KR20190042066A - 강판 - Google Patents

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KR20190042066A
KR20190042066A KR1020197008505A KR20197008505A KR20190042066A KR 20190042066 A KR20190042066 A KR 20190042066A KR 1020197008505 A KR1020197008505 A KR 1020197008505A KR 20197008505 A KR20197008505 A KR 20197008505A KR 20190042066 A KR20190042066 A KR 20190042066A
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steel sheet
annealing
temperature
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austenite
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KR1020197008505A
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고이치 사노
마사후미 아즈마
무츠미 사카키바라
아키히로 우에니시
고타로 하야시
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Publication date
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Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 소정의 화학 성분을 함유하고, 1/4t부의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트를 4 내지 70체적％ 포함하고, 상기 1/4t부에 있어서, [Mn]γ/[Mn]ave>1.5이고, 상기 1/4t부에 있어서, fγs/fγ≤0.30이고, [C]×[Mn]≥0.15이다.

Description

강판
본 발명은 우수한 성형성, 즉 우수한 균일 신장성과, 우수한 용접성과, 고강도를 갖는 강판에 관한 것이다.
자동차의 차체 및 부품 등의, 경량화와 안전성의 양쪽을 달성하기 위해서, 이들의 소재인 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판을 고강도화하면, 균일 신장성 및 구멍 확장성 등이 저하되어, 강판의 성형성이 손상된다. 따라서, 자동차용 부재로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 상반되는 특성인 강도와 성형성의 양쪽을 높일 필요가 있다.
균일 신장성을 향상시키기 위해서, 지금까지, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 변태 야기 소성을 이용한, 소위 TRIP 강철판이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 및 2 참조).
잔류 오스테나이트는, C 및 Mn 등을 오스테나이트 중에 농화시킴으로써 오스테나이트가 실온에서도 다른 조직으로 변태하지 않도록 함으로써 얻어진다. 오스테나이트를 안정화시키는 기술로서, Si 및 Al 등의 탄화물 석출 억제 원소를 강판에 함유시켜, 강판의 제조 단계에 있어서 강판에 발생하는 베이나이트 변태 동안에 오스테나이트 중에 C를 농화시키는 것이 제안되어 있다.
이 기술에서는, 강판에 함유시키는 C 함유량이 많으면, 오스테나이트가 더욱 안정화되어, 잔류 오스테나이트양을 증가시킬 수 있고, 그 결과, 강도와 균일 신장성의 양쪽이 우수한 강판을 만들 수 있다. 그러나, 강판이 구조 부재에 사용되는 경우, 강판에 용접이 행하여지는 경우가 많은데, 강판 중의 C 함유량이 많으면 용접성이 나빠지므로, 구조 부재로서 사용하는 것에 제한이 가해진다. 따라서, 보다 적은 C 함유량으로, 균일 신장성과 강도의 양쪽을 상승시킬 것이 요망되고 있다.
또한, 당해 TRIP 강판의 구멍 확장성을 높이기 위해서, 베이나이트를 주된 조직으로 하는 강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 3). 그러나, 연성이 낮은 베이나이트를 주된 조직으로 했을 경우, 강판의 연성이 낮아져, 복잡한 형의 자동차용 부재의 제작이 어렵다.
한편, 잔류 오스테나이트양이 상기 TRIP 강철보다도 많고, 연성이 상기 TRIP강을 초과하는 강판으로서, 3.0％ 초과의 Mn을 첨가한 강이 제안되어 있다(예를 들어, 비특허문헌 1). 그러나, 본 강종에서는, 자동차용 부재에 대한 적용을 하고자 한 예가 적고, 구멍 확장성의 향상에 대하여 충분히 검토되어 있지 않다. 3.0％ 초과의 Mn을 포함하고, 또한 구멍 확장성 등을 개선한 강판은 아직 개발되지 않았다.
특허문헌 4에는, 냉간 압연 전에 어닐링이 실시됨으로써 기계 특성이 개선된 고강도 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 기재된 강판은, r값이 우수한 DP강이고, 강도 및 연성이 우수한 강판은 아니다. 특히, 특허문헌 4에는, 열간 압연 후의 권취의 처리 시에 강판의 페라이트-펄라이트 및 페라이트 중에 시멘타이트를 석출시켜, 냉간 압연 전에 시멘타이트를 조대화 및 구상화시키는 기술이 개시되어 있다. 이러한 조직을 갖는 강판은, 자동차용 강판에 요구되는 인장 강도, 연성 및 구멍 확장성을 겸비할 수 있는 것은 아니다.
일본 특허 공개 소61-217529호 공보 일본 특허 공개 평5-59429호 공보 일본 특허 공개2005-330584호 공보 일본 특허 제5082451호
후루카와 다카시, 마쓰무라 오사무, 열처리, 일본, 일본 열처리 협회, 1997년, 제37호권, 제4호, p.204
본 발명은, 우수한 균일 신장성 및 구멍 확장성, 고강도, 및 양호한 용접성을 갖는 강판의 제공을 과제로 한다.
용접성의 향상을 위해서는, C 함유량을 저하시킬 필요가 있다. 우수한 균일 신장성 및 구멍 확장성, 및 고강도를 낮은 C 함유량으로 확보하기 위해서, 본 발명자들은, 강판 중의 7면적％ 이상의 잔류 오스테나이트를 분산시키고, 또한 잔류 오스테나이트의 형태를 제어하는 것이 유효하다고 지견하였다. 그러한 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강판은, 단위 질량％로, C: 0.03 내지 0.40％, Si: 0.01 내지 5.00％, Mn: 0.50 내지 12.00％, Al: 0.001 내지 5.000％, P: 0.150％ 이하, S: 0.0300％ 이하, N: 0.0100％ 이하, O: 0.0100％ 이하 Cr: 0 내지 5.00％, Mo: 0 내지 5.00％, Ni: 0 내지 5.00％, Cu: 0 내지 5.00％, Nb: 0 내지 0.500％, Ti: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.500％, W: 0 내지 0.500％, B: 0 내지 0.0030％, Ca: 0 내지 0.0500％, Mg: 0 내지 0.0500％, Zr: 0 내지 0.0500％, REM: 0 내지 0.0500％, Sb: 0 내지 0.0500％, Sn: 0 내지 0.0500％, As: 0 내지 0.0500％, 및 Te: 0 내지 0.0500％를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고, 1/4t부의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트를 4 내지 70체적％ 포함하고, 상기 1/4t부에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 중의 단위 질량％에서의 평균 Mn 농도 [Mn]γ가 상기 1/4t부 전체의 단위 질량％에서의 평균 Mn 농도 [Mn]ave에 대하여 (식 1)을 만족시키고, 상기 1/4t부에 있어서, 애스펙트비가 2.0 이하인 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs와 모든 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 fγ가 (식 2)를 만족시키고, 단위 질량％로 나타낸 C 함유량 [C] 및 Mn 함유량 [Mn]이 (식 3)을 만족시킨다.
[Mn]γ/[Mn]ave>1.5…(식 1)
fγs/fγ≤0.30…(식 2)
[C]×[Mn]≥0.15…(식 3)
(2) 상기 (1)에 기재된 강판은, 단위 질량％로, Mn: 3.50 내지 12.00％를 함유해도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판은, 단위 질량％로, Cr: 0.01％ 내지 5.00％, Mo: 0.01％ 내지 5.00％, Ni: 0.01％ 내지 5.00％, Cu: 0.01％ 내지 5.00％, Nb: 0.005％ 내지 0.500％, Ti: 0.005％ 내지 0.500％, V: 0.005％ 내지 0.500％, W: 0.005 내지 0.500％, B: 0.0001％ 내지 0.0030％, Ca: 0.0001％ 내지 0.0500％, Mg: 0.0001％ 내지 0.0500％, Zr: 0.0005％ 내지 0.0500％, REM: 0.0005％ 내지 0.0500％, Sb: 0.0050％ 내지 0.0500％, Sn: 0.0050％ 내지 0.0500％, As: 0.0050％ 내지 0.0500％ 및 Te: 0.0050％ 내지 0.0500％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강판은, 상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
본 발명의 상기 형태에 관한 강판은, C 함유량이 0.40질량％ 이하이므로, 우수한 용접성을 갖는다. 또한, 본 발명에 따른 강판은, 인장 강도와 균일 신장성의 곱 「TS×uEL」이 높다. 이것은, 상반되는 특성인 인장 강도 및 균일 신장성의 양쪽이 우수한 것을 의미한다. 또한, 본 발명에 따른 강판은, 인장 강도와 구멍 확장성의 곱 「TS×λ」가 높다. 이것은, 상반하는 특성인 인장 강도 및 구멍 확장성의 양쪽이 우수한 것을 의미한다.
