KR102653635B1 - 강판 - Google Patents

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겐고 다케다
히로유키 가와타
아키히로 우에니시
유야 스즈키
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

금속 조직이, 체적률로, 템퍼드 마르텐사이트: 95% 이상, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상: 합계로 5% 이하인 강판으로서, 상기 강판(10)의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 판 두께를 t로 할 때, t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 300μm인 영역에 있어서, 9.8N의 하중으로 30점 측정한 비커스 경도의 표준 편차가 30 이하이고, t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 100μm인 영역에 있어서, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 100점 측정했을 때, 임의의 측정점과, 상기 임의의 측정점에 인접하는 8개의 측정점의 나노 경도의 차가 3GPa 이상인 측정점의 비율이 10% 이하인, 인장 강도가 1100MPa 이상인 강판이다. 이 강판은 높은 강도와 우수한 내충돌 특성을 구비한다.

Description

강판
본 발명은, 강판에 관한 것이다.
자동차의 충돌 시의 안전성의 확보와 경량화를 위하여, 자동차 구조 부재에는, 높은 강도와, 우수한 내충돌 특성의 양립이 요구된다.
특허문헌 1(일본국 특허공개 2013-227614호 공보)에는, 소정의 화학 조성을 갖는 냉연 강판을 5~100℃/s의 승온 속도로 Ac3점 이상 950℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 가열 후 냉각할 때에, Ar3~350℃의 온도역을 50℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각함으로써, 핫 스탬프 후의 인장 강도가 1470MPa 이상이 되는 고강도 강판이 기재되어 있다.
특허문헌 2(일본국 특허공개 2015-117403호 공보)에는, 강판 표면으로부터 100μm 위치의 비커스 경도로부터, 강판 표면으로부터 깊이 20μm 위치의 비커스 경도를 뺀 값(△Hv)이 30 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.
특허문헌 3 및 4에는, 소정의 화학 조성을 갖는 냉연 강판이 기재되어 있다.
일본국 특허공개 2013-227614호 공보 일본국 특허공개 2015-117403호 공보 국제 공개 제2009/110607호 일본국 특허공개 2009-215571호 공보
특허문헌 1에 기재된 발명은, 고강도 부품을 얻는다고 하는 점에 있어서 우수한 효과를 갖지만, 인장 강도에 더하여 내충돌 특성을 보다 향상시킨 강판이 요망되고 있다.
특허문헌 2에 기재된 발명은, 템퍼드 마르텐사이트가 체적률로 20~50% 포함하는 마이크로 조직을 갖기 때문에, 충분한 경도가 얻어지지 않아, 내충돌 특성이 열화된다.
특허문헌 3 및 4의 발명에서는, 2단계의 열처리를 행하는 것으로 하고 있지만, 1회째의 열처리의 온도가 1100~1200℃로 높다. 이 때문에, 충분한 경도가 얻어지지 않아, 내충돌 특성이 열화된다.
내충돌 특성을 확보하기 위해서는, 균열(龜裂)의 생성 및 전파의 억제가 중요하다. 균열의 생성 및 전파를 억제하기 위해서는, 강판의 금속 조직을 균일화하는, 구체적으로는, 단일 조직화하는 것이 생각되어 왔다. 특허문헌 1에 기재된 고강도 부품에서는, 금속 조직이 대략 마르텐사이트 단상이 되기 때문에, 금속 조직의 관점에서는 대략 균일하다고 할 수 있다.
그러나, 본 발명자들은, 보다 상세한 검토의 결과, 금속 조직에 더하여 경도의 관점에서도 불균일을 작게 함으로써, 내충돌 특성을 보다 향상시킬 수 있는 것을 발견했다.
본 발명은, 높은 강도와 우수한 내충돌 특성을 양립할 수 있는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 우선, 다양한 강판에 대하여, 판 두께 방향에 평행한 단면(이하, 판 두께 단면이라고 한다.)에 있어서의 비커스 경도(매크로 경도) 및 나노 경도(마이크로 경도)의 양쪽 모두를 측정했다. 그 결과, 내충돌 특성이 우수한 강판에서는, 내충돌 특성이 뒤떨어지는 강판에 비하여, 매크로 경도 및 마이크로 경도의 양쪽 모두의 불균일이 작다고 하는 것이 판명되었다. 이와 같은 매크로 및 마이크로 경도의 불균일성은, 열간 압연 시에 생성한 조대한 탄화물에 기인한다고 생각된다.
그래서, 본 발명자들은, 조대한 탄화물을 저감하는 방법에 대하여 추가로 검토를 행했다. 일반적으로, 조대한 탄화물은 통상의 열처리 사이클로는 용해되기 어렵다. 특히, Mn 등의 합금 원소가 농화한 탄화물의 용해는, 통상의 열처리 사이클에 있어서 큰 폭으로 지연된다. 탄화물의 용해 촉진에는, 가열 온도를 고온으로 하는 것, 및, 가열 시간을 길게 하는 것이 유효하다. 그러나, 실제 조업에서 관리 가능한 열처리 조건의 범위 내에 있어서의 가열 온도 및 가열 시간의 조정으로는, 탄화물의 용해를 촉진하는 효과가 작다고 하는 것이 확인되었다.
탄화물의 용해는, 원소의 확산에 기인하는 현상이다. 본 발명자들은, 입계를 확산 패스로 하는 입계 확산은, 입내를 확산하는 입내 확산의 확산보다 원소의 확산 계수가 큰 것에 주목했다. 그리고, 본 발명자들은, 입계 확산을 유효 활용하기 위하여, 입계를 많이 포함하는 마르텐사이트의 활용을 시도했다. 구체적으로는, 우선 입계가 다량으로 포함되는 마르텐사이트 조직을 얻는 열처리를 실시한 후, 재차, 열처리를 실시하는 다단계 열처리를 행함으로써, 조대한 탄화물이 저감되는 것을 확인했다. 이에 더하여, 열간 압연 후의 권취 온도를 550℃ 이하로 함으로써, 열간 압연 후의 탄화물량을 저감시킬 수 있고, 또한, 탄화물 중으로의 합금 원소의 농화를 억제할 수 있는 것을 확인했다.
또, 본 발명자들은, 강판의 굽힘성을 높임으로써, 내충돌 특성을 더욱 향상시킬 수 있는 것을 발견했다. 강판의 굽힘 변형 시에는, 굽힘 외주 표층부의 원주 방향으로 큰 인장 응력이 걸리는 한편, 굽힘 내주 표층부에는 큰 압축 응력이 걸린다. 강판의 표층에 연질층을 설치함으로써, 강판의 굽힘 변성 시에 강판의 표층에 발생하는 인장 응력, 압축 응력을 완화하여, 강판의 굽힘성이 개선될 수 있다. 본 발명자들은, 강판의 표층에 연질층을 설치함과 더불어, 당해 연질층에 있어서 경도의 균일성을 높임으로써, 강판의 굽힘성이 보다 향상될 수 있는 것을 발견했다.
이와 같이 하여 얻어진 본 발명의 요지는 이하의 (1) 또는 (2)에 나타내는 바와 같다.
