KR20190105048A - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

자동차 부품용 소재로서 적합한, 굽힘 가공성을 갖는 다량의 Mn을 함유하는 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 판 두께 중심부와, 해당 판 두께 중심부의 편면 또는 양면에 형성된 표층 연화부를 포함하는 굽힘성이 우수한 고강도 강판이며, 상기 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도가 4.0질량％ 초과 10.0질량％ 미만이고, 각 표층 연화부가 판 두께의 0.1％ 내지 30％의 두께를 갖고, 상기 표층 연화부의 Mn 농도가 2.5질량％ 이하이고, 상기 표층 연화부의 재결정률이 90％ 이상인 것인 것을 특징으로 하는, 굽힘성이 우수한 고강도 강판.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 굽힘성이 우수한 함유 Mn 농도가 높은 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차의 차체 및 부품 등의, 경량화와 안전성의 양쪽을 달성하기 위해, 이것들의 소재인 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 일반적으로, 강판을 고강도화하면, 연신율이 저하되어, 강판의 성형성이 손상된다. 따라서, 자동차용 부재로서 고강도 강판을 사용하기 위해서는, 상반되는 특성인 강도와 성형성의 양쪽을 높일 필요가 있다.

연신율을 향상시키기 위해, 지금까지, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 변태 유기 소성을 이용한, 소위 TRIP강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1).

또한, 잔류 오스테나이트양이 상기 TRIP강보다도 많고, 연성이 상기 TRIP강을 초과하는 강판으로서, 4.0％ 초과의 Mn을 첨가한 강이 제안되어 있다(예를 들어, 비특허문헌 1). 상기 강은 다량의 Mn을 함유하므로, 그 사용 부재에 대한 경량화 효과도 현저하다.

그러나, 상기 강은 다량의 Mn을 함유하기 때문에, 응고 시의 Mn 편석이 현재화된다. Mn 편석이 현저한 조직에서는, Mn 농화 영역에 경질의 조직이 편재된 밴드상 조직을 형성한다.

밴드상 조직이 형성되면, 굽힘 가공과 같은 국소 변형을 수반하는 성형에 있어서, 변형의 국재화가 일어나기 쉽고, 이들 변형 집중부가 균열의 기점으로 되기 때문에, 성형성이 현저하게 열화되는 것이 알려져 있다.

그 때문에, 굽힘 가공성이 우수한 다량의 Mn을 함유하는 강을 실현하기 위해서는, Mn 편석을 저감하는 것이 중요해진다.

예를 들어 특허문헌 2에서는, 실시예에 나타낸 바와 같이, 마르텐사이트 분율이 20％ 이상 포함되는 강판을 사용하여, 냉연, 산세 후의 강판을 일단 750℃ 이상의 온도 영역으로 가열하여, 밴드상 조직에 농화되어 있는 Mn을 분산시키고, 밴드상 조직의 두께를 얇고, 미세하게 분산함으로써, 성형성이 우수한 강판이 개시되어 있다.

그런데, 강판의 굽힘 가공에 있어서는, 굽힘 외주 표층부의 원주 방향으로 큰 인장 응력이 가해지고, 한편, 굽힘 내주 표층부에는 큰 압축 응력이 가해지기 때문에, 초고강도 냉연 강판의 굽힘성에는, 표층부의 상태가 크게 영향을 미친다.

그래서, 표층의 Mn 편석을 개선함으로써, 굽힘 가공 시에 강판 표면에 발생하는 인장 응력, 압축 응력을 완화하여, 굽힘성을 개선할 수 있다는 가설을 세웠다.

여기서, 표층을 개질하는 수단으로서, 클래드 강판의 이용이 고려된다.

특허문헌 3에는 휨을 저감하면서, 모재강과, 스테인리스강, Ni 및 Ni 합금 중 1종으로 이루어지는 클래드 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

또한, 표층을 개질하는 수단으로서, 콜드 스프레이법의 이용도 제안되어 있다. 특허문헌 4에는, Mn을 포함하는 기판부와, 기판부의 적어도 일방측에 콜드 스프레이법에 의해 형성된 Mn 농도가 낮은 퇴적층(표층)을 갖는 냉연 강판이 개시되어 있다.

