2 열처리를 행해도 된다.

제1 열처리에 있어서 실온까지 냉각한 강판은, 상술한 본 실시 형태의 열처리용 강판이다. 열처리용 강판은, 이하에 나타내는 제2 열처리를 행함으로써, 본 실시 형태의 강판으로 된다. 또한, 이것에 용융 아연 도금(또한 필요에 따라 합금화 처리)을 행함으로써, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판으로 된다.

본 실시 형태에서는, 제2 열처리를 행하기 전의 열처리용 강판에, 다양한 처리를 실시해도 상관없다. 예를 들어, 열처리용 강판의 형상을 교정하기 위해서, 열처리용 강판에 조질 압연 처리를 실시해도 된다. 또한, 열처리용 강판의 표면에 존재하는 산화물을 제거하기 위해서, 열처리용 강판에 산세 처리를 실시해도 상관없다.

(제2 열처리)

제1 열처리를 실시한 강판(열처리용 강판)에, 제2 열처리를 실시한다. 제2 열처리는, 하기 (A) 내지 (E)를 충족한다.

(A) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지에 있어서, 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 상기 식 (3)을 충족하는 분위기로 한다.

(식 (3)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타냄)

제2 열처리에서는, 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서의 일부의 온도대에 있어서, 열연 강판 또는 냉연 강판의 주위의 분위기를 상기 (A)에 기재된 분위기로 할 필요가 있으며, 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지 동안의 모든 온도대에 있어서, 강판의 주위를 상기 (A)에 기재된 분위기로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판을 용융 아연 도금하는 경우, 제2 열처리에서는, 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지 동안에 있어서의 모든 온도대에 있어서, 강판의 주위를 상기 (A)에 기재된 분위기로 할 필요가 있다. 또한, 강판을 용융 아연 도금하는 경우, 제2 열처리에서는, 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적 이상의 H₂를 함유하고, O₂가 0.020체적％ 이하로 되며, 또한 상기 식 (3)이 충족될 필요가 있다.

제2 열처리에 있어서는, 상기 (A)를 충족하기 위해서, 강판 표면에서의 탈탄 반응이 억제되어, 제1 열 처리 시에 탈탄한 표층부에, 강판의 내부로부터 탄소 원자가 공급된다. 그 결과, 제2 열처리 후의 강판 표면에, 미량의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 분산된 소정의 두께의 복합 조직이 형성된다.

분위기 중의 H₂가 0.1체적％ 미만이면, 강판 표면에 존재하는 산화막을 충분히 환원할 수 없어, 강판 위에 산화막이 형성된다. 이 때문에, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 화성 처리성이 저하된다. 또한, 강판을 용융 아연 도금하는 경우이며 분위기 중의 H₂가 0.1체적％ 미만 또는 분위기 중의 O₂가 0.020체적％ 초과이면, 강판의 도금 밀착성이 저하된다. 또한, 분위기 중의 H₂ 함유량이 20체적％ 초과이면, 효과가 포화된다. 또한, 분위기 중의 H₂ 함유량이 20체적％ 초과이면, 조업상 수소 폭발의 위험성이 증가한다. 이 때문에, 분위기 중의 H₂ 함유량을 20체적％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직한 H₂의 범위는 2.0체적％ 이상, 보다 바람직하게는 3.0체적％ 이상이다. 바람직한 O₂의 범위는 0.010체적％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005체적％ 이하이다.

또한, log(PH₂O/PH₂)가 -1.1 이상이면 강판 표면에서의 탈탄 반응이 과잉으로 진행되기 때문에, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 표층을 형성하는 연질층의 두께가 두꺼워져, 강판의 강도가 부족하다. log(PH₂O/PH₂)의 수치는, 낮을수록 바람직하기 때문에, 그 수치에 하한을 설정할 필요는 없다. 그러나, log(PH₂O/PH₂)의 수치를 -2.2 미만으로 하기 위해서는, 특별한 설비가 필요해지기 때문에, log(PH₂O/PH₂)의 수치의 하한을 -2.2로 하는 것이 바람직하다.

(B) (A_c1+25)℃ 내지 (A_c3-10)℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.

제2 열처리에서는, 최고 가열 온도를 (A_c1+25)℃ 내지 (A_c3-10)℃로 한다. 최고 가열 온도가 (A_c1+25)℃ 미만이면, 강 중의 시멘타이트가 녹아 남고, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 내부 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 특성이 열화된다. 제2 열처리 후에 얻어지는 강판에 있어서의 경질 조직 분율을 높여, 보다 고강도의 강판을 얻기 위해서, 최고 가열 온도를 (A_c1+40)℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 최고 가열 온도가 (A_c3-10)℃를 초과하면, 마이크로 조직의 대부분 혹은 전부가 오스테나이트로 되고, 제2 열처리 전의 강판(열처리용 강판)에 있어서의 라스형 조직이 해소되어, 강판에 인계되지 않게 된다. 그 결과, 제2 열처리 후에 얻어지는 강판의 내부 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족해짐과 함께, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 특성이 대폭으로 열화된다. 이와 같은 점에서, 최고 가열 온도는 A_c3-10℃ 이하로 한다. 제2 열처리 전의 강판에 있어서의 라스형 조직을 충분히 강판에 인계해 주고, 강판의 특성을 한층 향상시키기 위해서, 최고 가열 온도는 (A_c3-20)℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, (A_c3-30)℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

제2 열처리에서는, 최고 가열 온도에서의 유지 시간을 1초 내지 1000초로 한다. 유지 시간이 1초 미만이면, 강판의 내부로부터 표층으로의 탄소 원자의 확산이 불충분해짐과 함께, 강 중의 시멘타이트가 녹아 남아, 강판의 특성이 열화될 우려가 있다. 유지 시간은 30초 이상인 것이 바람직하다. 한편, 유지 시간이 너무 길면, 강판 내부로부터 표층으로의 탄소 원자의 확산이 과잉으로 진행되어, 제1 열처리로 표층을 탈탄한 효과가 소실된다. 이 때문에, 유지 시간은 1000초를 상한으로 한다.

(C) 650℃부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 내지 500℃/초가 되도록 가열한다.

제2 열처리에 있어서의 650℃부터 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 미만이면, 제1 열처리로 만들어 넣은 라스형 조직의 회복이 진행되기 때문에, 입자 내에 오스테나이트 입자를 갖지 않는 연질 페라이트의 체적 분율이 증대된다. 한편, 평균 가열 속도가 500℃/초 초과이면, 탈탄 반응이 충분히 진행되지 않는다. 또한 650℃부터 최고 가열 속도까지의 평균 가열 속도는, 650℃와 최고 가열 속도의 차를, 강판 표면 온도가 650℃부터 최고 가열 속도에 이르기까지의 경과 시간으로 나눔으로써 얻어지는 값이다.