(1) 금속 조직이, 체적률로,
템퍼드 마르텐사이트: 95% 이상, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상: 합계로 5% 미만인 강판으로서,
상기 강판의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 판 두께를 t로 할 때,
t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 300μm인 영역에 있어서, 9.8N의 하중으로 30점 측정한 비커스 경도의 표준 편차가 30 이하이고,
t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 100μm인 영역을 10×10의 100개의 소영역으로 나누고, 각각의 상기 소영역의 중심에 있어서, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 측정했을 때, 주위의 8개의 상기 소영역 중 어느 하나의 상기 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 상기 소영역이 10개 이하이고,
화학 조성이, 질량%로,
C: 0.18% 이상, 0.40% 이하,
Si: 0.01% 이상, 2.50% 이하,
Mn: 0.60% 이상, 5.00% 이하,
P: 0.0200% 이하,
S: 0.0200% 이하,
N: 0.0200% 이하,
O: 0.0200% 이하,
Al: 0% 이상, 1.00% 이하,
Cr: 0% 이상, 2.00% 이하,
Mo: 0% 이상, 0.50% 이하,
Ti: 0% 이상, 0.10% 이하,
Nb: 0% 이상, 0.100% 이하,
B: 0% 이상, 0.0100% 이하,
V: 0% 이상, 0.50% 이하,
Cu: 0% 이상, 0.500% 이하,
W: 0% 이상, 0.100% 이하,
Ta: 0% 이상, 0.100% 이하,
Ni: 0% 이상, 1.00% 이하,
Co: 0% 이상, 1.00% 이하,
Sn: 0% 이상, 0.050% 이하,
Sb: 0% 이상, 0.050% 이하,
As: 0% 이상, 0.050% 이하,
Mg: 0% 이상, 0.050% 이하,
Ca: 0% 이상, 0.050% 이하,
Y: 0% 이상, 0.050% 이하,
Zr: 0% 이상, 0.050% 이하,
La: 0% 이상, 0.050% 이하,
Ce: 0% 이상, 0.050% 이하,
잔부: Fe 및 불순물인,
인장 강도가 1100MPa 이상인 강판.
(2) 상기 (1)의 강판으로 이루어지는 기재층과, 상기 기재층의 적어도 한쪽의 표면에 형성된 연질층을 구비하는 강판으로서,
상기 연질층의 편측당 두께가, 10μm를 초과하고, 0.15t 이하이며,
상기 연질층의 표면으로부터 10μm의 위치에 있어서, 4.9N의 하중으로 150점 측정한 비커스 경도의 표준 편차가 30 이하이고,
상기 연질층의 평균 비커스 경도 Hv1이 t/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0의 0.9배 이하인, 강판.
상기 (1) 또는 (2)의 강판은, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 표면에 구비하고 있어도 된다.
본 발명에 의하면, 높은 강도와, 우수한 내충돌 특성을 양립할 수 있는 강판이 얻어진다.
도 1은, 강판의 경도의 측정 위치 및 측정 영역을 모식적으로 나타내는 도면이다. 도 1의 (a)는 강판 단면의 일부를 나타내는 도면이고, 도 1의 (b)는 도 1의 (a)에 나타내는 B 영역의 확대도이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다.
(금속 조직)
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 체적률로, 템퍼드 마르텐사이트: 95% 이상, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상: 합계로 5% 미만이다.
템퍼드 마르텐사이트가 95% 이상인 것에 의하여, 강판의 강도가 충분해질 수 있다. 이 관점에서, 템퍼드 마르텐사이트는 98% 이상인 것이 바람직하다.
또, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상에 대해서는, 합계로 5% 미만이면 허용된다.
(매크로 경도)
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 경도에 대하여 설명한다. 도 1의 (a) 및 도 1의 (b)는, 강판의 경도의 측정 위치 및 측정 영역을 모식적으로 나타내고 있다. 도 1의 (a)는, 본 실시 형태에 따른 강판(10)의 판 두께 방향과 평행한 단면(압연 방향(R)과 평행한 판 두께 단면)의 일부를 나타내고 있다. 도 1의 (b)는, 도 1의 (a)에 나타내는 B 영역의 확대도이다.
실시 형태에 따른 강판의 매크로 경도는, 도 1의 (a)에 나타내는 영역 A에 있어서 측정된다. 영역 A는, 강판(10)의 판 두께를 t로 할 때에, 강판(10)의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 강판(10)의 표면(10a)으로부터 t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 300μm인 영역이다. 영역 A에 있어서, 9.8N의 하중으로 랜덤으로 30점, 비커스 경도를 측정하고, 그들 비커스 경도의 표준 편차를 구한다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 이 표준 편차가 30 이하가 된다. 조대한 탄화물이 형성되면 매크로 경도에 불균일이 발생하기 쉽다. 이 때문에, 매크로 경도의 불균일이 작은 것은 조대한 탄화물의 형성이 억제되어 있는 지표가 될 수 있다. 상기 표준 편차가 30 이하가 됨으로써, 조대한 탄화물에 기인하는 매크로 경도의 불균일이 저감되어, 강판의 내충돌 특성이 향상될 수 있다. 또, 상기와 같이 비커스 경도의 표준 편차를 구하는 작업을 5개의 영역에서 동일하게 행하고, 각 영역의 표준 편차의 가산 평균값이 30 이하인 것이 바람직하고, 이 가산 평균값이 25 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 강판이 인장의 응력을 받았을 때의 파괴는, 판 두께 중심부로부터 일어나기 쉽다. 이 때문에, t/2의 위치에 있어서 경도의 불균일이 작은 것이 바람직하다. 따라서, 상기와 같이 t/2의 위치를 중심으로 하는 영역에서 비커스 경도를 측정한다.
(마이크로 경도)
실시 형태에 따른 강판의 마이크로 경도는, 도 1의 (a) 및 도 1의 (b)에 나타내는 영역 B에 있어서 측정한다. 영역 B는, 강판(10)의 판 두께를 t로 할 때에, 강판(10)의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 강판(10)의 표면(10a)으로부터 t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 100μm인 영역이다. 영역 B를 10×10의 100개의 균등한 크기의 소영역으로 나누고, 각각의 소영역의 중심에 있어서, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 측정한다. 즉, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 100점 측정한다. 그리고, 주위의 8개의 소영역 중 어느 하나의 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 소영역이 10개 이하가 된다. 이하에 보다 상세하게 설명한다.
도 1의 (b)에 나타내는 바와 같이, 임의의 소영역에 있어서의 나노 경도를 H00으로 할 때, 이 임의의 소영역의 주위에 있는 8개의 소영역이 상기의 「주위의 8개의 소영역」이다. 각각의 소영역에 있어서의 나노 경도를 H01, H02, H03, H04, H05, H06, H07 및 H08로 하면, 각각의 나노 경도의 차는, |H00-H01|, |H00-H02|, |H00-H03|, |H00-H04|, |H00-H05|, |H00-H06|, |H00-H07| 및 |H00-H08|로 계산된다. 그리고, 이 8개의 차 중 하나라도 3GPa 이상인 것이 있으면, 「주위의 8개의 소영역 중 어느 하나의 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 소영역」이라고 한다. 이 작업을, 영역 B에 있어서의 최외의 소영역을 제외한 64개의 소영역에 대하여 행하고, 「주위의 8개의 소영역 중 어느 하나의 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 소영역」의 개수를 구한다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 이 개수를 10개 이하로 한다. 이 개수는, 8개 이하인 것이 바람직하다. 또, 상기와 같이 나노 경도를 구하는 작업을 5개의 영역에서 동일하게 행하고, 상기 개수의 가산 평균값이 10개 이하가 되는 것이 바람직하고, 8개 이하인 것이 보다 바람직하다. 이와 같이 마이크로 경도의 불균일이 작은 것에 의하여, 원소의 편석에 기인하는 경도의 불균일이 작아지고 있다고 생각되어, 강판의 내충돌 특성이 향상될 수 있다. 또한, t/2의 위치를 중심으로 하는 영역에 있어서 나노 경도를 측정하는 이유는, 상기 매크로 경도의 측정과 동일하다.