본 발명에 따르면, 종래 기술보다도 적은 C 함유량으로, 종래 기술보다도 인장 강도, 균일 신장성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이 강판을 사용하면, 특히, 자동차의 경량화와 안전성의 양쪽을 높이고, 또한, 용접의 용이성도 확보할 수 있는 것이 가능해지므로, 산업상의 공헌이 극히 현저하다.
도 1은, fγs/fγ에 미치는 제1 어닐링 시의 평균 가열 속도의 영향을 도시하는 도면이다.
도 2는, fγs/fγ에 미치는 제1 어닐링 시의 최고 가열 온도의 영향을 도시하는 도면이다.
도 3은, [Mn]γ/[Mn]ave에 미치는 제1 어닐링 시의 최고 가열 온도의 영향을 도시하는 도면이다.
도 4는, fγs/fγ에 미치는 제2 어닐링 시의 평균 가열 속도의 영향을 도시하는 도면이다.
본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 강판의 1/4t부에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 단위 질량％에서의 평균 Mn 농도 [Mn]γ가 1/4t부 전체의 단위 질량％로 나타낸 평균 Mn 농도 [Mn]ave에 대하여 하기의 (식 1)을 만족시키고, 또한, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs와 전체 잔류 오스테나이트의 체적률 fγ가 하기의 (식 2)를 만족시키는 경우에, 낮은 C 함유량으로, 균일 신장성 및 구멍 확장성이 우수한 고강도 강판을 제작할 수 있음을 알아내었다. 또한, 강판의 1/4t부란, 강판의 압연면에서 강판의 두께 t의 약 1/4의 깊이 영역이다. 강판의 1/4t부를, 강판의 압연면에서 1/8t의 깊이의 면과 3/8t의 깊이의 면 사이의 영역으로 정의해도 된다.
[Mn]γ/[Mn]ave>1.5 …(식 1)
fγs/fγ≤0.30 …(식 2)
이하, 「단위 질량％로 나타낸 평균 Mn 농도」를 단순히 「평균 Mn 농도」라고 칭하고, [Mn]γ/[Mn]ave를 「Mn 농화도」라고 칭하는 경우가 있다. 또한, 이하에 설명되는 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직의 특징은, 모두, 강판의 1/4t부(즉, 강판의 압연면에서 강판의 두께 t의 1/4의 깊이 영역)에 있어서의 금속 조직의 특징이다. 강판의 압연면과, 강판의 두께 방향의 중심면 사이에 존재하는 강판의 1/4t부는, 평균적인 금속 조직을 갖고 있다고 생각된다. 따라서, 강판에 관한 기술 분야에서는, 강판의 1/4t부를, 금속 조직의 제어 대상으로 하는 것이 통상이다. 본 실시 형태에 따른 강판의 1/4t부의 금속 조직이 이하에 설명되는 바와 같이 제어되어 있으면, 강판의 1/4t부 이외의 영역의 금속 조직도 바람직하게 제어되므로, 본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도, 균일 신장성 및 구멍 확장성이 목표값을 상회한다. 따라서, 강판의 1/4t부 이외의 영역의 금속 조직의 구성은, 강판의 1/4t부의 금속 조직의 구성이 본 실시 형태에서 설명되는 소정의 범위 내인 한, 특별히 한정되지 않는다. 본 실시 형태에서는, 특별히 언급이 없는 한, 강판의 금속 조직의 구성에 관한 기재는, 강판의 1/4t부의 금속 조직에 관한 것이다.
이하에, Mn 농화도 및 잔류 오스테나이트의 애스펙트비가 상술한 바와 같이 규정되는 이유에 대하여 설명한다.
([Mn]γ/[Mn]ave>1.5)
TRIP강에서는, 어닐링의 과정에 있어서, 페라이트 변태 및/또는 베이나이트 변태를 시킴으로써, 오스테나이트 중의 C 농도를 증대시켜, 오스테나이트가 실온에서도 안정적으로 존재하도록 하고 있다. 보다 고강도이면서 고균일 신장성을 갖는 강판을 얻기 위한 간편한 방법으로서, C 함유량을 증가시킴으로써 잔류 오스테나이트양을 증가시키는 수단이 알려져 있다. 그러나, C 함유량을 증가시키면, 강판의 용접성이 열화되므로, 용접이 필요한 구조 부재 등에 사용되는 강판에, 그 방법은 사용할 수 없다.
그래서 본 발명자들은, C 함유량을 증대시키지 않고 균일 신장성을 높일 수 있는 강판의 제조 방법 검토를 행하였다. 그 결과, 열연 조건과, 열간 압연 후, 냉간 압연 전의 열처리의 조건을 적합하게 제어함으로써, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도를 증대시켜, (식 1)이 만족되도록 했을 경우에, 강도 및 C 함유량을 유지한 채, 균일 신장성을 향상시킬 수 있음을 알아내었다.
상술한 현상이 발생하는 상세한 이유는 불분명하지만, 본 발명자들은, 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 오스테나이트 중에 농화시킴으로써, 보다 다량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있고, 균일 신장성이 상승한 것으로 생각된다.
Mn 농화도가 1.5 이하인 경우, 균일 신장성이 손상되고, 필요한 기계 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 통상의 제조 조건에서 얻어진 강판의 Mn 농화도는 1.2 내지 1.4 정도로 되어 있다고 추정된다. Mn 농화도의 바람직한 하한값은 1.52, 1.54 또는 1.56이다.
1/4t부에 있어서의 Mn 농도의 비는, 강판의 압연 방향 및 압연면에 수직인 단면을 연마하고, 이 단면의 1/4t부에 있어서 [Mn]γ 및 [Mn]ave를 FE-SEM 등의 국소 분석이 가능한 장치를 사용하여 측정함으로써 구해진다.
(fγs/fγ≤0.30)
또한, 본 발명자들은, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs와 전체 잔류 오스테나이트의 체적률 fγ가 상술한 (식 2)를 만족시키도록 하면, 구멍 확장률이 향상된다는 것을 알아내었다. 동등한 강도를 갖는 (식 2)를 만족시키는 강판과 만족시키지 않는 강판을 비교한 경우, (식 2)를 만족시키는 강판 쪽이 구멍 확장률이 높았다.
애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs를 저하시키면, 구멍 확장성이 향상되는 이유는 명확하지 않다. 본 발명자들은, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트가, 구 오스테나이트의 경계 및 패킷의 경계 등에 존재하고, 또한, 그 대부분이 1.0㎛를 초과하는 입경을 가지므로, 구멍 확장 가공 시에 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트에 응력 집중하기 쉽고, 파단되기 쉬워지기 때문일 것으로 추측한다. 따라서, fγs/fγ를 0.30 이하로 할 필요가 있다. fγs/fγ는, 보다 바람직하게는 0.25 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.20 이하이다.
1/4t부에 있어서의 fγs/fγ의 산출 방법은 이하와 같다. 먼저, 1/4t부에 있어서의 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트 분율 fγs는, 1/4t부를 EBSP 분석함으로써 구해진다. 이 EBSP 분석에 있어서는, fcc상과 bcc상을 분리하여, fcc상이 괴상으로 되어 있는 부분을 하나의 잔류 오스테나이트 입자로 간주하고, 애스펙트비는, 그 입자의 최장 폭과 최단 폭의 비로 한다. 1/4t부에 있어서의 전체 잔류 오스테나이트양 fγ는, 1/4t부에 있어서 X선 회절을 사용한 측정에 의해 구해진다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 성분에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에서 함유량의 ％는 질량％를 의미한다.
(C: 0.03 내지 0.40％)
C는, 강의 강도를 높이고, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서, 극히 중요한 원소이다. 충분한 잔류 오스테나이트양을 얻기 위해서는, 0.03％ 이상의 C 함유량이 필요해진다. 한편, C 함유량을 과잉으로 함유하면 강판의 용접성을 손상시키므로, C 함유량의 상한을 0.40％ 이하로 하였다. C 함유량의 바람직한 하한값은 0.04％, 0.09％, 또는 0.14％이다. C 함유량의 바람직한 상한값은 0.36％, 0.32％, 또는 0.25％이다.