(D) 600 내지 700℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록, 최고 가열 온도에서 480℃ 이하까지 냉각

제2 열처리에 있어서, 600 내지 700℃ 사이의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록, 최고 가열 온도에서 480℃까지 냉각한다. 해당 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 3℃/초 미만인 경우, 조대한 탄화물이 생성되어 강판의 특성이 손상된다. 해당 온도 범위에서의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 해당 온도 범위에서의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 설정하지 않아도 상관없지만, 200℃/초 초과로 하기 위해서는 특수한 냉각 장치가 필요해지기 때문에, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 해당 온도 범위에서의 평균 냉각 속도는, 600 내지 700℃ 사이의 온도 차(즉, 100℃)를, 700℃부터 600℃까지 냉각하는 데 요한 시간으로 나눔으로써 얻어지는 값이다.

(E) 평균 냉각 속도 3℃/초 이상에서 냉각한 후, 300℃ 내지 480℃의 사이에서 10초 이상 유지한다.

제2 열처리에 있어서, 300℃ 내지 480℃ 사이에서의 유지 시간이 10초를 하회하면, 미변태 오스테나이트 중에 탄소가 충분히 농화되지 않으므로, 라스형의 페라이트가 충분히 성장하지 않아, 오스테나이트로의 C 농화가 진행되지 않는다. 그 결과, 프레시 마르텐사이트가 생성되어버려, 강판의 특성이 크게 열화된다. 오스테나이트 중으로의 탄소 농화를 충분히 진행시키고, 마르텐사이트의 생성량을 줄여, 강판의 특성을 개선하기 위해서, 유지 시간은 100초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 300℃ 내지 480℃의 사이에 N초 이상 유지한다고 함은, 강판의 온도를 300℃ 내지 480℃의 온도 범위 내에 있는 기간을 N초 이상으로 하는 것을 의미한다.

이상 설명한 제2 열처리를 행함으로써, 상술한 본 실시 형태의 강판이 얻어진다.

본 실시 형태에서는, 강판에 대하여, 형상 교정을 목적으로 하여 냉간 압연을 실시해도 상관없다. 냉간 압연은, 제1 열처리를 행한 후에 실시해도 상관없고, 제2 열처리를 행한 후에 실시해도 상관없다. 또한, 제1 열처리를 행한 후와, 제2 열처리를 행한 후의 양쪽에서 실시해도 상관없다. 냉간 압연의 압하율은, 3.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.2％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉간 압연의 압하율이 3.0％를 초과하면, 일부의 오스테나이트가 가공 유기 변태로 상실되고, 특성이 손상될 우려가 있다. 한편, 냉간 압연의 압연율의 하한값은 특별히 정하지 않고, 냉간 압연을 실시하지 않아도 본 실시 형태에 따른 강판의 특성은 발휘된다.

(용융 아연 도금)

본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 제2 열처리 후의 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 공정을 행해도 된다. 용융 아연 도금층의 형성에 계속해서, 도금층의 합금화 처리를 행해도 된다.

용융 아연 도금 및 합금화 처리는, 본 실시 형태에 따른 제조 방법이 규정하는 조건을 충족하는 한, 제2 열처리에 있어서의 냉각 공정 (D)의 완료 이후, 어느 타이밍에 행해도 상관없다. 예를 들어, 도 5에 패턴 [1]로서 나타내고 있는 바와 같이, 냉각 공정 (D), 등온 유지 공정 (E)의 후, 도금 처리(나아가서는 필요에 따라 합금화 처리)를 실시해도 되고, 도 6에 패턴 [2]로서 나타내고 있는 바와 같이, 냉각 공정 (D)의 후, 도금 처리(나아가서는 필요에 따라 합금화 처리)를 실시하고, 그 후 등온 유지 (E)를 실시해도 된다. 또는, 도 7에 패턴 [3]으로서 나타내고 있는 바와 같이, 냉각 공정 (D), 등온 유지 공정 (E)의 후, 한번 실온까지 냉각하고, 그 후 도금 처리(나아가서는 필요에 따라 합금화 처리)를 실시해도 된다.

용융 아연 도금 공정에서의 아연 도금욕 온도나 아연 도금욕 조성 등의 도금 조건으로서는, 일반적인 조건을 사용할 수 있으며, 특별히 제한은 없다. 예를 들어, 도금욕온은 420 내지 500℃, 강판의 침입판온은 420 내지 500℃, 침지 시간은 5초 이하여도 된다. 도금욕은, Al을 0.08 내지 0.2％ 함유하는 도금욕이 바람직하지만, 그 밖에, 불순물인 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb 등을 함유해도 된다. 또한, 용융 아연 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지된 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 통상은 편면당 5g/㎡ 이상이면 되지만, 25 내지 75g/㎡이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20 내지 120g/㎡로 한다.

용융 아연 도금층을 형성한 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 전술한 바와 같이, 필요에 따라 합금화 처리를 행해도 된다.

합금화 처리는, 통상의 방법에 따라서 행하면 되지만, 합금화 처리 온도는 460 내지 600℃로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생하므로, 합금화 처리 온도는 460℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되어, 강판의 도금 밀착성이 열화되므로, 합금화 처리 온도는 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리 온도는, 보다 바람직하게는 480 내지 580℃ 이하로 한다. 또한 합금화 처리의 가열 시간은 5 내지 60초로 하는 것이 바람직하다.

또한 합금화 처리는, 용융 아연 도금층 중의 철 농도가 6.0질량％ 이상이 되는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태의 강판의 표면에는, 전기 아연 도금층을 형성해도 된다. 전기 아연 도금층은, 종래 공지된 방법에 의해 형성할 수 있다.

다음으로, 본 실시 형태의 강판 및 열처리용 강판이 갖는 각 구성의 측정 방법에 대하여 설명한다.

「강 조직의 측정」

강판 및 열처리용 강판에 있어서, 강판 내부 및 표층의 강 조직에 포함되는 페라이트(연질 페라이트 및 경질 페라이트), 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트, 상부 베이나이트, 베이니틱 페라이트의 체적 분율은, 이하에 나타내는 방법을 이용하여 측정할 수 있다.