(인장 강도)
본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도는, 1100MPa 이상이다. 특히, 1200MPa 이상인 것이 바람직하고, 1400MPa 이상인 것이 보다 바람직하며, 1470MPa 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 본 발명의 강판의 인장 강도는, 인장 시험에 의하여 구해진다. 구체적으로는, JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 강판의 압연 방향에 직각으로 채취한 JIS5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 행하고, 측정되는 인장 최대 강도를 강판의 인장 강도로 한다.
(화학 조성)
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량에 대한 「%」는 「질량%」를 의미한다.
C: 0.18% 이상, 0.40% 이하
C는, 소정량의 마르텐사이트를 확보하여, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. C의 함유량을 0.18% 이상으로 함으로써, 소정량의 마르텐사이트를 형성하여 강판의 강도를 1100MPa 이상으로 하기 쉬워진다. C의 함유량은, 다른 조건에 의해서는 11000 이상의 강도를 얻는 것이 어려운 경우가 있으므로, 0.22% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 강도가 과도하게 상승하여 취화(脆化)하는 것을 억제하는 관점에서는, C의 함유량은 0.40% 이하로 한다. C 함유량은 0.38% 이하가 바람직하다.
Si: 0.01% 이상, 2.50% 이하
Si는, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Si는, 고용(固溶) 강화에 의하여 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. Si를 함유하는 것에 의한 이들 효과를 얻기 위해서는, Si의 함유량을 0.01% 이상으로 한다. 한편, 강판이 취화하여 가공성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서는, Si의 함유량은 2.50% 이하로 한다. Si는, 페라이트 안정화 원소이며, 그 함유량이 많은 경우에는 페라이트량이 과잉이 되는 경우가 있다. 특히, 열처리 시의 냉각 속도가 빠른 경우에는 문제가 될 수 있다. 이 때문에, Si의 함유량은, 0.60% 미만이 바람직하고, 0.58% 이하가 보다 바람직하다.
Mn: 0.60% 이상, 5.00% 이하
Mn은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 담금질성을 향상시키는 원소이기도 하다. Mn에 의하여 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해서는, Mn의 함유량을 0.60% 이상으로 한다. 한편, Mn의 함유량이 과잉이 되면, 조대한 Mn 산화물이 형성되고, 그것이 프레스 성형 시의 파괴의 기점이 될 수 있다. 이와 같이 하여 강판의 가공성이 열화하는 것을 억제하는 관점에서는, Mn의 함유량은 5.00% 이하로 한다.
P: 0.0200% 이하
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판 두께 중앙부에 편석하여 인성을 저하시키거나, 용접부를 취화시키거나 하는 원소이다. 강판의 가공성이나 내충돌 특성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, P의 함유량은 적을수록 바람직하다. 구체적으로는, P의 함유량은 0.0200% 이하로 한다. P의 함유량은, 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 단, 실용 강판으로 P의 함유량을 0.00010% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, P의 함유량은 0.00010% 이상이어도 된다.
S: 0.0200% 이하
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저해하거나, 주조 시와 열연 시의 제조성을 저해하거나 하는 원소이다. 또, S는, 조대한 MnS를 형성하고, 구멍 확장성을 저해하는 원소이기도 하다. 용접성의 저하, 제조성의 저하, 및, 내충돌 특성의 저하를 억제하는 관점에서, S의 함유량은 적을수록 바람직하다. 구체적으로는, S의 함유량은, 0.0200% 이하로 한다. S의 함유량은, 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. 단, 실용 강판으로 S의 함유량을 0.000010% 미만으로 저감하면, 제조 비용이 큰 폭으로 상승하여, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, S의 함유량은 0.000010% 이상이어도 된다.
N: 0.0200% 이하
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 성형성이나 내충돌 특성을 열화시키거나, 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되거나 하는 원소이다. 이 때문에, N의 함유량은 0.0200% 이하가 되는 것이 바람직하다.
O: 0.0200% 이하
O는, 조대한 산화물을 형성하여, 강판의 성형성이나 내충돌 특성을 열화시키거나, 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되거나 하는 원소이다. 이 때문에, O의 함유량은 0.0200% 이하인 것이 바람직하다.
Al: 0% 이상, 1.00% 이하
Al은, 탈산제로서 작용하는 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. Al을 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.02% 이상인 것이 바람직하다. 단, 조대한 Al 산화물이 생성되어 강판의 가공성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Al의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다.
Cr: 0% 이상, 2.00% 이하
Cr은, Mn과 동일하게 담금질성을 높여, 강의 고강도화에 유효한 원소이다. Cr의 함유량은 0%여도 되지만, Cr를 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.10% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Cr 탄화물이 형성되어 냉간 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Cr의 함유량은 2.00% 이하인 것이 바람직하다.
Mo: 0% 이상, 0.50% 이하
Mo는, Mn, Cr과 동일하게 강의 고강도화에 유효한 원소이다. Mo의 함유량은 0%여도 되지만, Mo를 함유시키는 것에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어 냉간 가공성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Mo의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Ti: 0% 이상, 0.10% 이하
Ti는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 Ti를 함유시켜도 된다. Ti를 강판에 함유시키는 경우, Ti의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 단, 강판의 가공성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Ti의 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0.10% 이하인 것이 바람직하다.
Nb: 0% 이상, 0.100% 이하
Nb는, Ti와 동일하게 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화하여 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 Nb를 함유시켜도 된다. Nb를 강판에 함유시키는 경우, Nb의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 단, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 더불어 연성(延性)이 열화하는 것을 억제하는 관점에서, Nb의 함유량은, 0.100% 이하인 것이 바람직하다.
B: 0% 이상, 0.0100% 이하
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 B를 함유시켜도 된다. B를 강판에 함유시키는 경우, B의 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 0.0001% 미만의 B의 동정에는 분석에 세심한 주의를 기울일 필요가 있음과 더불어, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 도달한다. 한편, 강판의 프레스 성형 시에 있어서 보이드의 발생 기점이 될 수 있는 조대한 B 질화물이 생성되는 것을 억제하는 관점에서, B의 함유량은 0.0100% 이하인 것이 바람직하다.
V: 0% 이상, 0.50% 이하
V는, Ti나 Nb와 동일하게, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 조직을 미세화함으로써 강판의 인성 향상에도 효과적인 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라 강판에 V를 함유시켜도 된다. V를 강판에 함유시키는 경우, V의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 미세한 V 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 더불어 연성이 열화하는 것을 억제하는 관점에서, V의 함유량은 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Cu: 0% 이상, 0.500% 이하
Cu는, 강의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Cu의 함유량은 0%여도 되지만, Cu를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 열간 압연에서의 적열 취성에 의한 생산성의 저하를 억제하는 관점에서, Cu의 함유량은 0.500% 이하인 것이 바람직하다.