(Mn: 0.50 내지 12.00％)
Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, ?칭성을 높이는 원소이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에 있어서는, Mn을 오스테나이트 중에 분배시켜, 보다 오스테나이트를 안정화시킨다. 실온에서 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는, 0.50％ 이상의 Mn이 필요하다. 한편, Mn을 과잉으로 함유시키면 연성을 손상시키므로, Mn 함유량의 상한을 12.00％로 한다. Mn 함유량의 바람직한 하한값은 1.50％, 2.30％, 3.00％, 또는 3.50％이다. Mn 함유량의 바람직한 상한값은 10.00％, 8.00％, 또는 6.00％이다.
(Si: 0.01 내지 5.00％)
(Al: 0.001 내지 5.000％)
Si는 탈산제이고, 0.01％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Al도 탈산제이고, 0.001％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, Si 및 Al은 강판의 어닐링 시에 페라이트를 안정화하는 원소이고, 또한, 베이나이트 변태 시의 시멘타이트 석출을 억제함으로써 오스테나이트의 C 농도를 높여, 잔류 오스테나이트의 확보에 기여하는 원소이다. 또한, Si 및 Al은, 강판의 구멍 확장성을 높인다. 이 이유는 명백하지 않지만, 모상의 템퍼링 마르텐사이트 또는 페라이트가 단단해짐으로써, 가공 중에 오스테나이트로부터 변태한 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트 또는 페라이트 사이의 경도 차가 작아지기 때문이라고 추정된다.
Si 및 Al의 함유량이 많을수록 그 효과는 커지지만, Si 및 Al을 과잉으로 함유시키면, 표면 성상, 도장성 및 용접성 등의 열화를 초래하므로, Si의 상한을 5.00％ 이하로 하고, Al의 상한을 5.000％ 이하로 한다. 또한, 5.000％를 초과하는 양의 Al을 함유시키는 경우, 델타페라이트가 실온에서도 잔존한다. 당해 페라이트는 열간 압연 시에 연신한 페라이트로 되고, 인장 시험이나 프레스 성형 시에 당해 페라이트에 응력 집중되므로 강판이 파단되기 쉬워진다. Si 함유량의 바람직한 하한값은 0.40％, 0.90％, 또는 1.20％이다. Si 함유량의 바람직한 상한값은 4.00％, 3.50％, 또는 3.00％이다.
(P: 0.150％ 이하)
P는 불순물이고, 과잉으로 함유하면 연성이나 용접성을 손상시킨다. 따라서, P 함유량의 상한을 0.150％ 이하로 한다. P 함유량의 바람직한 상한값은 0.060％, 0.030％, 또는 0.025％이다. 본 실시 형태에 따른 강판은 P를 필요로 하지 않으므로, P 함유량의 하한값은 0％이다. P 함유량의 하한값을 0％ 초과 또는 0.001％로 해도 되지만, P 함유량은 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하다.
(S: 0.0300％ 이하)
S는 불순물이고, 과잉으로 함유하면, 열간 압연에 의해 신장된 MnS가 생성되고, 연성 및 구멍 확장성 등의 성형성의 열화를 초래한다. 따라서, S 함유량의 상한을 0.0300％ 이하로 한다. S 함유량의 바람직한 상한값은 0.0100％, 0.0070％, 또는 0.0040％이다. 본 실시 형태에 따른 강판은 S를 필요로 하지 않으므로, S 함유량의 하한값은 0％이다. S 함유량의 하한값을 0％ 초과 또는 0.0001％로 해도 되지만, S 함유량은 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하다.
(N: 0.0100％ 이하)
N은 불순물이고, 0.0100％를 초과하면 국부 연성의 열화를 초래한다. 따라서, N 함유량의 상한을 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량의 바람직한 상한값은 0.0080％, 0.0060％, 또는 0.0050％이다. 본 실시 형태에 따른 강판은 N을 필요로 하지 않으므로, N 함유량의 하한값은 0％이다. N 함유량의 하한값을 0％ 초과 또는 0.0003％로 해도 되지만, N 함유량은 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하다.
(O: 0.0100％ 이하)
O는 불순물이고, 0.0100％를 초과하면 연성의 열화를 초래한다. 따라서, O 함유량의 상한을 0.0100％ 이하로 한다. O 함유량의 바람직한 상한값은 0.0060％, 0.0040％, 또는 0.0020％이다. 본 실시 형태에 따른 강판은 O를 필요로 하지 않으므로, O 함유량의 하한값은 0％이다. O 함유량의 하한값을 0％ 초과 또는 0.0001％로 해도 되지만, O 함유량은 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하다.
이상이 본 실시 형태에 따른 강판을 구성하는 기본 원소이나, 본 실시 형태에 따른 강판은 추가로, Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V, W 및 B로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 강판은 Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V, W 및 B를 필요로 하지 않으므로, Cr, Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V, W 및 B의 함유량의 하한값은 0％이다.
(Cr: 0 내지 5.00％)
(Mo: 0 내지 5.00％)
(Ni: 0 내지 5.00％)
(Cu: 0 내지 5.00％)
Cr, Mo, Ni 및 Cu는, 본 실시 형태에 따른 강판에 필수적인 원소가 아니다. 그러나, Cr, Mo, Ni 및 Cu는, 강판의 강도를 향상시키는 원소이므로, 본 실시 형태에 따른 강판에 함유되어도 된다. 이 효과를 얻기 위해서, 강판이 Cr, Mo, Ni 및 Cu로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각을 0.01％ 이상 함유해도 된다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 강판의 강도가 너무 높아져, 강판의 연성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Cr, Mo, Ni 및 Cu로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 상한값을 5.00％로 한다.
(Nb: 0 내지 0.500％)
(Ti: 0 내지 0.500％)
(V: 0 내지 0.500％)
(W: 0 내지 0.500％)
Nb, Ti, V 및 W는, 본 실시 형태에 따른 강판에 필수적인 원소가 아니다. 그러나, Nb, Ti, V 및 W는 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 생성하는 원소이므로, 강판의 강도 확보에 유효하다. 따라서, 강판이 Nb, Ti, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유해도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb, Ti, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 하한값을 0.005％로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 강판의 강도가 너무 상승해서, 강판의 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Nb, Ti, V 및 W로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 상한값을 0.500％로 한다.
(B: 0 내지 0.0030％)
B는, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태의 개시를 늦추어, 강의 강도를 높일 수 있으므로, 필요에 따라 본 실시 형태에 따른 강판에 함유시켜도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 함유량의 하한값을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, 과잉량의 B는, 강판의 ?칭성을 너무 높여서, 페라이트 변태 및 베이나이트 변태의 개시를 과잉으로 지연시키므로, 잔류 오스테나이트상에 대한 C 농화를 방해할 우려가 있다. 따라서, B 함유량의 상한을 0.0030％로 한다.
본 실시 형태에 따른 강판은 추가로, Ca, Mg, Zr 및 REM(희토류 원소)으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유해도 된다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 강판은 Ca, Mg, Zr 및 REM을 필요로 하지 않으므로, Ca, Mg, Zr 및 REM의 함유량의 하한값은 0％이다.
(Ca: 0 내지 0.0500％)
(Mg: 0 내지 0.0500％)
(Zr: 0 내지 0.0500％)
(REM: 0 내지 0.0500％)
Ca, Mg, Zr 및 REM은, 황화물 및 산화물의 형상을 제어하여, 강판의 국부 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서, 0.0001％ 이상의 Ca, 0.0001％ 이상의 Mg, 0.0005％ 이상의 Zr 및 0.0005％ 이상의 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상이 강판에 함유되어도 된다. 그러나, 과잉량의 이들 원소는, 강판의 가공성을 열화시키므로, 이들 원소 각각의 상한을 0.0500％로 하였다. 또한, Ca, Mg, Zr, REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 함유량의 합계를 0.0500％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
강은 추가로, Sb, Sn, As 및 Te로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 그러나, 본 실시 형태에 따른 강판은 Sb, Sn, As 및 Te를 필요로 하지 않으므로, Sb, Sn, As 및 Te의 함유량의 하한값은 0％이다.
(Sb: 0 내지 0.0500％)
(Sn: 0 내지 0.0500％)
(As: 0 내지 0.0500％)
(Te: 0 내지 0.0500％)
Sb, Sn, As 및 Te는, 강판 중의 Mn, Si 및/또는 Al 등의 역산화성 원소가 강판 표면에 확산되어 산화물을 형성하는 것을 억제하고, 강판의 표면 성상이나 도금성을 높인다. 이 효과를 얻기 위해서, Sb, Sn, As 및 Te로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 하한값을 0.0050％로 해도 된다. 한편, 이들 원소 각각의 함유량이 0.0500％를 초과하면, 그 효과가 포화되므로, 이들 원소 각각의 상한값을 0.0500％로 하였다.