강판의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 나이탈 에칭한다. 다음으로, 관찰면에 있어서의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상의 면적을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰한다. 그리고, 페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트의 면적 분율을 각각 측정하고, 그것으로써 체적 분율이라고 간주한다. 여기서, 입자 내에 하부 조직을 가지며, 또한, 탄화물이 복수의 배리언트를 갖고 석출되어 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다. 또한, 시멘타이트가 라멜라형으로 석출되어 있는 영역을 펄라이트라고 판단한다. 휘도가 작고, 또한 하부 조직이 보이지 않는 영역을 페라이트(연질 페라이트 또는 경질 페라이트)라고 판단한다. 휘도가 크고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단한다. 각각의 체적 분율을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 체적 분율로 한다. 프레시 마르텐사이트의 체적률에 대해서는, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 체적률을 뺌으로써, 구할 수 있다.

경질 페라이트 및 연질 페라이트의 체적 분율은, 측정된 페라이트의 체적 분율을 기초로, 후술하는 방법으로, 각각의 체적 분율을 구한다.

프레시 마르텐사이트의 체적 분율에 대해서는, 프레시 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트인 체적 분율로부터, 후술하는 X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 뺌으로써, 구할 수 있다.

강판 및 열처리용 강판에 있어서, 강판 내부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선 회절법에 의해 평가한다. 판 두께의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, X선 회절법에 의해 FCC철의 면적 분율을 측정하고, 그것으로써 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 한다.

「연질층 중에 포함되는 잔류 오스테나이트 체적 분율과 강판 내부에 포함되는 잔류 오스테나이트 체적 분율의 비율」

본 실시 형태에 따른 강판에 있어서, 연질층에 포함되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율과, 강판 내부의 잔류 오스테나이트 체적 분율의 비율은, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 구조 해석을 행함으로써 평가한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리한다. 또한, 표층의 가공층을 제거하기 위해서 전해 연마 또는 콜로이달 실리카를 사용한 기계 연마를 행한다. 다음으로, 연질층을 포함하는 강판의 표층부 및 강판 내부(표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위)에 대하여, 관찰 시야의 총 면적이 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상(복수 시야 내지 동일 시야에서도 가능)이 되도록 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 측정에 있어서 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트라고 판단하고, 연질층 및 강판 내부의 잔류 오스테나이트 체적 분율을 각각 산출한다.

「잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경의 측정」

강판 및 열처리용 강판에 있어서, 강판 내부의 강 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비 및 긴 직경은, FE-SEM을 사용하여 결정립을 관찰하고, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가한다.

우선, 강판의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리한다. 다음으로, 관찰면에 있어서의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 하나 내지 복수의 관찰 시야에 있어서, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상(복수 시야 및 동일 시야 중 어느 것이어도 가능)의 면적에 대하여 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 다음으로, 상기 방법에 의해 측정한 잔류 오스테나이트 입자의 결정 방위로부터, 측정 에러를 방지하기 위해서, 장축 길이가 0.1㎛ 이상의 오스테나이트만을 뽑아내어, 결정 방위 맵을 그린다. 10° 이상의 결정 방위 차를 발생하는 경계를 잔류 오스테나이트 입자의 결정립계라고 간주한다. 애스펙트비는, 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 나눈 값으로 한다. 긴 직경은, 잔류 오스테나이트 입자의 장축 길이로 한다. 측정에 있어서 EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터, FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 한다. 이 결과로부터, 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 구한다.

또한, 페라이트의 애스펙트비는, FE-SEM을 사용하여 결정립을 관찰하고, EBSD법(전자선 후방 산란 회절법)에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행하여, 평가한다. EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는, TSL사 제조의 「OIM Analysys 6.0」을 사용한다. 또한, 평점간 거리(step)는 0.01 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터, BCC철이라고 판단되는 영역을 페라이트로 하고, 결정 방위 맵을 그린다. 그리고, 15° 이상의 결정 방위차를 발생하는 경계를 결정립계라고 간주한다. 애스펙트비는, 개개의 페라이트 입자의 장축 길이를 단축 길이로 나눈 값으로 한다.

또한, 동일하게 애스펙트비가 큰 페라이트로서, 냉간 압연에 의해 압연 방향으로 신장된 미재결정 페라이트가 있지만, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서의 애스펙트비가 큰 페라이트와는 명확하게 구별된다. 미재결정 페라이트는, 결정립내의 방위 구배가, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서의 페라이트보다도 크다. 구체적으로는, 양자는 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)법에 의해 얻어지는 GAM값(Grain Average Misorientation)에 의해 구별할 수 있다. 일반적으로, 미재결정 페라이트는 GAM값이 0.5° 이상이며, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서의 애스펙트비가 큰 페라이트는 GAM값이 0.5° 이하이다.

「오스테나이트 입자를 포함하는 페라이트 입자(경질 페라이트)/포함하지 않는 페라이트 입자(연질 페라이트)」

페라이트 입자 중, 오스테나이트 입자를 포함하는 입자와 포함하지 않는 입자를 분리하는 방법에 대하여 설명한다. 우선, FE-SEM을 사용하여 결정립을 관찰하고, EBSD법에 의해 고분해능 결정 방위 해석을 행한다. 구체적으로는, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리한다. 또한, 표층의 가공층을 제거하기 위해서 전해 연마 또는 콜로이달 실리카를 사용한 기계 연마를 행한다. 다음으로, 강판 내부(표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위)에 대하여, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상(복수 시야 내지 동일 시야에서도 가능)의 면적에 대하여 EBSD법에 의한 결정 구조 해석을 행한다. 다음으로, BCC철로부터 얻어진 데이터에 대하여, 15° 이상의 결정 방위차를 발생하는 경계를 결정립계라 하고, 페라이트의 결정립계 맵을 그린다. 다음으로, FCC철로부터 얻어진 데이터로부터, 측정 에러를 방지하기 위해서, 장축의 길이가 0.1㎛ 이상인 오스테나이트 입자만으로 결정립의 분포 맵을 그려, 페라이트 입자의 결정립계 맵과 중첩시킨다.

하나의 페라이트 입자에 있어서, 완전히 그 내부에 포함되어 있는 오스테나이트 입자가 1개 이상 있으면 「오스테나이트 입자를 포함하는 페라이트 입자」로 한다. 또한, 오스테나이트 입자와 인접하지 않거나, 혹은 다른 입자와의 경계에서만 오스테나이트 입자와 인접하고 있는 경우를 「오스테나이트 입자를 포함하지 않는 페라이트 입자」라 한다.