W: 0% 이상, 0.100% 이하
W는, Nb, V와 동일하게, 탄화물의 형태 제어와 강의 강도의 증가에 유효한 원소이다. W의 함유량은 0%여도 되지만, W를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 미세한 W 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 더불어 연성이 열화하는 것을 억제하는 관점에서, W의 함유량은 0.100% 이하인 것이 바람직하다.
Ta: 0% 이상, 0.100% 이하
Ta는, Nb, V, W와 동일하게, 탄화물의 형태 제어와 강의 강도의 증가에 유효한 원소이다. Ta의 함유량은 0%여도 되지만, Ta를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ta의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하고, 0.002% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출되어 강판의 강도가 상승함과 더불어 연성이 열화하는 것을 억제하는 관점에서, Ta의 함유량은 0.100% 이하인 것이 바람직하고, 0.080% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ni: 0% 이상, 1.00% 이하
Ni는, 강의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Ni의 함유량은 0%여도 되지만, Ni를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 연성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Ni의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다.
Co: 0% 이상, 1.00% 이하
Co는, Ni와 동일하게 강의 강도의 향상에 유효한 원소이다. Co의 함유량은 0%여도 되지만, Co를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Co의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 연성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Co의 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다.
Sn: 0% 이상, 0.050% 이하
Sn은, 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강 중에 함유할 수 있는 원소이다. Sn의 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0%여도 된다. 페라이트의 취화에 의한 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Sn의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, Sn의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
Sb: 0% 이상, 0.050% 이하
Sb는, Sn와 동일하게 강 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강 중에 함유할 수 있는 원소이다. Sb의 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0%여도 된다. 강판의 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Sb의 함유량은, 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, Sb의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
As: 0% 이상, 0.050% 이하
As는, Sn, Sb와 동일하게 강 원료로서 스크랩을 이용한 경우에 강 중에 함유할 수 있는 원소이다. As의 함유량은, 적을수록 바람직하고, 0%여도 된다. 강판의 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, As의 함유량은, 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다. 단, 정련 비용의 증가를 억제하는 관점에서, As의 함유량은 0.001% 이상이어도 된다.
Mg: 0% 이상, 0.050% 이하
Mg는, 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Mg의 함유량은 0%여도 되지만, Mg를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량은 0.0001% 이상인 것이 바람직하고, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 조대한 개재물의 형성에 의한 냉간 성형성의 저하를 억제하는 관점에서, Mg의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ca: 0% 이상, 0.050% 이하
Ca는, Mg와 동일하게 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca의 함유량은 0%여도 되지만, Ca를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은, 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Ca 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Ca의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Y: 0% 이상, 0.050% 이하
Y는, Mg, Ca와 동일하게 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Y의 함유량은 0%여도 되지만, Y를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Y의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Y 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Y의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Zr: 0% 이상, 0.050% 이하
Zr은, Mg, Ca, Y와 동일하게 미량으로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Zr의 함유량은 0%여도 되지만, Zr을 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Zr의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 Zr 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Zr의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
La: 0% 이상, 0.050% 이하
La는, 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. La의 함유량은 0%여도 되지만, La를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, La의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 조대한 La 산화물이 생성되어 강판의 냉간 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, La의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Ce: 0% 이상, 0.050% 이하
Ce는, La와 동일하게 미량으로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. Ce의 함유량은 0%여도 되지만, Ce를 강판에 함유시키는 것에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Ce의 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ce 산화물이 생성되어 강판의 성형성이 저하하는 것을 억제하는 관점에서, Ce의 함유량은 0.050% 이하인 것이 바람직하고, 0.040% 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강판의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 강 원료 혹은 스크랩으로부터 불가피적으로 혼입되는 원소 또는 제강 과정에서 불가피적으로 혼입되는 원소이며, 본 발명의 강판이 상기 본 발명의 효과를 발휘할 수 있는 범위에서 함유가 허용되는 원소를 예시할 수 있다.
(연질층을 구비하는 강판)
본 발명에 있어서, 상기 강판으로 이루어지는 기재층과, 상기 기재층의 적어도 한쪽의 표면에 형성된 연질층을 구비하는 강판이어도 된다. 이 연질층은, 이하와 같이 하여 결정된다. 우선, 판 두께의 1/2의 위치에 있어서, 판 두께 방향에 수직이고 또한 압연 방향에 평행한 선 상에, 압입(押入) 하중 4.9N으로 5점의 비커스 경도를 측정한다. 이와 같이 측정한 5점의 비커스 경도의 가산 평균값을, 판 두께의 1/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0으로 한다. 그리고, 판 두께의 1/2의 위치로부터 표면을 향하여 판 두께의 2%의 간격으로, 판 두께 방향에 수직이고 또한 압연 방향에 평행한 선 상에 있어서, 상기와 동일하게 5점씩 비커스 경도를 측정한다. 이와 같이 측정되는 각각의 판 두께 방향 위치의 5점의 비커스 경도의 평균값을 구하고, 그 평균값을 각각의 판 두께 방향 위치에 있어서의 평균 비커스 경도로 한다. 다음으로, 판 두께의 1/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0에 대하여 평균 비커스 경도가 0.9배 이하가 되는 판 두께 방향 위치보다 표면 측을, 연질층이라고 정의한다.
연질층의 두께 t0은, 강판의 판 두께를 t로 하면, 10μm를 초과하고, 0.15t 이하로 하는 것이 바람직하다. 연질층의 두께를 10μm 초과로 함으로써, 강판의 굽힘성이 향상되기 쉬워진다. 또, 연질층의 두께 t0을 0.15t 이하로 함으로써, 강판의 강도가 과도하게 저하하는 것이 억제된다. 상기 연질층의 두께 t0은, 편측당 연질층의 두께이다. 연질층은, 기재층의 적어도 한쪽의 표면에 10μm를 초과하고, 0.15t 이하인 두께로 형성되어 있으면 된다. 예를 들면, 한쪽 면에 10μm를 초과하고, 0.15t 이하인 두께의 연질층이 형성되어 있으면, 다른 쪽의 면에 형성되는 연질층의 두께 t0은 10μm 이하여도 된다. 단, 양쪽 모두의 면에 10μm를 초과하고, 0.15t 이하인 두께의 연질층이 형성되어 있는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 실시 형태의 강판의 판 두께 t는, 특별히 한정되지 않지만, 0.8mm 이상인 것이 바람직하고, 판 두께 t는, 1.8mm 이하인 것이 바람직하다.
(연질층의 경도)
강판의 판 두께 방향과 평행한 단면(압연 방향(R)과 평행한 판 두께 단면)에 있어서, 강판의 표면으로부터 10μm의 위치에 있어서, 4.9N의 하중으로 150점 측정하여 얻어지는 비커스 경도의 표준 편차는, 30 이하인 것이 바람직하다. 강판의 굽힘 변형 시에 있어서의 균열의 발생 기점을 저감하기 위해서는, 표층에 있는 연질층의 조직의 균일성이 중요하다. 또, 연질층의 평균 비커스 경도 Hv1은, t/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0의 0.9배 이하인 것이 바람직하고, 0.8배 이하인 것이 보다 바람직하며, 0.7배 이하인 것이 더욱 바람직하다. 표층의 연질층이 상대적으로 연질일수록 강판의 굽힘성이 향상되기 쉽기 때문이다. 또한, t/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0을 구하는 법은 상기와 같고, 연질층의 평균 비커스 경도 Hv1은, 상기와 같이 정의되는 연질층에 있어서, 4.9N의 하중으로 랜덤으로 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그들 10점의 비커스 경도의 평균값이다.