([C]×[Mn]≥0.15)
본 실시 형태에 따른 강판의 화학 성분은, 단위 질량％로 나타낸 C 함유량 [C] 및 Mn 함유량 [Mn]이 이하의 (식 3)을 만족시킬 필요가 있다.
[C]×[Mn]≥0.15…(식 3)
C 및 Mn 모두, 강판의 제조 방법에 포함되는 열처리 시에, 강판에 포함되는 오스테나이트를 안정화하고, 최종적으로 얻어지는 강판의 잔류 오스테나이트양을 증대시키는 효과를 갖는다. C 함유량과 Mn 함유량의 곱이 0.15 이상인 경우, 잔류 오스테나이트양을 4％ 이상으로 하고, 또한 Mn을 잔류 오스테나이트 내에 농화시켜서 (식 1)을 만족시킬 수 있다. [C]×[Mn]의 바람직한 하한값은 0.30 또는 0.50이다. [C]×[Mn]의 상한값을 특별히 정할 필요는 없지만, 상술된 C 함유량 및 Mn 함유량의 상한값으로부터 산출되는 4.80으로 해도 된다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 잔류 오스테나이트를 포함하고, 기타의 조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 등의 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다.
각 조직의 분율은, 어닐링의 조건에 따라 변화하고, 강도, 연성 및 구멍 확장성 등에 재질에 영향을 준다. 당해 재질은, 예를 들어 자동차용의 부품에 따라 변화되므로, 필요에 따라 어닐링 조건을 선택하여, 조직 분율을 제어하면 된다.
(강판의 1/4t부의 금속 조직 중의 잔류 오스테나이트의 양: 4 내지 70체적％)
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 양을 제어하는 것이 중요하다. 잔류 오스테나이트는, 변태 야기 소성에 의해 강판의 연성, 특히 강판의 일양 신장을 높이는 조직이다. 또한, 잔류 오스테나이트는, 가공에 의해 마르텐사이트로 변태하므로, 강판의 강도의 향상에도 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서, 본 실시 형태에 따른 강판의 1/4t부는, 체적률로 4％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유할 필요가 있다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트의 체적률의 하한값은 5％, 7％, 9％ 또는 12％이다. 또한, 상술한 바와 같이, 강판의 1/4t부 이외의 영역의 금속 조직의 구성은, 강판의 1/4t부의 금속 조직의 구성이 본 실시 형태에서 설명되는 소정의 범위 내인 한, 특별히 한정되지 않는다. 강판의 1/4t부 이외의 영역의 잔류 오스테나이트 체적률은 한정되지 않는다. 본 실시 형태에서는, 특별히 언급이 없는 한, 잔류 오스테나이트 등의 함유량에 관한 기재는, 강판의 1/4t부의 금속 조직의 잔류 오스테나이트 등의 함유량을 나타내는 것이다.
잔류 오스테나이트의 체적률은 높을수록 바람직하다. 그러나, 상술한 화학 성분을 갖는 강판에, 체적률로 70％ 초과의 잔류 오스테나이트를 함유시키는 것은 곤란하다. 잔류 오스테나이트를 70체적％ 초과로 하기 위해서는, 0.40％ 초과의 C를 함유시킬 필요가 있고, 이 경우, 강판의 용접성이 손상된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 상한을 70％ 이하로 한다.
상술한 잔류 오스테나이트의 양이 규정 범위 내인 한, 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직의 잔부는 특별히 규정되지 않고, 요구되는 특성에 따라서 적절히 선택되면 된다. 금속 조직의 잔부에 포함될 수 있는 조직은, 페라이트, 프레시 마르텐사이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 등이지만, 이들 이외의 조직 및 개재물이 포함되어도 된다. 페라이트, 프레시 마르텐사이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 상하한값은 특별히 한정되지 않지만, 이하에 이들의 바람직한 상하한값을 설명한다.
페라이트는, 강판의 연성을 향상시키는 조직이다. 페라이트 함유량을 0면적％로 해도 되지만, 목적으로 하는 강도 레벨의 범위 내에서, 강도와 연성의 양쪽을 바람직하게 유지하기 위해서는, 페라이트의 면적률을 10 내지 75％로 하는 것이 바람직하다. 페라이트 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 15면적％, 20면적％, 또는 25면적％이다. 페라이트 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 50면적％, 65면적％, 또는 70면적％이다.
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 프레시 마르텐사이트(즉, 템퍼링되지 않은 마르텐사이트)를 포함하고 있어도 된다. 프레시 마르텐사이트는 경질의 조직이고, 강판 강도의 확보에 유효하다. 그러나, 프레시 마르텐사이트의 함유량이 작은 경우, 강판의 연성이 높아진다. 따라서, 프레시 마르텐사이트의 함유량이 0면적％로 되어도 된다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 연성을 확보하기 위해서, 프레시 마르텐사이트 함유량의 상한값을 면적률로 25％로 해도 된다. 프레시 마르텐사이트 함유량의 바람직한 하한값은 0.5면적％, 1면적％, 또는 2면적％이다. 프레시 마르텐사이트 함유량의 바람직한 상한값은 20면적％, 15면적％, 또는 12면적％이다.
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 최종 어닐링 후에 발생한 프레시 마르텐사이트를 템퍼링함으로써 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고 있어도 된다. 템퍼링 마르텐사이트의 함유량이 0면적％여도 되지만, 템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 강도 및 구멍 확장성의 양쪽을 향상시키는 조직이다. 템퍼링 마르텐사이트의 함유량은, 목적으로 하는 강도 레벨에 따라서 적절히 선택할 수 있지만, 템퍼링 마르텐사이트 함유량의 상한을 25％로 한 경우, 강판의 연성을 바람직하게 확보할 수 있다. 템퍼링 마르텐사이트 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 3면적％, 5면적％, 또는 7면적％이다. 템퍼링 마르텐사이트 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 22면적％, 20면적％, 또는 18면적％이다.
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 베이나이트를 포함하고 있어도 된다. 베이나이트 변태 동안에, C가 오스테나이트 중에 농화되고, 오스테나이트가 안정화된다. 즉, 최종적으로 얻어지는 강판 중에 베이나이트가 포함되도록 열처리를 행하면, 잔류 오스테나이트가 안정화된다. 또한, 베이나이트는, 강판의 강도 및 구멍 확장성의 양쪽을 향상시킬 수 있는 조직이기도 하다. 베이나이트의 함유량이 0면적％여도 되지만, 이들 효과를 얻기 위해서, 5면적％ 이상의 베이나이트를 함유시키는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 0.5％ 이상의 Mn이 포함되므로, 베이나이트를 50면적％ 이상으로 하는 것은 곤란하다. 따라서, 베이나이트 함유량의 상한값을 50면적％로 해도 된다. 베이나이트 함유량의 더욱 바람직한 하한값은 7면적％, 8면적％, 또는 10면적％이다. 베이나이트 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 45면적％, 42면적％, 또는 40면적％이다.
본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직은, 펄라이트를 포함해도 된다. 펄라이트는, 어닐링 시의 냉각 중 및 합금화 처리 중 등에 오스테나이트로부터 변태되는 경우가 있다. 펄라이트 함유량의 상한값은, 바람직하게는 10면적％이다. 펄라이트 함유량의 상한값을 10면적％로 한 경우, 잔류 오스테나이트양이 4면적％ 이하로 되는 것을 방지하여, 강도 및 연성을 확보할 수 있다. 펄라이트 함유량의 더욱 바람직한 상한값은 3면적％, 2면적％, 또는 1면적％이다. 또한, 펄라이트의 함유량은 낮은 쪽이 좋으므로, 펄라이트의 함유량 하한값은 0면적％이다.
또한, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽이 강판에 포함되는 경우, 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정립 직경을 10㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 조직이 미세해지므로 강판이 고강도화된다. 또한, 조직이 균일화되므로, 가공 왜곡이 강판에 균일하게 도입되게 되고, 강판의 균일 신장성이 향상된다. 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 평균 결정립 직경은, 보다 바람직하게는 7㎛ 이하이고, 더욱 바람직하게는 5㎛ 이하이다.
이하에 상기 조직의 동정 방법을 나타낸다. 또한, 이하에 설명되는 동정 방법은, 모두 강판의 1/4t부로 실시된다.