「연질층의 두께」

표층 내지 강판 내부의 경도 분포는, 예를 들어 이하의 방법에 의해 구할 수 있다. 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 관찰면을 연마하여 경면으로 마무리하고, 또한 표층의 가공층을 제거하기 위해서 콜로이달 실리카를 사용하여 화학적 연마를 행한다. 얻어진 시료의 관찰면에 대하여, 미소 경도 측정 장치를 사용하여, 최표층으로부터 5㎛ 깊이의 위치를 기점으로 하여, 표면으로부터 판 두께의 1/8 두께의 위치까지, 강판의 두께 방향으로 10㎛ 피치로, 꼭지각 136°의 사각뿔 형상의 비커스 압자를 하중 2g으로 압입한다. 이때, 압입 하중은 서로의 비커스 압흔이 간섭하지 않도록 설정한다. 그 후, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 등을 사용하여, 압흔의 대각선 길이를 측정하고, 비커스 경도(Hv)로 변환한다.

다음으로, 측정 위치를 압연 방향으로 10㎛ 이상 이동하고, 기점을 최표층으로부터 10㎛ 깊이 위치로 하여 판 두께 1/8 두께의 위치까지 마찬가지의 측정을 행한다. 이와 같이 함으로써, 사실상, 깊이 방향으로 5㎛ 피치의 경도 측정 데이터가 얻어진다. 측정 간격을 단순히 5㎛ 피치로 하지 않는 것은, 압흔끼리의 간섭을 피하기 위해서이다. 비커스 경도는, 각 두께 위치당 각 5점씩 측정하고, 그 평균값을 그 두께 위치에서의 경도로 한다. 각 데이터 간은 직선으로 보간함으로써, 깊이 방향의 경도 프로파일을 얻는다. 경도 프로파일로부터 경도가 모재 경도의 80％ 이하로 되는 깊이 위치를 판독함으로써, 연질층의 두께를 구한다.

「고주파 글로우 방전(고주파 GDS) 분석」

강판 및 열처리용 강판을, 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석하는 경우에는, 공지된 고주파 GDS 분석 방법을 이용할 수 있다.

구체적으로는, 강판의 표면을 Ar 분위기로 하고, 전압을 걸어 글로우 플라스마를 발생시킨 상태에서, 강판 표면을 스퍼터링시키면서 깊이 방향으로 분석하는 방법을 이용한다. 그리고, 글로우 플라스마 중에서 원자가 여기되어 발해지는 원소 특유의 발광 스펙트럼 파장으로부터, 재료(강판)에 포함되는 원소를 동정하고, 동정된 원소의 발광 강도로부터 재료에 포함되는 원소의 양을 예측한다. 깊이 방향의 데이터는, 스퍼터 시간으로부터 예측할 수 있다. 구체적으로는, 미리 표준 샘플을 사용하여 스퍼터 시간과 스퍼터 깊이의 관계를 구해 둠으로써, 스퍼터 시간을 스퍼터 깊이로 변환할 수 있다. 따라서, 스퍼터 시간으로부터 변환된 스퍼터 깊이를, 재료의 표면으로부터의 깊이라고 정의할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서의 강판 및 열처리용 강판의 고주파 GDS 분석에서는, 시판 중인 분석 장치를 사용할 수 있다. 본 실시 형태에 있어서는, 호리바 세이사쿠쇼사 제조의 고주파 글로우 방전 발광 분석 장치 GD-Profiler2를 사용한다.

실시예

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

(실시예 1)

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 슬래브를 제작하였다. 이 슬래브를, 표 2 및 표 3에 나타내는 슬래브 가열 온도, 표 2 및 표 3에 나타내는 식 (4)의 수치로 하는 슬래브 가열 조건에서 가열하고, 압연 완료 온도를 표 2 및 표 3에 나타내는 온도로 하는 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하고, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 일부의 열연 강판에 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하였다.

이와 같이 하여 얻어진 판 두께 1.2㎜의 열연 강판, 또는 판 두께 1.2㎜의 냉연 강판에 이하에 나타내는 제1 열처리 및/또는 제2 열처리를 실시하였다. 또한, 일부의 강판에 대해서는, 제1 열처리에 있어서 표 4 및 표 5에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각한 냉연 강판을, 실온까지 냉각시키지 않고 연속해서 제2 열처리를 행하였다. 기타 실시예에 대해서는, 제1 열처리에 있어서 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 실온까지 냉각하고 나서 제2 열처리를 행하였다. 또한, 일부의 강판에 대해서는, 제1 열처리를 실시하지 않았다.

(제1 열처리)

표 4 및 표 5에 나타내는 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도에서, 표 4 및 표 5에 나타내는 최고 가열 온도로 가열하고, 최고 가열 온도에서 표 4 및 표 5에 나타내는 유지 시간을 유지하였다. 그 후, 700℃ 내지 Ms를 표 4 및 표 5에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하여, 표 4 및 표 5에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 또한, 제1 열처리에서는, 표 4 및 표 5에 나타내는 농도로 H₂를 함유하고, log(PH₂O/PH₂)가 표 4 및 표 5에 나타내는 수치인 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.

표 4 및 표 5에 나타내는 A_c3은 하기 식 (9)에 의해 구하고, Ms는 하기 식 (10)에 의해 구하였다.

(식 (9) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(식 (10) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(제2 열처리)

표 6 및 표 7에 나타내는 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도에서, 표 6 및 표 7에 나타내는 최고 가열 온도로 가열하고, 최고 가열 온도에서 표 6 및 표 7에 나타내는 유지 시간을 유지하였다. 그 후, 표 6 및 표 7에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하여, 표 6 및 표 7에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 그 후, 300℃ 내지 480℃의 사이에서 표 6 및 표 7에 나타내는 유지 시간을 유지하고, 실온까지 냉각하여, 강판을 얻었다. 또한, 제2 열처리에서는, 표 6 및 표 7에 나타내는 농도로 H₂를 함유하고, log(PH₂O/PH₂)가 표 6 및 표 7에 나타내는 수치인 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.

다음으로, 제2 열처리 후의 일부의 강판에 전기 아연 도금 공정을 행하여, 강판의 양면 표면에 전기 아연 도금층을 형성하여, 전기 아연 도금 강판(EG)을 얻었다.

표 6 및 표 7에 나타내는 A_c1은 하기 식 (8)에 의해 구하였다.

(식 (8) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

다음으로, 이와 같이 하여 얻어진 각 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직(강판 내부의 강 조직)을 측정하고, 연질 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트와 시멘타이트의 합계(펄라이트+시멘타이트)에 대하여 각 체적 분율을 조사하였다. 또한 베이나이트 및 경질 페라이트의 체적 분율도 조사하였다.

또한, 각 강판의 내부에 대하여, 상술한 방법에 의해, 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 조사하였다.

이들 결과를 표 8 및 표 9에 나타낸다.

다음으로, 각 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해 강 조직의 측정을 행하고, 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위) 및 연질층에 포함되는 페라이트의 결정립 중 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 개수 비율을 조사하였다.