(도금 강판)
본 실시 형태에 따른 강판은, 도금층을 표면에 구비하는 것이어도 된다. 당해 도금층은, 예를 들면, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층 중 어느 것이어도 된다.
(제조 방법)
다음으로, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하에 설명하는 제조 방법은, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법의 일례이며, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 이하에 설명하는 방법에 한정되지 않는다.
상기의 화학 조성을 갖는 강편을 제조하고, 얻어진 강편을 이용하여, 하기의 제조 방법에 의하여 본 실시 형태에 따른 강판을 제조할 수 있다.
「주조 공정」
상기의 화학 조성을 갖는 용강(溶鋼)으로부터 강편을 제조하는 방법에 대해서는, 특별히 제약은 없고, 예를 들면, 연속 주조 슬래브, 박(薄)슬래브 캐스터 등의 일반적인 방법으로 강편을 제조하면 된다.
「열간 압연 공정」
열간 압연 조건에도 특별히 제약은 없다. 예를 들면, 열간 압연 공정에서는, 우선, 상기의 강편을 1100℃ 이상으로 가열하여 20분 이상의 균열(均熱) 처리를 행하는 것이 바람직하다. 조대 개재물의 재용해를 진행하기 위해서이다. 가열 온도는 1200℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 균열 유지 시간은 25분 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 가열 온도는 1350℃ 이하인 것이 바람직하고, 균열 유지 시간은 60분 이하인 것이 바람직하다.
또, 열간 압연 공정에서는, 상기와 같이 가열한 강편을 열간 압연할 때에, 850℃ 이상 1000℃ 이하의 온도역에 있어서 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 시의 보다 바람직한 하한은, 860℃이며, 보다 바람직한 상한은 950℃이다.
「권취 공정」
상기 마무리 압연한 열연 강판을 550℃ 이하에서 코일에 권취한다. 권취 온도를 550℃ 이하로 함으로써, 권취 공정 시에 생성하는 탄화물 중에 Mn이나 Si 등의 합금 원소가 농화하는 것을 억제할 수 있다. 이 때문에, 후단에서 설명하는 다단계 열처리에 있어서, 강판 중의 미용해의 탄화물이 충분히 저감될 수 있다. 그 결과, 매크로 경도 및 마이크로 경도를 본 발명에서 규정되는 범위로 하는 것이 용이해지고, 강판의 내충돌 특성을 향상시킬 수 있다. 권취 온도는, 500℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 실온 근방에서의 권취는 생산성을 저하시키기 때문에, 권취 온도는 20℃ 이상인 것이 바람직하다.
상기의 열연 강판에 대하여, 필요에 따라 연질화를 목적으로 한 재가열 처리를 실시해도 된다.
「산세정 공정」
권취한 열연 강판을 풀어, 산세정에 제공한다. 산세정을 행함으로써, 열연 강판의 표면의 산화 스케일을 제거하고, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산세정은, 1회여도 되고, 복수 회로 나누어 행해도 된다.
「냉간 압연 공정」
산세정한 열연 강판을 압하율 30% 이상 90% 이하로 냉간 압연한다. 압하율을 30% 이상으로 함으로써, 강판의 형상을 평탄하게 유지하기 쉽고, 최종 제품의 연성 저하를 억제하기 쉽다. 한편, 압연율을 90% 이하로 함으로써, 냉연 하중이 너무 커지는 것을 억제할 수 있어, 냉연이 용이해진다. 압연율의 하한은 45%로 하는 것이 바람직하고, 상한은 70%로 하는 것이 바람직하다. 압연 패스의 횟수, 각 패스에서의 압하율에 대해서는 특별히 제약은 없다.
「다단계 열처리 공정」
본 발명의 강판은, 상기 냉간 압연 공정 후에 적어도 2회의 열처리가 실시되어 제조된다.
(1회째의 열처리)
1회째의 열처리에서는, 우선, 강판을 Ac3점 이상 1000℃ 이하의 온도로 가열하여 10초 이상 유지하는 가열 공정을 행한다. 표면에 연질층을 구비하는 강판을 제조하는 경우에는, 노점 제어에 의하여 산소 분압 1.0×10-21[atm](1.013×10-16[Pa]) 이상의 분위기로 하고, 강판을 Ac3점 이상 1000℃ 이하의 온도로 가열하여 20초 이상 유지하는 가열 공정을 행한다. 그 후, 하기 1) 또는 2)의 조건에 따라 강판을 냉각하는 냉각 공정을 행한다.
1) 강판을, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 온도역으로 냉각한다.
2) 강판을, 0.5℃/초 이상 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고(1단째의 냉각), 이어서, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 평균 냉각 속도는, 너무 높으면, 강판에 구부러짐 등의 형상 불량이 발생하기 쉬워져, 굽힘성이 열화하는 경우가 있으므로, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, Ac3점은 하기 식 (a)에 의하여 구해진다. (a)식 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 강 중에 포함되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입한다.
Ac3점(℃)=901-203×√C―15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W··식 (a)
이 1회째의 열처리 공정에 의하여, 강판의 금속 조직을, 담금질 상태의 마르텐사이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 한다. 마르텐사이트는 입계나 전위를 많이 포함하는 조직이다. 입계를 확산 패스로 하는 입계 확산이나 전위를 확산 패스로 하는 전위 확산에서는, 입내를 확산하는 입내 확산보다 원소의 확산이 빠르다. 탄화물의 용해는 원소의 확산에 기인하는 현상이기 때문에, 입계가 많을수록 탄화물은 용해하기 쉽다. 탄화물의 용해를 촉진시킴으로써, 탄화물의 편석이 억제된다.
가열 온도가 Ac3점 이상이 됨으로써, 가열 시에 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 또, 가열 온도가 1000℃를 초과하면, 오스테나이트가 조대해지고, 경도의 불균일이 커져, 원하는 성능이 얻어지지 않게 된다. 또, 가열 시의 유지 시간이 10초 이상이 됨으로써, 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다.
또, 상기와 같이 산소 분압 1.0×10-21[atm] 이상의 분위기에서 열처리가 실시되면, 강판의 표층에 있어서 탈탄이 진행되어, 강판의 표층에 연질층이 형성된다. 원하는 연질층을 구비하는 강판을 얻기 위해서는, 노 내 분위기의 산소 분압: PO2를 적절한 범위로 제어할 필요가 있고, 상기와 같이 산소 분압을 1.0×10-21[atm] 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 1)의 냉각 공정에 있어서, 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 함으로써, 충분히 담금질하여 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 후술하는 2회째의 열처리에 있어서 탄화물의 용해가 충분히 진행될 수 있다. 냉각 정지 온도를 25℃ 이상으로 함으로써, 생산성의 저하가 억제될 수 있다. 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 충분한 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 후술하는 2회째의 열처리에 있어서 탄화물의 용해가 충분히 진행될 수 있다.