페라이트의 관찰은, 연마 및 나이탈 부식된 시료의 절단면을 사용하여, 광학 현미경에 의해 행한다. 통상의 광학 현미경 상(像)에서는, 페라이트는 희게 보이므로, 백색부의 면적률을 측정하여 페라이트 분율로 한다. 면적률의 측정은, 조직 사진을 화상 해석하여 행한다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 구한다. 또한, 이 수단에 의해 구해지는 체적률은, 면적률과 거의 동일하다고 생각해도 된다.
프레시 마르텐사이트의 관찰은, 연마 및 레페라 부식된 시료의 절단면을 사용하여, 광학 현미경에 의해 행한다.
펄라이트는, 연마 및 나이탈 부식된 시료의 절단면을 SEM으로 관찰하고, 라멜라 구조로 이루어지는 영역의 면적률을 측정하여 펄라이트의 면적률로 한다.
베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트는, SEM을 사용하여, 적절히 조제된 시료의 절단면을 배율 5000배로 관찰함으로써 판별할 수 있다. 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 이외의 조직이며, 그 내부에서 시멘타이트가 일방향을 따라서 석출된 조직을 베이나이트로 간주하고, 시멘타이트가 2 이상의 방향을 따라서 석출된 조직을 템퍼링 마르텐사이트로 간주할 수 있다.
한편, 상술한 판별 작업을 생략하기 위해서, 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키기 위한 방법에 따라, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 동정 방법을 적절히 선택할 수도 있다.
본 실시 형태에 따른 강판 중에 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 방법의 일례로서, 후술하는 오스 템퍼 처리 전에 강판의 온도를 Ms 내지 Mf점의 온도로 하는 것을 들 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판 중에 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 방법의 다른 예로서, 어닐링 종료 후에 강판에 템퍼링 처리를 행하는 것을 들 수 있다. 이러한 템퍼링 처리를 행하지 않는 경우에는, 템퍼링 마르텐사이트는 존재하지 않는다.
템퍼링 마르텐사이트가 존재하지 않는 경우에는, 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 이외의 조직의 면적률을, 베이나이트의 면적률로 간주할 수 있다.
어닐링 종료 후에 템퍼링 처리를 행하여 템퍼링 마르텐사이트를 생성시키는 경우에는, 템퍼링 처리 전의 강판 마르텐사이트의 양을 측정하고, 이 마르텐사이트의 양을, 템퍼링 처리 후에 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트의 양으로 간주할 수 있다.
오스 템퍼 처리 전에 강판의 온도를 Ms 내지 Mf점의 온도로 하여 템퍼링 마르텐사이트를 발생시키는 경우에는, 강판의 체적 팽창량의 변화량에 기초하여 템퍼링 마르텐사이트의 양을 추정할 수 있다. 오스테나이트가 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태하면, 체적이 증가하기 때문이다. 강판의 온도를 Ms 내지 Mf의 온도로 하고 나서 0.1초 이내의 강판의 체적 증가량을, 템퍼링 마르텐사이트의 양으로 간주하고, 그 이후의 체적 증가량을 베이나이트의 양으로 간주할 수 있다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 기계 특성에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도는, 440MPa 이상인 것이 바람직하다. 이것은, 강판을 자동차의 소재로서 사용할 때, 고강도화에 의해 판 두께를 감소시켜, 경량화에 기여하기 때문이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판을 프레스 성형에 제공하기 위해서는, 균일 신장성(uEL)과 구멍 확장성(λ)이 우수한 것이 바람직하다. 인장 강도와 균일 신장성의 곱 「TS×uEL」이 20000MPa·％ 이상이고, 인장 강도와 구멍 확장성의 곱 「TS×λ」가 20000MPa·％ 이상인 것이 바람직하다. 성분 및 1/4t부의 금속 조직의 구성을 상술한 범위 내로 함으로써, 이러한 기계 특성이 얻어진다.
또한, 본 실시 형태에 따른 강판은, 그 표면에 마련된 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이어도 되고, 그 표면에 마련된 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이어도 된다. 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층은, 본 실시 형태에 따른 강판의 내식성 및 미관 등을 비약적으로 높이는 효과를 갖는다. 한편, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층은, 본 실시 형태에 따른 강판의 기계 특성을 손상시키지 않는다.
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판은, 상기와 같은 성분의 강을 통상의 방법으로 용제하고, 주조하여 슬래브 또는 강괴를 제작하고, 이것을 가열하여 열간 압연하고, 얻어진 열연 강판에 산세를 한 후, 제1 어닐링을 행한 후, 추가로 제2 어닐링을 실시하여 제조한다. 제1 어닐링과 제2 어닐링 사이에, 필요에 따라 냉간 압연을 행해도 된다.
열간 압연은, 통상의 연속 열간 압연 라인에서 행하면 된다. 상기 제1 어닐링 및 제2 어닐링은, 후술하는 조건을 만족시키면, 어닐링 로 및 연속 어닐링 라인의 어느 쪽에서 행하여져도 상관없다. 또한, 냉연 압연 후의 강판에는, 스킨패스 압연을 행해도 된다.
열간 압연 후의 냉각 조건, 권취 조건, 제1 어닐링의 어닐링 조건, 냉간 압연율 및 제2 어닐링의 어닐링 조건을 각각 이하에 나타내는 범위 내에서 한정함으로써, (식 1) 및 (식 2)의 규정을 만족시키는 금속 조직을 얻을 수 있다.
화학 성분이 상술된 본 실시 형태에 따른 강판의 범위 내인 한, 용강은, 통상의 용광로법으로 용제된 것이어도 되고, 전로법으로 제작된 강과 같이, 원재료가 스크랩을 다량으로 포함하는 것이어도 된다. 슬래브는, 통상의 연속 주조 프로세스로 제조된 것이어도 되고, 박슬래브 주조로 제조된 것이어도 된다.
상술한 슬래브 또는 강괴를 가열하고, 열간 압연을 행한다. 그 때의 가열 온도 및 열간 압연 온도는 특별히 규정하지 않는다.
마무리 압연을 행하여 얻어지는 열연 강판을 냉각하고, 권취하여, 코일로 한다. 펄라이트 변태의 억제, 및 결정립 직경의 미세화를 위해서는, 열간 압연 후로부터 권취 개시까지의 냉각 속도가 큰 쪽이 바람직하다. 따라서, 열간 압연 후, 800℃로부터 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 한다. 또한, 입경을 미세화하기 위해서는, 열간 압연 후, 800℃로부터 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도는 30℃/s 이상이 바람직하다. 열간 압연 후, 800℃로부터 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도의 상한은, 권취 온도를 고정밀도로 제어하기 위해서 100℃/s 이하가 바람직하다. 또한, 「800℃로부터 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도」란, 800℃와 권취 온도의 차를, 강판이 800℃로부터 권취 온도까지 냉각되는 데 요한 경과 시간으로 나누어서 얻어지는 값이다. 열간 압연의 마무리 압연이 800℃ 미만에서 종료되는 경우에는, 마무리 압연 종료 직후의 온도에서 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를, 800℃로부터 권취 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도로 바꾸어, 제어 대상으로 하면 된다.
냉각 후의 권취 온도를 600℃ 이하로 한다. 권취 온도가 600℃를 초과하면, 열연 조직이 페라이트-펄라이트의 조대화에 의해 불균일한 조직으로 되고, 그 후의 제1 어닐링 시에 조대한 시멘타이트가 발생한다. 이 조대한 시멘타이트에 의해, 제2 어닐링 후의 잔류 오스테나이트가 조대해지거나, 제2 어닐링 후에 시멘타이트가 남아, 잔류 오스테나이트양이 감소하거나 하는 경우가 있다. 모든 경우에 있어서도, 강판의 기계 특성이 열화된다. 권취 온도는, 더욱 바람직하게는 550℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 500℃ 이하이다.
이와 같이 하여 얻어진 열연 강판은, 실온까지 냉각된 후에 어닐링된다.
이 열간 압연 후의 어닐링(제1 어닐링)은 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에 있어서 중요한 프로세스가 된다. 최종 조직에서, 상기 (식 1)을 만족시키기 위해서는, 당해 어닐링을 사용하여, Mn을 잔류 오스테나이트 중에 농화시킬 필요가 있다. 냉간 압연 후에 행하는 어닐링(제2 어닐링)만으로는 (식 1)을 만족시킬 수 없기 때문이다.
제1 어닐링에서는, 열연 강판을 가열하고, 550 내지 750℃의 온도 범위에 30분 이상 유지하고, 그리고 Ms점 이하까지 냉각한다. 본 어닐링을 실시함으로써 (식 1) 및 (식 2)의 양쪽을 만족시키는 강판이 얻어진다.