또한, 각 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해 강 조직의 측정을 행하고, 연질층에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율과 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 비(연질층 중의 잔류 γ 체적률/강판 내부의 잔류 γ 체적률)를 조사하였다.

그들 결과를 표 10 및 표 11에 나타낸다.

또한, 각 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석하고, 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하 깊이의 사이에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는 것을 나타내는 피크)가 나타나는지 여부를 조사하였다. 그리고, 각 강판에 있어서, 표면으로부터 깊이 방향으로 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하 깊이의 사이에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난 것을 내부 산화 피크 「있음」이라고 평가하고, 피크가 나타나지 않은 것을 내부 산화 피크 「없음」이라고 평가하였다. 그 결과를 표 10 및 표 11에 나타낸다.

표 10 및 표 11에 있어서의 표면에 기재된 「EG」는, 전기 아연 도금 강판인 것을 나타낸다.

또한, 각 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법에 의해, 최대 인장 응력(TS), 신장(El), 구멍 확장성(구멍 확장률), 굽힘성(최소 굽힘 반경), 내피로 특성(피로 한도/TS)을 조사하였다. 그 결과를 표 12 및 표 13에 나타낸다.

압연 방향에 대하여 직각 방향이 인장 방향이 되도록 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 최대 인장 응력 및 신장을 측정하고, JIS Z2256에 준거하여 구멍 확장성을 측정하였다. 그리고, 최대 인장 응력이 700MPa 이상인 것을 양호라고 평가하였다.

또한, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스를 평가하기 위해서, 상기 방법에 의해 측정한 최대 인장 응력(TS), 신장(El), 구멍 확장성(구멍 확장률)의 결과를 이용하여, 하기 식 (11)로 표시되는 값을 산출하였다. 식 (11)로 표시되는 값이 80×10^-7 이상인 경우, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하다고 평가하였다.

(식 (11)에 있어서, TS는 최대 인장 응력(MPa)을 나타내고, El은 신장(％)을 나타내며, λ는 구멍 확장성(％)을 나타냄)

그 결과를 표 12 및 표 13에 나타낸다.

JIS Z 2248에 기초하여, 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 강판을 잘라내고, 단면을 기계 연마하여, 35㎜×100㎜의 시험편을 제작하였다. 그리고, 제작한 시험편에, 선단의 R이 0.5 내지 6㎜인 90°의 다이와 펀치를 사용하여 90도 V 굽힘 시험을 행하였다. 굽힘 시험 후의 시험편의 굽힘 능선을, 돋보기로 관찰하고, 균열이 없는 최소 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 하였다. 한계 굽힘 반경이 3.0㎜ 미만인 강판을 굽힘성이 양호하다고 평가하였다.

내피로 강도는, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 평가하였다. 시험편으로서는 JIS1호 시험편을 사용하고, 응력비는 -1로 하였다. 반복 주파수는 25㎐로 하고, 반복수 10⁷회로 파단하지 않은 최대의 응력을 피로 한도로 하였다. 그리고, 피로 한도와 최대 인장 응력(TS)의 비(피로 한도/TS)가 0.45 이상인 강판을 내피로 특성이 양호하다고 평가하였다.

또한, 각 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법에 의해, 화성 처리성을 측정하였다.

각 강판을 70㎜×150㎜로 절단하고, 이것에 니혼 파커라이징사 제조의 탈지제(상품명: 파인클리너(FINECLEANER) E2083)의 18g/l 수용액을, 40℃에서 120초간 스프레이하여 도포하였다. 다음으로, 탈지제를 도포한 강판을 수세하여 탈지하고, 니혼 파커라이징사 제조의 표면 조정제(상품명: 프레파렌(PREPALENE) XG)의 0.5g/l 수용액에 상온에서 60초간 침지하였다. 그 후, 표면 조정제를 도포한 강판을, 니혼 파커라이징사 제조의 인산 아연 처리제(상품명: 팔본드(PALBOND) L3065)에 120초간 침지하고, 수세하고, 건조하였다. 이것에 의해, 강판의 표면이 인산아연 피막으로 이루어지는 화성 처리막을 형성하였다.

화성 처리막을 형성한 강판으로부터, 폭 70㎜×길이 150㎜의 시험편을 채취하였다. 그 후, 시험편의 길이 방향을 따르는 3군데(중앙부 및 양단부)를, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용하여 1000배의 배율로 관찰하였다. 그리고, 각 시험편에 대하여, 이하의 기준에 의해, 화성 처리막의 결정립의 부착 정도를 평가하였다.

「G」(양호) 표면에 명백하게 화성 처리 피막으로 피복되지 않은 개소가 보이지 않는다.

「B」(불량) 표면에 명백하게 화성 처리 피막으로 피복되지 않은 개소가 보인다.

본 발명예의 강판은, 고강도이고, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하여, 내피로 특성, 굽힘성, 화성 처리성이 양호하였다.

실험예 No. 11, 16, 27, 45, 46의 강판에 대해서는, 제1 열처리를 실시하지 않았기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않아, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 2의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 3의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 최고 가열 온도가 높기 때문에, 열처리용 강판 및 강판에 있어서의 연질층 두께가 두꺼워져, 내피로 특성이 낮아졌다.

실험예 No. 5의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 느리기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 6, 15, 23의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 log(PH₂O/PH₂)가 낮기 때문에, 열처리용 강판의 및 강판에 있어서의 연질층 두께가 부족하여, 굽힘성이 나빠지게 된다.

실험예 No. 8의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 열처리용 강판의 라스형 조직이 부족하고, 강판의 내부 조직에 있어서의 연질 페라이트의 분율이 많아졌다. 이 때문에, 실험예 No. 8의 강판은, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 9, 10, 19, 22, 48의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 log(PH₂O/PH₂)가 높기 때문에, 연질층 중의 잔류 γ 체적률과 강판 내부의 잔류 γ 체적률의 비가 부족하여, 내피로 특성이 나빠지게 된다.

실험예 No. 6, 15, 23의 강판에 대해서는, 제1 열처리 및 제2 열처리 모두 log(PH₂O/PH₂)가 낮기 때문에, 내부 산화층이 형성되지 않아, 화성 처리성의 평가가 「B」로 되었다. 실험예 No. 11, 16, 46의 강판에 대해서는, 제1 열처리를 실시하지 않고, 또한 제2 열처리의 log(PH₂O/PH₂)가 낮기 때문에, 내부 산화층이 형성되지 않아, 화성 처리성의 평가가 「B」로 되었다.