상기 2)의 냉각 공정은, 예를 들면, 서랭대(徐冷帶)를 거쳐 강판을 급랭하는 경우에 행해진다. 1단째의 냉각에 있어서 평균 냉각 속도를 20℃/초 미만으로 함으로써, 페라이트 및 펄라이트를 생성할 수 있다. 단, 상기 화학 조성으로 하는 경우, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태는 일어나기 어렵고, 페라이트 및 펄라이트의 과도한 생성을 용이하게 억제할 수 있다. 1단째의 냉각 속도가 20℃/초 이상이 되는 경우는, 상기 1)의 냉각 공정을 행한 경우와 동일한 결과가 될 뿐이고, 강판의 재질이 열화하는 것은 아니다. 한편, 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되어, 소정량의 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다.
(2회째의 열처리)
2회째의 열처리에서는, 우선, 강판을 다시 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 10초 이상 유지하는 가열 공정을 행한다. 표면에 연질층을 구비하는 강판을 제조하는 경우에는, 노점 제어에 의하여 산소 분압 1.0×10-21[atm](1.013×10-16[Pa]) 이상의 분위기에서, 강판을 다시 Ac3점 이상의 온도로 가열하여 10초 이상 유지하는 가열 공정을 행한다. 그 후, 하기 1) 또는 2)의 조건에 따라 강판을 냉각하는 냉각 공정을 행한다.
1) 강판을, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 온도역으로 냉각한다.
2) 강판을, 0.5℃/초 이상 20℃/초 미만의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고(1단째의 냉각), 이어서, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 300℃ 이하의 냉각 정지 온도로 냉각한다.
상기 1회째의 열처리 공정에 의하여, 담금질 상태의 마르텐사이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 조직이 형성되어 있어, 원소가 확산하기 쉽게 되어 있다. 또한 2회째의 열처리 공정을 행함으로써, 금속 조직을 조정함과 더불어, 강판의 기재층 중의 조대 탄화물량을 충분히 용해할 수 있다. 이 때문에, 탄화물의 편석이 충분히 저감될 수 있다. 그 결과, 기재층의 매크로 경도 및 마이크로 경도의 균일성을 높일 수 있다.
가열 온도를 Ac3점 이상으로 함으로써, 가열 시에 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 가열 시의 유지 시간이 10초 이상이 됨으로써, 충분한 오스테나이트를 얻기 쉽고, 냉각 후에 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉽다. 또, 가열 시의 유지 시간이 10초 이상이 됨으로써, 탄화물이 충분히 용해될 수 있다.
표면에 연질층을 구비하는 강판을 제조하는 경우, 상기와 같이 산소 분압 1.0×10-21[atm] 이상의 분위기에서 열처리를 실시한다. 이와 같은 열처리에 의하여 강판의 표층에 있어서 탈탄이 진행되어, 강판의 표층에 연질층이 형성된다. 원하는 연질층을 구비하는 강판을 얻기 위해서는, 노 내 분위기의 산소 분압: PO2를 적절한 범위로 제어할 필요가 있고, 상기와 같이 산소 분압을 1.0×10-21[atm] 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 1)의 냉각 공정에 있어서, 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 함으로써, 충분히 담금질하여 원하는 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다. 냉각 정지 온도를 25℃ 이상으로 함으로써, 생산성의 저하를 억제할 수 있다. 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 원하는 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 그 때문에, 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다.
상기 2)의 냉각 공정은, 예를 들면, 서랭대를 거쳐 강판을 급랭하는 경우에 행해진다. 1단째의 냉각에 있어서 평균 냉각 속도를 20℃/초 미만으로 함으로써, 페라이트 및 펄라이트를 생성할 수 있다. 단, 상기 화학 조성으로 하는 경우, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태는 일어나기 어렵고, 페라이트 및 펄라이트의 과도한 생성을 용이하게 억제할 수 있다. 1단째의 냉각 속도가 20℃/초 이상이 되는 경우는, 상기 1)의 냉각 공정을 행한 경우와 동일한 결과가 될 뿐이고, 강판의 재질이 열화하는 것은 아니다. 한편, 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되어, 원하는 양의 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다.
또한, 다단계 열처리 공정에 의한 효과는, 상기 2회의 열처리를 실시함으로써 충분히 발휘되지만, 상기 1회째의 열처리 공정의 후에 상기 2회째의 열처리 공정을 복수 회 행함으로써 합계 3회 이상의 열처리 공정이 실시되어도 된다. 또, 연질층을 구비하는 강판을 제조하는 경우에는, 1회째의 열처리 및 2회째의 열처리 중, 적어도 한쪽의 열처리에 있어서 산소 분압이 1.0×10-21[atm] 이상이 되면 된다.
「정류 공정」
상기 다단계 열처리 공정에 있어서의 마지막 열처리 공정의 냉각 후, 450℃ 이하 150℃ 이상의 온도역에서 10초 이상 500초 이하, 강판을 정류시킨다. 이 정류 공정에서는, 같은 온도로 강판을 유지해도 되고, 도중에 가열, 냉각을 적절히 행해도 된다. 이 정류 공정에 의하여, 냉각 시에 얻어진 담금질 상태의 마르텐사이트를 템퍼링할 수 있다. 정류 온도가 450℃ 이하 150℃ 이상이 됨으로써, 과도하게 템퍼링이 진행되는 것을 억제하여 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다. 정류 시간이 10초 이상이 됨으로써, 충분히 템퍼링을 진행할 수 있다. 또, 템퍼링 시간이 500초 이하가 됨으로써, 과도한 템퍼링의 진행을 억제하여 강판의 인장 강도를 1100MPa 이상으로 할 수 있다.
「템퍼링 공정」
정류 공정 후에, 강판에 템퍼링을 행해도 된다. 이 템퍼링 공정은, 정류 공정 후의, 실온으로의 냉각 도중에 소정의 온도로 유지하거나 재가열하거나 하는 공정이어도 되고, 실온으로의 냉각이 끝난 후에 소정의 온도로 재가열하는 공정이어도 된다. 템퍼링 공정에 있어서의 가열의 방법은 특별히 한정되지 않는다. 단, 강판의 강도 저하를 억제하는 관점에서, 템퍼링 공정에 있어서의 유지 온도 또는 가열 온도는 500℃ 이하인 것이 바람직하다. 정류 공정 전에, 마르텐사이트로 변태하지 않은 채로 오스테나이트가 남는 경우가 있고, 이와 같은 오스테나이트가 정류 공정 이후에 담금질되면, 강판에 담금질 상태의 마르텐사이트가 과잉 생성되는 경우가 있다. 정류 공정 후에 템퍼링 공정을 실시하면, 이와 같은 담금질 상태의 마르텐사이트를 템퍼링할 수 있다.
「도금 공정」
강판에는, 전기 도금 처리, 증착 도금 처리 등의 도금 처리를 행해도 되고, 또한, 도금 처리 후에 합금화 처리를 행해도 된다. 강판에는, 유기 피막의 형성, 필름 래미네이트, 유기 염류 또는 무기 염류 처리, 논크롬 처리 등의 표면 처리를 행해도 된다.
도금 처리로서 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 강판을, (아연 도금욕의 온도-40℃)~(아연 도금욕의 온도+50℃)의 온도로 가열 또는 냉각하고, 아연 도금욕에 침지한다. 용융 아연 도금 처리에 의하여, 표면에 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 용융 아연 도금층은, 예를 들면, Fe: 7질량% 이상 15질량% 이하, 그리고 잔부: Zn, Al 및 불순물로 표시되는 화학 조성을 갖는 것을 이용할 수 있다. 또, 용융 아연 도금층은, 아연 합금이어도 된다.