제1 어닐링 온도가 550℃ 미만의 온도 영역인 경우, 최종적으로 얻어지는 강판의 조직 중의 잔류 오스테나이트가 (식 2)를 만족시키지 않게 된다. 이 원인은 불분명하지만, 제1 어닐링 온도가 550℃ 미만인 경우, 제1 어닐링 시에 조대한 시멘타이트가 구 오스테나이트 입계 및 패킷 입계에 발생하고, 이 조대한 시멘타이트가 제2 어닐링 시에 애스펙트비가 2.0 이하인 조대한 오스테나이트로 변화하기 때문이라고 추정된다.
한편, 제1 어닐링 온도가 750℃를 초과하면, 제1 어닐링의 종료 시에 마르텐사이트가 많아지고, (식 1)을 만족시키지 않게 된다. 이 원인은 불분명하지만, (식 1)을 만족시키지 않게 되는 것은, 제1 어닐링 시에 강판의 조직이 실질적으로 오스테나이트 단상으로 되고, Mn의 편석이 일어나지 않게 되기 때문이라고 추정된다. 따라서, 제1 어닐링 온도의 상한을 750℃로 하였다.
또한, 제1 어닐링 온도에 강판을 가열할 때, 300 내지 550℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도를 1℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 본 조건을 만족시키지 않는 경우, 강판의 금속 조직이 (식 2)를 만족시키지 않게 되고, 구멍 확장성이 열화된다. 이 이유는 분명치는 않지만, 1℃/s 미만인 경우에는, 가열 중에, 구 오스테나이트 입계 및 패킷 입계에 시멘타이트가 석출되고, 그 시멘타이트가, 애스펙트비가 2.0 이하인 오스테나이트가 되기 때문이라고 추정된다. 당해 평균 가열 속도의 제한은, 제1 어닐링뿐만 아니라, 제2 어닐링에서도 만족시킬 필요가 있다. 이유는 제1 어닐링과 같다. 또한 「300 내지 550℃의 온도 영역에서의 평균 가열 속도」란, 온도 영역의 상한과 하한의 차(250℃)를, 강판 온도가 당해 온도 영역을 통과하는 데 요한 시간으로 나눈 값이다.
어닐링 시, 강판의 온도를 엄밀하게 등온 유지할 필요는 없다. 어닐링 사이, 강판의 온도가 30분간 이상, 550 내지 750℃의 온도 범위에 있으면 되고, 이 범위 내에서 강판의 온도가 변동해도 된다. 강판 온도를 550 내지 750℃의 범위에 유지하는 시간이 30분 미만인 경우에는, 강판의 금속 조직이 (식 1)을 만족시킬 수 없다. 이것은, 유지 시간의 부족에 의해 Mn의 확산 거리가 부족하고, 충분히 오스테나이트 중에 Mn이 농화될 수 없기 때문이라고 추정된다.
냉간 압연은, 본 실시 형태에 따른 강판의 제조를 위하여 필수적이지는 않다. 그러나, 판 두께의 조정, 형상의 조정을 위하여 강판에 냉간 압연을 행해도 된다. 냉간 압연은, 어닐링 후의 강판의 금속 조직을 미세화하고, 이에 의해 기계 특성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 냉간 압연의 압하율이 너무 클 경우, 국부 연성이 저하되는 경우가 있다.
제1 어닐링 후, 또는 임의의 냉간 압연 후, 강판에 제2 어닐링을 실시한다. 본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 제2 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는, 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 온도로 한다.
제2 어닐링의 어닐링 온도가 550℃ 미만인 경우에는, 제2 어닐링에서 얻어지는 오스테나이트양이 적어지고, 최종적으로 얻어지는 강판 중에 충분한 잔류 오스테나이트를 남길 수 없다. 제2 어닐링 온도가 800℃를 초과하면, 제1 어닐링에서 오스테나이트 중에 농화시킨 Mn이 다시 확산되므로, 최종적으로 얻어지는 강판이 (식 1)을 만족시키지 않게 된다. 또한, 800℃가 오스테나이트 단상 영역이 되는 강에 대하여, 800℃를 초과하는 어닐링 온도에서 제2 어닐링을 행한 경우, 본 실시 형태에 따른 강판의 조직을 얻을 수 없다.
또한, 제2 어닐링에서의 온도 유지 시간(550℃ 내지 800℃에서의 유지 시간)은 5초 이상으로 한다. 제2 어닐링의 온도 유지 시간이 5초 미만인 경우, 탄화물이 완전히 녹지 않아, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트의 양이 감소하고, 또한, 냉간 압연을 행한 경우에는 재결정도 진행되지 않으므로, 최종적으로 얻어지는 강판의 연성이 크게 열화된다. 제2 어닐링의 온도 유지 시간의 상한값을 규정할 필요는 없지만, 생산성을 고려하여, 상한을 1000초로 하는 것이 바람직하다.
제2 어닐링 후의 냉각은, 오스테나이트상으로부터 페라이트상으로의 변태를 재촉하여, 미변태의 오스테나이트상 중에 C를 농화시켜서 오스테나이트를 안정화시키기 위하여 중요하다. 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 미만으로 하면, 펄라이트가 생성되고, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트의 양이 감소해버린다. 본 실시 형태에 따른 강판에서는, Mn을 잔류 오스테나이트 중에 농화시키고 있으므로, 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s까지 늦게 하는 것이 허용된다. 한편, 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도가 200℃/s 초과의 경우에는, 페라이트 변태를 충분히 진행시킬 수 없으므로, 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은 200℃/s로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판에 도금하는 경우에는, 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도란, 제2 어닐링 온도에서 후술하는 냉각 정지 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도(즉, 제2 어닐링 온도와 냉각 정지 온도의 차를, 제2 어닐링 온도에서 냉각 정지 온도까지 강판을 냉각하는 데 요한 시간으로 나눈 값)이다. 강판에 도금하지 않는 경우에는, 제2 어닐링 후의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도란, 제2 어닐링 온도에서 430℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도(즉, 제2 어닐링 온도와 실온의 차를, 제2 어닐링 온도에서 실온까지 강판을 냉각하는 데 요한 시간으로 나눈 값)이다.
제2 어닐링 후의 냉각은, 강판에 도금하지 않는 경우에는, 그대로 실온까지 행하여지면 된다. 또한, 강판에 도금하는 경우에는, 이하와 같이 하여 제조한다.
용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 제2 어닐링 후의 냉각을 430 내지 500℃의 온도 범위에서 정지하고, 계속해서 냉연 강판을 용융 아연의 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 행한다. 도금욕의 조건은 통상의 범위 내로 하면 된다. 도금 처리 후는 실온까지 냉각하면 된다.
합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 강판에 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 강판을 실온까지 식히기 전에, 강판에 450 내지 600℃의 온도에서 합금화 처리를 행한다. 합금화 처리 조건은, 통상의 범위 내로 하면 된다.
이상의 제조 방법에 의해, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, Mn이 오스테나이트 중에 농화되어 있으므로, 제2 어닐링 후 그대로 실온까지 냉각하는 것만으로, 실온에서도 안정된 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 또한, 특허문헌 1 등에 게재되어 있는 통상의 TRIP강처럼, 실온 이상에서 제2 어닐링 후의 냉각을 정지하고, 그 온도 영역에서 유지해도 문제없다.
이상과 같이 강판을 제조함으로써, 본 실시 형태에 따른 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 발명을 추가로 설명한다.
실시예 1
먼저, 제1 어닐링에 있어서의 가열 속도의 영향을 조사하기 위해서, 이하에 설명하는 실험을 행하였다.