실험예 No. 24의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 최고 도달 온도가 높기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 함유하지 않아, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 33의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 300℃ 내지 480℃의 사이에서의 유지 시간이 부족했기 때문에, 내부 조직의 프레시 마르텐사이트의 분율이 많아져서, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 36의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 41의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 강판의 내부 조직에 있어서의 펄라이트와 시멘타이트의 합계 분율이 많아져서, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 62의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 강판의 내부 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 68 내지 72의 강판은, 화학 조성이 본 발명의 범위 외이다. 실험예 No. 68의 강판은, C 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No. 69의 강판은, Nb 함유량이 많기 때문에, 굽힘성이 나빠지게 되었다. 실험예 No. 70의 강판은, Mn 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No. 71의 강판은, Si 함유량이 많기 때문에, 구멍 확장성이 나빠지게 되었다. 실험예 No. 72의 강판은, Mn 함유량 및 P 함유량이 많기 때문에, 신장 및 구멍 확장성이 나빠지게 되었다.

(실시예 2)

표 14에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하고, 슬래브를 제작하였다. 이 슬래브를, 표 15 및 표 16에 나타내는 슬래브 가열 온도, 표 15 및 표 16에 나타내는 식 (4)의 수치로 하는 슬래브 가열 조건에서 가열하고, 압연 완료 온도를 표 15 및 표 16에 나타내는 온도로 하는 열간 압연을 행하여, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하고, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 일부의 열연 강판에 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하였다.

이와 같이 하여 얻어진 판 두께 1.2㎜의 열연 강판, 또는 판 두께 1.2㎜의 냉연 강판에 이하에 나타내는 제1 열처리 및/또는 제2 열처리를 실시하였다. 또한, 일부의 실험예에 대해서는 제1 열처리에 있어서 표 17 및 표 18에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각한 냉연 강판을, 실온까지 냉각시키지 않고 연속해서, 제2 열처리를 행하였다. 기타 실시예에 대해서는, 제1 열처리에 있어서 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 실온까지 냉각하고 나서 제2 열처리를 행하였다.

(제1 열처리)

표 17 및 표 18에 나타내는 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도에서, 표 17 및 표 18에 나타내는 최고 가열 온도로 가열하고, 최고 가열 온도에서 표 17 및 표 18에 나타내는 유지 시간을 유지하였다. 그 후, 700℃ 내지 Ms를 표 17 및 표 18에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하고, 표 17 및 표 18에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각하였다. 또한, 제1 열처리에서는, 표 17 및 표 18에 나타내는 농도로 H₂를 함유하고, log(PH₂O/PH₂)가 표 17 및 표 18에 나타내는 수치인 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.

표 17 및 표 18에 나타내는 A_c3은 하기 식 (9)에 의해 구하고, Ms는 하기 식 (10)에 의해 구하였다.

(식 (9) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(식 (10) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

(제2 열처리 내지 용융 아연 도금)

각 실험예 중, 실험예 No. 1' 내지 76'에 대해서는, 표 19 및 표 20에 나타내는 조건에서 가열하고, 표 19 및 표 20에 나타내는 냉각 속도로 냉각 정지 온도까지 냉각시켜, 표 19 및 표 20에 나타내는 조건에서 등온 유지를 행한 후, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 합금화 처리를 실시하였다. 즉, 도 5의 패턴 [1]에 나타내는 타이밍에 용융 아연 도금 처리를 행하였다. 단, 실험예 76'에 대해서는 합금화 처리를 실시하지 않았다.

실험예 No. 77' 내지 84', 86' 및 87'에 대해서는, 표 20에 나타내는 조건에서 가열한 후, 표 20에 나타내는 냉각 속도로 용융 아연 도금욕 온도까지 냉각한 후, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 합금화 처리를 실시하였다. 그 후 또한 표 20에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 표 20에 나타내는 조건에서 등온 유지를 행하였다. 즉, 도 6의 패턴 [2]에 나타내는 타이밍에 용융 아연 도금 처리를 행하였다. 단, 실험예 82'에 대해서는 합금화 처리를 실시하지 않았다.

또한 실험예 No. 85'에 대해서는, 표 20에 나타내는 조건에서 가열하고, 표 20에 나타내는 냉각 속도로 냉각 정지 온도까지 냉각시켜, 표 20에 나타내는 조건에서 등온 유지를 행한 후, 일단 실온까지 냉각하였다. 그 후, 다시 용융 아연 도금욕 온도까지 강판을 가열한 후, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 합금화 처리를 행하였다. 즉, 도 7에 도시한 패턴 [3]에 따라서, 용융 아연 도금 처리를 행하였다.

또한 용융 아연 도금은, 각 예 모두, 460℃의 용융 아연욕 중에 침지시킴으로써, 강판의 양면에, 편면당 단위 면적당 중량 50g/㎡로 실시하였다.

또한, 제2 열처리에서는, 표 19 및 표 20에 나타내는 농도로 H₂를 함유하고, log(PH₂O/PH₂)가 표 19 및 표 20에 나타내는 수치인 분위기에서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지 가열하였다.

표 6 및 표 7에 나타내는 A_c1은 하기 식 (8)에 의해 구하였다.

(식 (8) 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

다음으로, 이와 같이 하여 얻어진 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직(강판 내부의 강 조직)을 측정하고, 연질 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트와 시멘타이트의 합계(펄라이트+시멘타이트)에 대하여 각각 체적 분율을 조사하였다. 또한 베이나이트 및 경질 페라이트의 체적 분율도 조사하였다.

또한, 각 용융 아연 도금 강판의 강판 내부에 대하여, 상술한 방법에 의해, 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 조사하였다.

이들 결과를 표 21 및 표 22에 나타낸다.

다음으로, 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해 강 조직의 측정을 행하고, 연질층의 두께(표면으로부터의 깊이 범위) 및 연질층에 포함되는 연질 페라이트의 결정립 중 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 개수 비율을 조사하였다.

또한, 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해 강 조직의 측정을 행하고, 연질층 중의 잔류 γ 체적률과 강판 내부의 잔류 γ 체적률의 비(연질층 중의 잔류 γ 체적률/강판 내부의 잔류 γ 체적률)를 조사하였다.

그들 결과를 표 23 및 표 24에 나타낸다.

또한, 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 깊이 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 분석하고, 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하 깊이의 사이에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크(Si 산화물을 포함하는 내부 산화층을 갖는 것을 나타내는 피크)가 나타나는지 여부를 조사하였다.

그리고, 각 용융 아연 도금 강판에 있어서, 표면으로부터 깊이 방향으로 0.2㎛ 초과 5㎛ 이하 깊이의 사이에, Si를 나타내는 파장의 발광 강도의 피크가 나타난 것을 내부 산화 피크 「있음」이라고 평가하고, 피크가 나타나지 않은 것을 내부 산화 피크 「없음」이라고 평가하였다. 그 결과를 표 23 및 표 24에 나타낸다.