용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 행하는 경우, 예를 들면, 용융 아연 도금 강판을 460℃ 이상 600℃ 이하의 온도로 가열한다. 이 가열 온도가 460℃ 이상이 됨으로써, 충분히 합금화할 수 있다. 또, 가열 온도가 600℃ 이하가 됨으로써, 과잉 합금화하여 내식성이 열화하는 것을 억제할 수 있다. 이와 같은 합금화 처리에 의하여, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
[실시예 1]
다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 벗어나지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
표 1~3 및 표 11~13에 나타내는 화학 조성을 갖는 강편을, 표 4~6 및 표 14~16에 기재된 조건으로 열간 압연에 제공하여, 권취했다. 얻어진 열연 강판을 표 4~6 및 표 14~16에 기재된 조건으로 냉간 압연에 제공했다. 계속해서, 얻어진 냉연 강판에, 표 4~6 및 표 14~16에 기재된 조건으로 열처리를 실시했다. 일부의 강판에는, 통상의 방법에 의하여 도금을 실시하고, 도금을 실시한 강판 중 일부의 강판에 대해서는, 통상의 방법에 의하여 합금화 처리를 실시했다. 이와 같이 하여 얻어진 강판에 대하여, 하기 방법에 의하여, 금속 조직, 경도, 인장 강도, 및, 내충돌 특성으로서 굽힘 시험 및 구멍 확장 시험을 실시했다. 그 결과를 표 7~10 및 표 17~20에 나타낸다.
(금속 조직의 동정)
본 발명에 있어서, 각 금속 조직의 동정 및 체적률의 산출은, 이하와 같이 행해진다.
「페라이트」
우선, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100μm×100μm의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 주사형 전자 현미경에 의하여 1000~50000배로 하여 관찰함으로써 볼 수 있는 전자 채널링 콘트라스트상은, 결정립의 결정 방위차를 콘트라스트의 차로서 표시하는 상이다. 이 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서 균일한 콘트라스트의 부분이 페라이트이다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 페라이트의 면적률을 포인트 카운팅법(ASTM E562 준거)에 의하여 산출한다. 이와 같이 산출되는 페라이트의 면적률을 페라이트의 체적률로 간주한다.
「펄라이트」
우선, 상기 관찰면을 나이탈 시약으로 부식시킨다. 부식된 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100μm×100μm의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 광학 현미경으로 1000~50000배로 하여 관찰하고, 관찰상에 있어서 어두운 콘트라스트의 영역을 펄라이트로 한다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 펄라이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의하여 산출한다. 이와 같이 산출되는 펄라이트의 면적률을 펄라이트의 체적률로 간주한다.
「베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트」
상기와 같이 나이탈 시약으로 부식된 관찰 영역을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의하여 1000~50000배로 하여 관찰한다. 이 관찰 영역에 있어서, 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 이하와 같이 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 동정한다.
베이나이트의 존재 상태로서는, 라스 형상의 베이나이틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우나, 라스 형상의 베이나이틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우가 있다. 라스 형상의 베이나이틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우는, 베이나이틱 페라이트의 계면을 알 수 있기 때문에, 베이나이트를 동정할 수 있다. 또, 라스 형상의 베이나이틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우, 베이나이틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1종류이며, 시멘타이트가 동일한 배리언트를 갖는 점에서, 베이나이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 베이나이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의하여 산출한다. 그 베이나이트의 면적률을 베이나이트의 체적률로 간주한다.
템퍼드 마르텐사이트에서는, 마르텐사이트 라스의 내부에 시멘타이트가 존재하지만, 마르텐사이트 라스와 시멘타이트의 결정 방위가 2종류 이상 있고, 시멘타이트가 복수의 배리언트를 갖는 점에서, 템퍼드 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의하여 산출한다. 그 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 템퍼드 마르텐사이트의 체적률로 간주한다.
「담금질 상태의 마르텐사이트」
우선, 상기 페라이트의 동정에 이용한 관찰면과 동일한 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 상기 페라이트의 동정과 동일한 영역을 관찰 영역으로 한다. 레페라액에 의한 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않는다. 그 때문에, 레페라액에 의하여 부식된 관찰 영역을 FE-SEM으로 관찰하고, 부식되어 있지 않은 영역을 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 한다. 그리고, 이와 같이 하여 동정되는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 포인트 카운팅법에 의하여 산출하고, 그 면적률을 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 체적률로 간주한다.
다음으로, 이하와 같이 하여 산출되는 잔류 오스테나이트의 체적률을 상기 합계 체적률로부터 뺌으로써, 담금질 상태의 마르텐사이트의 체적률을 산출할 수 있다.
「잔류 오스테나이트」
본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트의 면적률은, X선 측정에 의하여 이하와 같이 하여 결정된다. 우선, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4까지의 부분을 기계 연마 및 화학 연마에 의하여 제거한다. 다음으로, 당해 화학 연마한 면에 대하여, 특성 X선으로서 MoKα선을 이용한 측정을 행한다. 그리고, 체심 입방 격자(bcc)상의 (200) 및 (211), 그리고 면심 입방 격자(fcc)상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 다음의 식을 이용하여 잔류 오스테나이트의 면적률 Sγ를 산출한다. 이와 같이 산출하는 잔류 오스테나이트의 면적률 Sγ를 잔류 오스테나이트의 체적률로 간주한다.
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
여기서, I200f, I220f 및 I311f는, 각각 fcc상의 (200), (220) 및 (311)의 회절 피크의 강도를 나타내고, I200b 및 I211b는, 각각 bcc상의 (200) 및 (211)의 회절 피크의 강도를 나타낸다.
(연질층의 두께)
연질층의 두께 t0의 측정 방법, 즉 연질층의 정의는 상기와 같다.
(경도 측정)
강판의 매크로 경도의 측정 방법은, 상기와 같다. 즉, 강판의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서의 강판의 표면으로부터 t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 300μm인 영역에 있어서, 9.8N의 하중으로 랜덤으로 30점, 비커스 경도를 측정하고, 그들 비커스 경도의 표준 편차(매크로 경도 표준 편차)를 구했다. 또, 강판의 마이크로 경도의 측정 방법은, 상기와 같다. 즉, 강판의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서의 강판의 표면으로부터 t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 100μm인 영역에 있어서, 당해 영역을 10×10의 100개의 균등한 크기의 소영역으로 나눈다. 각각의 소영역의 중심에 있어서, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 측정한다. 그리고, 주위의 8개의 소영역 중 어느 하나의 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 소영역의 개수(마이크로 경도 불균일)를 구했다.
연질층의 경도의 측정 방법은, 상기와 같다. 즉, 강판의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 강판의 표면으로부터 10μm의 위치에 있어서, 4.9N의 하중으로 150점 측정하여 얻어지는 비커스 경도의 표준 편차를 구했다. 연질층의 평균 비커스 경도 Hv1의 측정 방법도 상기와 같다.
또한, 본 실시예에 있어서, 연질층은 강판의 양면에 형성되지만, 본 제조 조건에서는 각각의 면에 형성되는 연질층의 두께에는 큰 차가 없기 때문에, 표에는 한쪽 면에 형성된 연질층의 두께를 기재했다.