단위 질량％로, C: 0.10％, Si: 1.0％, Mn: 4.3％, P: 0.010％, S: 0.0020％, Al: 0.03％, N: 0.0020％, 및 O: 0.0012％를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물인 화학 성분을 갖는 슬래브를, 진공 용해로를 사용하여 제작하였다. 얻어진 슬래브를, 1200℃로 가열하고, 마무리 온도 921℃에서 열간 압연한 후, 800℃로부터 권취 개시 온도까지의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도를 50℃/s로 하여 냉각하고, 450℃에서 권취하였다. 권취된 열연 강판을, 실온까지 냉각한 후, 제1 어닐링을 행하였다. 제1 어닐링 전의 가열에 있어서, 300 내지 550℃의 온도 범위에서의 평균 가열 속도를 0.01 내지 30℃/s의 범위 내에서의 여러가지 값으로 하였다. 제1 어닐링에 있어서의 어닐링 온도(최고 가열 온도)를 570℃로 하였다. 어닐링 온도에서의 온도 유지 시간은, 모든 열연 강판에 있어서 7200초(120분)로 하였다. 온도 유지 종료의 후에는, 열연 강판을 실온까지 공랭하였다. 그 후, 열연 강판에 압하율 52％의 냉간 압연을 행하고, 이에 의해 얻어진 냉연 강판에 제2 어닐링을 행하였다. 제2 어닐링 전의 가열에 있어서, 300 내지 550℃의 온도 범위에서의 평균 가열 속도를 3℃/s로 하고, 제2 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 620℃로 하고, 유지 시간을 600s로 하였다. 그리고, 제2 어닐링 후의 냉연 강판을, 제2 어닐링 온도에서 430℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 10℃/s로 하여 냉각하였다. 얻어진 여러가지 강판의, [Mn]γ/[Mn]ave 및 fγs/fγ를 이하의 수단으로 구하였다.
1/4t부에 있어서의 Mn 농도의 비는, 강판의 압연 방향 및 압연면에 수직인 단면을 연마하고, 이 단면에 있어서 [Mn]γ 및 [Mn]ave를 FE-SEM을 사용하여 측정함으로써 구해졌다.
1/4t부에 있어서의 fγs/fγ는 이하와 같이 하였다. 먼저, 1/4t부에 있어서의 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트 분율 fγs는, 1/4t부를 EBSP 분석함으로써 구해졌다. 이 EBSP 분석에 있어서는, fcc상과 bcc상을 분리하고, fcc상이 괴상으로 되어 있는 부분을 하나의 잔류 오스테나이트 입자로 간주하고, 애스펙트비는, 그 입자의 최장 폭과 최단 폭의 비로 하였다. 1/4t부에 있어서의 전체 잔류 오스테나이트양 fγ은, 1/4t부에 있어서 X선 회절을 사용한 측정에 의해 구해졌다.
이하, 시험 결과에 대하여 설명한다. 도 1에 도시한 바와 같이, 제1 어닐링 시의 평균 가열 속도가 1℃/s 미만인 제조 방법에 의해 얻어진 시료는, (식 2)를 만족시키지 않았다. (식 2)를 만족시키지 않는 시료의 TS×λ는, 다른 시료와 비교하여 크게 저하되었다.
실시예 2
이어서, 제1 어닐링에서의 어닐링 온도의 영향을 조사하기 위해서, 이하에 설명하는 실험을 행하였다.
실시예 1에서 사용된 슬래브를 1200℃로 가열하고, 마무리 온도 921℃에서 열간 압연한 후, 800℃로부터 권취 개시 온도까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 50℃/s로 하여 냉각하고, 450℃에서 권취 처리를 행하였다. 권취된 열연 강판을 실온까지 냉각한 후, 제1 어닐링을 행하였다. 제1 어닐링 전의, 300 내지 550℃의 범위 내(어닐링 온도가 550℃ 미만인 경우, 300℃ 내지 어닐링 온도의 범위 내)에서의 평균 가열 속도는 3.5℃/s로 하였다. 이어서, 450 내지 850℃에서 각 시료의 가열을 종료되고, 그 후, 각 어닐링 온도에서 각 시료를 7200s 유지하고, 그 후 각 시료를 실온까지 공랭하였다. 그 후, 냉연율 52％의 냉간 압연을 각 시료에 행하고, 제2 어닐링을 각 시료에 실시하였다. 제2 어닐링에 있어서의 300 내지 550℃의 범위 내에서의 평균 가열 속도는 3.5℃/s로 하고, 어닐링 온도는 620℃로 하고, 어닐링 시간은 600s로 하였다. 제2 어닐링의 종료 후, 각 시료를, 제2 어닐링 온도에서 430℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 10℃/s로 하여 냉각하였다.
도 2에 도시한 바와 같이, 제1 어닐링 시의 가열 온도가 550℃ 미만인 제조법에 의해 얻어진 시료는, (식 2)를 만족시키지 않았다. 그 결과, 제1 어닐링 시의 가열 온도가 550℃ 미만인 제조법에 의해 얻어진 시료는, TS×λ가 손상되었다. 한편, 도 3에 도시된 바와 같이, 제1 어닐링 시의 가열 온도가 750℃를 초과하는 제조법에 의해 얻어진 시료는, (식 1)을 만족시키지 않았다. 그 결과, 제1 어닐링 시의 가열 온도가 750℃를 초과하는 제조법에 의해 얻어진 시료는, TS×uEL이 손상되었다.
실시예 3
이어서, 제2 어닐링에 있어서의 가열 속도의 영향을 조사하기 위해서, 이하에 설명하는 실험을 행하였다.
실시예 1에서 사용된 슬래브를 1200℃로 가열하고, 마무리 온도 921℃에서 열간 압연한 후, 800℃로부터 권취 개시 온도까지의 구간의 평균 냉각 속도를 50℃/s로 하여 냉각하고, 450℃에서 권취 처리를 행하였다. 그 후, 제1 어닐링에서, 300 내지 550℃의 평균 가열 속도를 2.5℃/s로 하여 각 시료를 가열하고, 590℃에서 각 시료를 7200s 유지한 후, 실온까지 각 시료를 공랭하였다. 그 후, 냉연율 52％로 각 시료에 냉간 압연을 실시한 후, 300 내지 550℃의 범위 내에서의 평균 가열 속도 0.01 내지 30℃/sec로 각 시료를 가열하였다. 또한 제2 어닐링 온도 620℃에서, 각 시료를 600s 유지한 후, 제2 어닐링 온도에서 430℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도를 10℃/s로 하여 각 시료를 냉각하였다.
도 4에 도시된 바와 같이, 제2 어닐링 시의 평균 가열 속도가 1℃/s 미만인 경우, (식 2)가 만족되지 않고, 그 결과, TS×λ가 손상되었다.
실시예 4
강 A 내지 P를 용제 및 주조하여 슬래브를 제작하고, 이들 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 제작하고, 이들 열연 강판을 권취, 산세, 제1 어닐링, 냉간 압연 및 제2 어닐링에 제공하고, 그리고 임의로 도금 처리 및 합금화 처리에 제공하고, 이에 의해 강판 1 내지 25를 얻었다. 강 A 내지 P의 화학 성분은 표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 바와 같고, 강판 1 내지 25의 제조 조건은 표 2에 나타내는 바와 같고, 강판 1 내지 25의 조직 상태는 표 3에 나타내는 바와 같고, 강판 1 내지 25의 기계 특성은 표 4에 나타나는 대로였다. 표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 강 A 내지 P의 화학 성분의 수치 단위는 질량％이고, 화학 성분의 잔부는 철 및 불순물이었다. 도금 처리가 행하여지는 경우, 도금욕에 침지하기 전의 냉각 정지 온도를 460℃로 하였다. 또한, 합금화 처리가 행하여지는 경우, 합금화 처리 온도는 520℃로 하였다.
또한, 표 2에 기재된 「제1 어닐링 시간」이란, 공시재 No.4 및 공시재 No.7을 제외하고, 공시재의 온도가 550 내지 750℃의 범위 내로 되어 있던 시간이다. 공시재 No.4 및 공시재 No.7의 「제1 어닐링 시간」이란, 공시재의 온도가 「제1 어닐링 온도」로 되어 있던 시간이다. 표 2에 기재된 「제2 어닐링 시간」이란, 공시재 No.8 및 공시재 No.21을 제외하고, 공시재의 온도가 550 내지 800℃의 범위 내로 되어 있던 시간이다. 공시재 No.8 및 공시재 No.21의 「제2 어닐링 시간」이란, 공시재의 온도가 「제2 어닐링 온도」로 되어 있던 시간이다. 「제2 어닐링 후의 평균 냉각 속도」란, 공시재에 도금하는 경우에는, 제2 어닐링 온도에서 460℃(즉 상술된 도금욕에 침지하기 전의 냉각 정지 온도)까지의 평균 냉각 속도이고, 공시재에 도금하지 않는 경우에는, 제2 어닐링 온도에서 430℃까지의 평균 냉각 속도이다.
1/4t부의 페라이트 체적률은, 연마 및 나이탈 부식된 시료의 단면 1/4t부의 조직 사진을 광학 현미경으로 촬영하고, 이 조직 사진을 화상 해석함으로써 구하였다. 또한, 이 방법에 의해 얻어지는 값은 페라이트의 면적률이지만, 면적률과 체적률은 실질적으로 동일값이 된다고 생각된다.