또한, 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법에 의해, 최대 인장 응력(TS), 신장(El), 구멍 확장성(구멍 확장률), 굽힘성(최소 굽힘 반경), 내피로 특성(피로 한도/TS)을 조사하였다. 그 결과를 표 25 및 표 26에 나타낸다.

압연 방향에 대하여 직각 방향이 인장 방향이 되도록 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 준거하여 최대 인장 응력 및 신장을 측정하고, JIS Z2256에 준거하여 구멍 확장성을 측정하였다. 그리고, 최대 인장 응력이 700MPa 이상인 것을 양호하다고 평가하였다.

또한, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스를 평가하기 위해서, 상기 방법에 의해 측정한 최대 인장 응력(TS), 신장(El), 구멍 확장성(구멍 확장률)의 결과를 이용하여, 하기 식 (11)로 표시되는 값을 산출하였다. 식 (11)로 표시되는 값이 80×10^-7 이상인 경우, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하다고 평가하였다.

(식 (11)에 있어서, TS는 최대 인장 응력(MPa)을 나타내고, El은 신장(％)을 나타내며, λ는 구멍 확장성(％)을 나타냄)

그 결과를 표 25 및 표 26에 나타낸다.

JIS Z 2248에 기초하여, 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 강판을 잘라내고, 단부면을 기계 연마하여, 35㎜×100㎜의 시험편을 제작하였다. 그리고, 제작한 시험편에, 선단의 R이 0.5 내지 6㎜의 90°의 다이와 펀치를 사용하여 90도 V 굽힘 시험을 행하였다. 굽힘 시험 후의 시험편의 굽힘 능선을, 돋보기로 관찰하고, 균열이 없는 최소 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 하였다. 한계 굽힘 반경이 3.0㎜ 미만의 강판을 굽힘성이 양호하다고 평가하였다.

내피로 강도는, 평면 굽힘 피로 시험에 의해 평가하였다. 시험편으로서는 JIS1호 시험편을 사용하고, 응력비는 -1로 하였다. 반복 주파수는 25㎐로 하고, 반복수 10⁷회로 파단하지 않은 최대의 응력을 피로 한도로 하였다. 그리고, 피로 한도와 최대 인장 응력(TS)의 비(피로 한도/TS)가 0.45 이상인 강판을 내피로 특성이 양호하다고 평가하였다.

또한, 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 이하에 나타내는 방법에 의해, 도금 밀착성을 측정하였다.

각 용융 아연 도금 강판으로부터 30㎜×100㎜의 시험편을 채취하여 90°V 굽힘 시험을 행하였다. 그 후, 시판 중인 셀로판테이프(등록상표)를 굽힘 능선을 따라 첩부하고, 테이프에 부착된 도금의 폭을 박리 폭으로서 측정하였다. 평가는 이하와 같이 하였다.

「G」(양호): 도금 박리 적음, 또는 실용상 지장이 없을 정도의 박리(박리 폭 0 내지 10㎜ 미만)

「B」(불량): 박리가 심한 것(박리 폭 10㎜ 이상)

도금 밀착성은, 평가가 G로 되는 시료를 합격이라고 판정하였다.

이하에 각 실험예에 따른 평가 결과에 대하여 설명한다.

본 발명예의 용융 아연 도금 강판은, 고강도이고, 강도와 신장과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하여, 내피로 특성, 굽힘성, 도금 밀착성이 양호하였다.

실험예 No. 14', 19', 30', 48', 49'의 강판에 대해서는, 제1 열처리를 실시하지 않았기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 포함하지 않기 때문에, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 2'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 3'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 최고 가열 온도가 높기 때문에, 열처리용 강판 및 용융 아연 도금 강판에 있어서의 연질층 두께가 두꺼워져, 내피로 특성이 낮아졌다.

실험예 No. 5'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 650℃ 내지 최고 가열 온도까지의 평균 가열 속도가 느리기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 6', 18', 26'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 log(PH₂O/PH₂)가 낮기 때문에, 굽힘성 및 도금 밀착성이 나빠지게 된다.

실험예 No. 8'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 열처리용 강판의 라스형 조직이 부족하여, 용융 아연 도금 강판의 내부 조직에 있어서의 연질 페라이트의 분율이 많아졌다. 이 때문에, 실험예 No. 8'의 강판은, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 9', 10', 22', 25', 30', 48', 51'의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 log(PH₂O/PH₂)가 높기 때문에, 연질층 중의 잔류 γ 체적률과 강판 내부의 잔류 γ 체적률의 비가 부족하여, 내피로 특성이 나빠지게 된다.

실험예 No. 27'의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 최고 도달 온도가 높기 때문에, 금속 조직에 경질 페라이트를 포함하지 않기 때문에 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 36'의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 300℃ 내지 480℃ 사이에서의 유지 시간이 부족했기 때문에, 내부 조직의 프레시 마르텐사이트의 분율이 많아져서, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 39'의 강판은, 제1 열처리에 있어서의 냉각 정지 온도가 높기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 44'의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 냉각 속도가 느리기 때문에, 용융 아연 도금 강판의 내부 조직에 있어서의 펄라이트와 시멘타이트의 합계 분율이 많아져서, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 65'의 강판은, 제2 열처리에 있어서의 최고 도달 온도가 낮기 때문에, 용융 아연 도금 강판의 내부 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여, 강도·신장·구멍 확장률의 밸런스가 나빠지게 된다.

실험예 No. 71' 내지 75'의 강판은, 화학 조성이 본 발명의 범위 외이다. 실험예 No. 71'의 강판은, C 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No. 72'의 강판은, Nb 함유량이 많기 때문에, 굽힘성이 나빠지게 되었다. 실험예 No. 73'의 강판은, Mn 함유량이 부족했기 때문에, 최대 인장 응력(TS)이 불충분하였다. 실험예 No. 74'의 강판은, Si 함유량이 많기 때문에, 구멍 확장성이 나빠지게 되었다. 실험예 No. 75'의 강판은, Mn 함유량 및 P 함유량이 많기 때문에, 신장 및 구멍 확장성이 나빠지게 되었다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시 형태 및 실시예에 대하여 설명하였지만, 이들 실시 형태, 실시예는, 어디까지나 본 발명의 요지의 범위 내의 하나의 예에 불과하며, 본 발명의 요지로부터 일탈하지 않는 범위 내에서, 구성의 부가, 생략, 치환, 및 그 밖의 변경이 가능하다. 즉 본 발명은, 전술한 설명에 의해 한정되지 않고, 첨부의 청구범위에 의해서만 한정되며, 그 범위 내에서 적절히 변경 가능한 것은 물론이다.