(인장 강도 TS 및 연신율 El의 측정)
JIS Z 2241(2011)에 준거하여, 강판의 압연 방향에 직각으로 채취한 5호 시험편을 이용하여, 인장 강도 TS(MPa) 및 연신율 El(%)을 구했다.
(굽힘 시험)
굽힘성에 대해서는, 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 의거하여 이하의 측정 조건으로 평가를 행했다. 본 발명에서는 굽힘 시험으로 얻어지는 최대 하중 시의 변위를 VDA 기준으로 각도로 변환하여, 최대 굽힘각 α를 구했다. 최대 굽힘각 α(deg)가, 2.37t2-14t+65 이상인 것을 합격으로 판단했다. 연질층을 구비하는 강판에 대해서는, 최대 굽힘각 α(deg)가, 2.37t2-14t+80 이상인 것을 합격으로 판단했다. 여기서 t는 판 두께(mm)이다.
시험편 치수: 60mm(압연 방향)×60mm(압연 직각 방향)
굽힘 능선: 굽힘 능선이 압연 직각 방향이 되도록 펀치로 압입
시험 방법: 롤 지지, 펀치 압입
롤 직경: φ30mm
펀치 형상: 선단 R=0.4mm
롤 간 거리: 2.0×판 두께(mm)+0.5mm
압입 속도: 20mm/min
시험기: SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
(구멍 확장률의 측정)
구멍 확장률(λ)의 측정에서는, 우선, 한 변의 길이가 90mm±10mm인 단판을 잘라 내고, 단판의 중앙에 직경 10mm의 구멍을 뚫어 구멍 확장용 시험편을 제작했다. 뚫기의 클리어런스는 12.5%로 했다. 원뿔 형상의 구멍 확장 지그의 정점과, 뚫은 구멍의 중앙부의 거리가 ±1mm 이내인 위치에 시험편을 설치하고, JIS Z 2256(2010)에 준거하여 구멍 확장값을 측정했다.
(내충돌 특성의 평가)
내충돌 특성의 평가에 대해서는, 상기의 굽힘 시험에 있어서, 최대 굽힘각 α(deg)가 2.37t2-14t+65 이상(연질층을 구비하는 강판에 대해서는, 최대 굽힘각 α(deg)가, 2.37t2-14t+80 이상) 또한, TS×El이 13000 이상, 또한, TS×λ가 33000 이상인 것을 「○」로 하고, 어느 1개도 만족하지 않는 것은 「×」로 했다.
Figure 112021135684981-pct00001
Figure 112021135684981-pct00002
Figure 112021135684981-pct00003
Figure 112021135684981-pct00004
Figure 112021135684981-pct00005
Figure 112021135684981-pct00006
Figure 112021135684981-pct00011
Figure 112021135684981-pct00012
Figure 112021135684981-pct00013
Figure 112021135684981-pct00014
Figure 112021135684981-pct00015
Figure 112021135684981-pct00016
표 7~10에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 규정을 만족하는 시험 No.1~30에 따른 강판은, 높은 강도와 우수한 내충돌 특성을 갖고 있었다. 한편, 본 발명의 매크로 경도, 마이크로 경도 및 인장 강도 중 어느 1종 이상을 만족하지 않는 시험 No.31~82에 따른 강판은, 내충돌 특성이 뒤떨어져 있었다.
표 17~20에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 규정을 만족하는 시험 No.101~130, 151 및 152에 따른 강판은, 높은 강도와 우수한 내충돌 특성을 갖고 있었다. 한편, 본 발명의 기재층의 금속 조직, 화학 조성, 매크로 경도, 및 마이크로 경도, 그리고, 연질층의 두께 및 인장 강도 경도 중 어느 1종 이상을 만족하지 않는 그 외의 시험 No.131~150 및 153~158에 따른 강판은, 적어도 내충돌 특성이 뒤떨어져 있었다.
본 발명에 의하면, 높은 강도(구체적으로는 1100MPa 이상의 인장 강도)와, 우수한 내충돌 특성을 양립할 수 있는 강판이 얻어진다.
10 강판
10a 강판 표면
t 판 두께
A 매크로 경도의 측정 영역
B 마이크로 경도의 측정 영역

Claims (3)

  1. 금속 조직이, 체적률로,
    템퍼드 마르텐사이트: 95% 이상, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 담금질 상태의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 이상: 합계로 5% 미만인 강판으로서,
    상기 강판의 판 두께 방향과 평행한 단면에 있어서, 판 두께를 t로 할 때,
    t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 300μm인 영역에 있어서, 9.8N의 하중으로 30점 측정한 비커스 경도의 표준 편차가 30 이하이고,
    t/2의 위치를 중심으로 하는 가로 세로 각 100μm인 영역을 10×10의 100개의 소영역으로 나누고, 각각의 상기 소영역의 중심에 있어서, 최대 하중 1mN으로 나노 경도를 측정했을 때, 주위의 8개의 상기 소영역 중 어느 하나의 상기 소영역에 있어서의 나노 경도와의 차가 3GPa 이상인 상기 소영역이 10개 이하이고,
    화학 조성이, 질량%로,
    C: 0.18% 이상, 0.40% 이하,
    Si: 0.01% 이상, 2.50% 이하,
    Mn: 0.60% 이상, 5.00% 이하,
    P: 0.0200% 이하,
    S: 0.0200% 이하,
    N: 0.0200% 이하,
    O: 0.0200% 이하,
    Al: 0% 이상, 1.00% 이하,
    Cr: 0% 이상, 2.00% 이하,
    Mo: 0% 이상, 0.50% 이하,
    Ti: 0% 이상, 0.10% 이하,
    Nb: 0% 이상, 0.100% 이하,
    B: 0% 이상, 0.0100% 이하,
    V: 0% 이상, 0.50% 이하,
    Cu: 0% 이상, 0.500% 이하,
    W: 0% 이상, 0.100% 이하,
    Ta: 0% 이상, 0.100% 이하,
    Ni: 0% 이상, 1.00% 이하,
    Co: 0% 이상, 1.00% 이하,
    Sn: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Sb: 0% 이상, 0.050% 이하,
    As: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Mg: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Ca: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Y: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Zr: 0% 이상, 0.050% 이하,
    La: 0% 이상, 0.050% 이하,
    Ce: 0% 이상, 0.050% 이하,
    잔부: Fe 및 불순물인,
    인장 강도를 TS(MPa), 연신율을 El(%), 구멍 확장률을 λ로 하였을 때에, TS가 1100MPa 이상, TS×El이 13000 이상, 또한, TS×λ가 33000 이상이고, 최대 굽힘각 α(deg)가, 2.37t2-14t+65 이상인 강판.
  2. 청구항 1에 기재된 강판으로 이루어지는 기재층과, 상기 기재층의 적어도 한쪽의 표면에 형성된 연질층을 구비하는 강판으로서,
    상기 연질층의 편측당 두께가, 10μm를 초과하고, 0.15t 이하이며,
    상기 연질층의 표면으로부터 10μm의 위치에 있어서, 4.9N의 하중으로 150점 측정한 비커스 경도의 표준 편차가 30 이하이고,
    상기 연질층의 평균 비커스 경도 Hv1이 t/2의 위치에 있어서의 평균 비커스 경도 Hv0의 0.9배 이하이고,
    최대 굽힘각 α(deg)가, 2.37t2-14t+80 이상인 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 표면에 구비하는, 강판.
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