1/4t부의 펄라이트 체적률은, 연마 및 나이탈 부식된 시료의 단면 1/4t부의 조직 사진을 SEM으로 촬영하고, 이 조직 사진을 화상 해석함으로써 구하였다. 화상 해석에 있어서는, 라멜라 구조를 갖는 영역을 펄라이트로 간주하였다.
1/4t부의 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은, 어닐링 종료 후에 템퍼링 처리를 행하여 템퍼링 마르텐사이트를 생성시킨 경우, 템퍼링 처리 전의 강판 1/4t부의 마르텐사이트의 양을 측정하고, 이 마르텐사이트의 양을, 템퍼링 처리 후에 얻어지는 1/4t부의 템퍼링 마르텐사이트의 양으로 간주함으로써 얻었다. 오스 템퍼 처리 전에 강판의 온도를 Ms 내지 Mf점의 온도로 하여 템퍼링 마르텐사이트를 발생시켰을 경우, 1/4t부의 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은, 강판의 온도를 Ms 내지 Mf의 온도로 하고 나서 0.1초 이내의 강판의 체적 증가량을 측정하고, 이 증가량을, 템퍼링 처리 후에 얻어지는 1/4t부의 템퍼링 마르텐사이트의 양으로 간주함으로써 얻었다.
1/4t부의 베이나이트 체적률은, 템퍼링 마르텐사이트가 존재하지 않는 경우에는, 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트 이외의 조직을 베이나이트라고 간주하고, 1/4t부의 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 체적률에 기초하여 산출하였다. 어닐링 종료 후에 템퍼링 처리를 행하여 템퍼링 마르텐사이트를 생성시킨 경우, 1/4t부의 베이나이트 체적률은, 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 이외의 조직을 베이나이트라고 간주하고, 1/4t부의 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적률에 기초하여 산출하였다. 오스 템퍼 처리 전에 강판의 온도를 Ms 내지 Mf점의 온도로 하여 템퍼링 마르텐사이트를 발생시켰을 경우, 1/4t부의 베이나이트 체적률은, 강판의 온도를 Ms 내지 Mf의 온도로 하고 나서 0.1초 후의 강판의 체적 증가량을 1/4t부의 베이나이트 체적률로 간주함으로써 구하였다.
1/4t부의 잔류 오스테나이트 체적률은, X선 회절법에 의해 구하였다.
1/4t부의 프레시 마르텐사이트 체적률은, 연마 및 레페라 부식된 시료의 단면 조직 사진을 광학 현미경으로 촬영하고, 이 조직 사진을 화상 해석함으로써 구하였다.
인장 강도(TS), 균일 신장성(u-EL) 및 연성(t-EL)은 JIS Z 2241에 준거한 강판의 인장 시험에 의해 측정하였다. 구멍 확장성 λ는, 한변이 80mm인 정사각형의 시험편을 사용하여, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001-1996에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 측정하였다. TS×uEL 및 TS×λ가 20000MPa·％ 이상인 강판은, 기계 특성이 우수한 강판이라고 간주되었다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2]
Figure pct00003
[표 3]
Figure pct00004
[표 4]
Figure pct00005
화학 성분 및 제조 조건이 적절한 실시예 1, 3, 5, 6, 9, 11, 13, 15, 17 내지 20은, 잔류 오스테나이트 체적률, [Mn]γ/[Mn]ave 및 fγs/fγ가 적절하게 제어되고, 기계 특성이 우수하였다.
한편, 제1 어닐링에 있어서의 어닐링 시간이 부족한 비교예 2 및 제1 어닐링에 있어서의 어닐링 온도가 과잉이었던 비교예 4는, Mn이 잔류 오스테나이트 중에 충분히 농화하지 않았으므로, TS×uEL이 부족하였다.
제1 어닐링에 있어서의 어닐링 온도가 부족한 비교예 7은, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs가 충분히 감소하지 않았으므로, TS×λ가 부족하였다.
제2 어닐링에 있어서의 어닐링 온도가 부족한 비교예 8은, 잔류 오스테나이트를 포함하지 않으므로, TS×uEL이 부족하였다.
제2 어닐링 후의 평균 냉각 속도가 부족한 비교예 10은, 잔류 오스테나이트양이 부족했으므로, TS×uEL이 부족하였다.
제2 어닐링에 있어서의 어닐링 시간이 부족한 비교예 12는, 잔류 오스테나이트양이 부족했으므로, TS×uEL이 부족하였다.
제1 어닐링 후의 평균 냉각 속도가 부족한 비교예 14는, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs가 충분히 감소하지 않았으므로, TS×λ가 부족하였다.
제1 어닐링 전의 평균 가열 속도가 부족한 비교예 16은, 애스펙트비가 2.0 이하인 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs가 충분히 감소하지 않았으므로, TS×λ가 부족하였다.
제2 어닐링에 있어서의 어닐링 온도가 과잉이었던 비교예 21은, 제1 어닐링에서 오스테나이트 중에 농화시킨 Mn이 다시 확산되었으므로, Mn이 잔류 오스테나이트 중에 충분히 농화되지 않고, TS×uEL이 부족하였다.
C 함유량이 부족한 비교예 22 및 Mn 함유량이 부족한 비교예 23은, Mn이 잔류 오스테나이트 중에 충분히 농화되지 않았으므로, TS×uEL이 부족하였다.
C×Mn이 부족한 비교예 24는, Mn이 잔류 오스테나이트 중에 충분히 농화하지 않았으므로, TS×uEL이 부족하였다.
Mn 함유량이 과잉이었던 비교예 25는, 연성이 손상되고, TS×uEL 및 TS×λ가 부족하였다.

Claims (5)

  1. 단위 질량％로,
    C: 0.03 내지 0.40％,
    Si: 0.01 내지 5.00％,
    Mn: 0.50 내지 12.00％,
    Al: 0.001 내지 5.000％,
    P: 0.150％ 이하,
    S: 0.0300％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    O: 0.0100％ 이하,
    Cr: 0 내지 5.00％,
    Mo: 0 내지 5.00％,
    Ni: 0 내지 5.00％,
    Cu: 0 내지 5.00％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    Ti: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.0030％,
    Ca: 0 내지 0.0500％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    REM: 0 내지 0.0500％,
    Sb: 0 내지 0.0500％,
    Sn: 0 내지 0.0500％,
    As: 0 내지 0.0500％, 및
    Te: 0 내지 0.0500％
    를 함유하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
    1/4t부의 금속 조직이, 잔류 오스테나이트를 4 내지 70체적％ 포함하고,
    상기 1/4t부에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트 중의 단위 질량％로 나타낸 평균 Mn 농도 [Mn]γ가 상기 1/4t부 전체의 단위 질량％로 나타낸 평균 Mn 농도 [Mn]ave에 대하여 (식 1)을 만족시키고,
    상기 1/4t부에 있어서, 애스펙트비가 2.0 이하인 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 fγs와 모든 상기 잔류 오스테나이트의 체적률 fγ가 (식 2)를 만족시키고,
    단위 질량％에서의 C 함유량 [C] 및 Mn 함유량 [Mn]이 (식 3)을 만족시키는
    것을 특징으로 하는 강판.
    [Mn]γ/[Mn]ave>1.5 …(식 1)
    fγs/fγ≤0.30 …(식 2)
    [C]×[Mn]≥0.15 …(식 3)
  2. 제1항에 있어서, 단위 질량％로,
    Mn: 3.50 내지 12.00％
    를 함유하는 것을 특징으로 하는 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 단위 질량％로,
    Cr: 0.01％ 내지 5.00％,
    Mo: 0.01％ 내지 5.00％,
    Ni: 0.01％ 내지 5.00％,
    Cu: 0.01％ 내지 5.00％,
    Nb: 0.005％ 내지 0.500％,
    Ti: 0.005％ 내지 0.500％,
    V: 0.005％ 내지 0.500％,
    W: 0.005 내지 0.500％,
    B: 0.0001％ 내지 0.0030％,
    Ca: 0.0001％ 내지 0.0500％,
    Mg: 0.0001％ 내지 0.0500％,
    Zr: 0.0005％ 내지 0.0500％,
    REM: 0.0005％ 내지 0.0500％,
    Sb: 0.0050％ 내지 0.0500％,
    Sn: 0.0050％ 내지 0.0500％,
    As: 0.0050％ 내지 0.0500％, 및
    Te: 0.0050％ 내지 0.0500％
    로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상
    을 함유하는 것을 특징으로 하는 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
  5. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 강판.
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