1: 강판
11: 강판의 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위(강판 내부)
12: 연질층

Claims (11)

1. 질량％로,
   C: 0.050％ 내지 0.500％,
   Si: 0.01％ 내지 3.00％,
   Mn: 0.50％ 내지 5.00％,
   P: 0.0001％ 내지 0.1000％,
   S: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Al: 0.001％ 내지 2.500％,
   N: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   O: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Ti: 0％ 내지 0.300％,
   V: 0％ 내지 1.00％,
   Nb: 0％ 내지 0.100％,
   Cr: 0％ 내지 2.00％,
   Ni: 0％ 내지 2.00％,
   Cu: 0％ 내지 2.00％,
   Co: 0％ 내지 2.00％,
   Mo: 0％ 내지 1.00％,
   W: 0％ 내지 1.00％,
   B: 0％ 내지 0.0100％,
   Sn: 0％ 내지 1.00％,
   Sb: 0％ 내지 1.00％,
   Ca: 0％ 내지 0.0100％,
   Mg: 0％ 내지 0.0100％,
   Ce: 0％ 내지 0.0100％,
   Zr: 0％ 내지 0.0100％,
   La: 0％ 내지 0.0100％,
   Hf: 0％ 내지 0.0100％,
   Bi: 0％ 내지 0.0100％ 및
   REM: 0％ 내지 0.0100％를 함유하며,
   잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
   표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 강 조직이, 체적 분율로,
   연질 페라이트: 0％ 내지 30％,
   잔류 오스테나이트:3％ 내지 40％,
   프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 30％,
   펄라이트와 시멘타이트의 합계: 0％ 내지 10％
   를 함유하며, 잔부가 경질 페라이트를 포함하고,
   상기 표면으로부터 1/4 두께의 상기 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이며,
   상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위의 경도의 80％ 이하인 경도를 갖는 영역을 연질층이라고 정의했을 때, 상기 표면으로부터 판 두께 방향으로 두께가 1 내지 100㎛인 연질층이 존재하고,
   상기 연질층에 포함되는 페라이트의 결정립 중, 애스펙트비 3.0 미만의 결정립의 체적 분율이 50％ 이상이며,
   상기 연질층에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이, 상기 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서의 상기 잔류 오스테나이트의 상기 체적 분율의 50％ 이상이며,
   상기 표면으로부터 상기 판 두께 방향으로 고주파 글로우 방전 분석법으로 Si를 나타내는 파장의 발광 강도를 분석했을 때, 상기 표면으로부터 0.2㎛ 초과이면서 또한 상기 표면으로부터 5㎛ 이하의 범위에, 상기 Si를 나타내는 상기 파장의 상기 발광 강도의 피크가 나타나는 것을 특징으로 하는, 강판.
2. 제1항에 있어서,
   상기 화학 조성이,
   Ti: 0.001％ 내지 0.300％,
   V: 0.001％ 내지 1.00％ 및
   Nb: 0.001％ 내지 0.100％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성이,
   Cr: 0.001％ 내지 2.00％,
   Ni: 0.001％ 내지 2.00％,
   Cu: 0.001％ 내지 2.00％,
   Co: 0.001％ 내지 2.00％,
   Mo: 0.001％ 내지 1.00％,
   W: 0.001％ 내지 1.00％ 및
   B: 0.0001％ 내지 0.0100％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성이,
   Sn: 0.001％ 내지 1.00％ 및
   Sb: 0.001％ 내지 1.00％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성이,
   Ca: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Mg: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Ce: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Zr: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   La: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Hf: 0.0001％ 내지 0.0100％,
   Bi: 0.0001％ 내지 0.0100％ 및
   REM: 0.0001％ 내지 0.0100％
   로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 강판.
6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 화학 조성이, 하기 식 (1)을 충족하는 것을 특징으로 하는, 강판.
   

   

   
   식 (1) 중의 Si, Mn 및 Al은 질량％에 의한 각 원소의 함유량으로 한다.
7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 표면으로부터 1/4 두께의 상기 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 상기 범위에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 0％ 내지 50％인 것을 특징으로 하는, 강판.
8. 제1항에 있어서,
   표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
9. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   표면에 전기 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 강판.
10. 제1항에 기재된 강판을 제조하는 방법이며,
    상기 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 산세한 열연 강판 또는 상기 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판에, 하기 (a) 내지 (e)를 충족하는 제1 열처리를 실시한 후, 하기 (A) 내지 (E)를 충족하는 제2 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.
    (a) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 하기 식 (2)를 충족하는 분위기로 한다.
    (b) A_c3-30℃ 내지 1000℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
    (c) 650℃부터 최고 가열 온도까지 평균 가열 속도 0.5℃/초 내지 500℃/초에서 가열한다.
    (d) 최고 가열 온도에서 유지한 후, 700℃부터 Ms까지 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서 냉각한다.
    (e) 평균 냉각 속도 5℃/초 이상에서의 상기 냉각을 Ms 이하의 냉각 정지 온도까지 행한다.
    (A) 650℃부터 최고 가열 온도로 가열할 때까지의 동안에 있어서, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판의 주위의 분위기를, 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, 하기 식 (3)을 충족하는 분위기로 한다.
    (B) A_c1+25℃ 내지 A_c3-10℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초 유지한다.
    (C) 650℃부터 최고 가열 온도까지 평균 가열 속도 0.5℃/초 내지 500℃/초에서 가열한다.
    (D) 600 내지 700℃의 사이의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상이 되도록, 최고 가열 온도에서 480℃ 이하까지 냉각한다.
    (E) 평균 냉각 속도 3℃/초 이상에서 냉각한 후, 300℃ 내지 480℃의 사이에 10초 이상 유지한다.
    

    

    
    식 (2)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타낸다.
    

    

    
    식 (3)에 있어서, PH₂O는 수증기의 분압을 나타내고, PH₂는 수소의 분압을 나타낸다.
11. 제10항에 있어서,
    제8항에 기재된 강판을 제조하는 방법이며,
    상기 제2 열처리에 있어서, 650℃ 내지 최고 가열 온도에 도달할 때까지의 동안, 항상, 상기 분위기가 0.1체적％ 이상의 H₂를 함유하고, O₂가 0.020체적％ 이하이며, 상기 식 (3)을 충족하고,
    상기 제2 열처리에 있어서, 상기 (D)의 냉각 과정보다 후의 단계에서 용융 아연 도금 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 강판의 제조 방법.

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