발명자들은 상기 가설에 기초하여, 표층의 평균 Mn 농도를 중심층의 평균 Mn 농도보다 저감한 클래드 강판을 제작하고, 클래드 강판을 냉연, 어닐링한 강판의 굽힘성을 조사했다.

또한, 특허문헌 4의 몇 가지의 실시예에 기재된 바와 같이, 퇴적층(표층)을 형성하기 전에 평균 Mn 농도가 높은 기판부를 열간 압연하고, 열간 압연한 기판부 상에 콜드 스프레이법에 의해 평균 Mn 농도가 낮은 퇴적층(표층)을 형성하고, 냉연, 어닐링한 강판의 굽힘성을 조사했다. 또한, 특허문헌 4의 다른 실시예에 기재된 바와 같이, 기판부로서 평균 Mn 농도가 높은 냉연판을 사용하여, 냉연판 상에 콜드 스프레이법에 의해 평균 Mn 농도가 낮은 퇴적층(표층)을 형성하고, 어닐링한 강판의 굽힘성도 조사했다.

그러나, 표층의 Mn 편석을 완화했음에도 불구하고, 굽힘성이 개선되지 않는 것이 명확해졌다.

일본 특허 공개 평5-59429호 공보 일본 특허 공개 제2002-88447호 공보 일본 특허 공개 평1-192404호 공보 일본 특허 공개 제2015-193892호 공보

후루카와 다카시, 마츠무라 오사무 저, 「단순한 열처리를 실시한 저탄소강에 있어서의 잔류 오스테나이트의 형성과 기계적 성질」("열처리" 일본 열처리 협회, 1997년, 제37호권, 제4호), p.204

본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고 있는 문제를 유리하게 해결하여, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 굽힘 가공성을 갖는 다량의 Mn을 함유하는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 초고강도 강판의 굽힘성에 관련되는 문제를 해결하기 위해, 예의 검토를 행하였다. 먼저, 본 발명자들은 표층의 평균 Mn 농도를 중심층의 평균 Mn 농도보다 저감시킨 클래드 강판을 사용했음에도 불구하고, 굽힘성이 개선되지 않는 요인에 대하여 조사했다.

그 결과, 다량의 Mn을 함유하는 중심층의 연성을 높이기 위해서는, 냉연 후의 어닐링 온도를 저온으로 할 필요가 있지만, 한편, 저온에서의 어닐링에서는, 표층의 재결정이 충분히 행해지지 않아, 경질의 미재결정 조직이 균열의 기점으로 되는 것이, 굽힘성 열화의 요인인 것을 발견했다.

본 발명자들은 또한, 콜드 스프레이법에 의해 형성한 퇴적층(표층)의 평균 Mn 농도를 기판부의 평균 Mn 농도보다 저감시킨 냉연 강판을 사용했음에도 불구하고, 굽힘성이 개선되지 않는 요인에 대해서도 조사했다.

그 결과, 퇴적층(표층)을 형성하기 전에 평균 Mn 농도가 높은 기판부를 열간 압연하고, 열간 압연한 기판부 상에 콜드 스프레이법에 의해 평균 Mn 농도가 낮은 퇴적층(표층)을 형성하고, 냉연, 어닐링하여 강판을 얻는 경우, 퇴적층(표층)의 재결정률이 나쁘기 때문에 굽힘성이 향상되지 않는 것을 알 수 있었다.

또한, 기판부로서 평균 Mn 농도가 높은 냉연판을 사용하여, 냉연판 상에 콜드 스프레이법에 의해 평균 Mn 농도가 낮은 퇴적층(표층)을 형성하고, 어닐링하여 강판을 얻는 경우, 퇴적층(표층) 중에 기공이 발생하기 때문에, 굽힘성이 향상되지 않는 것을 알 수 있었다. 나아가, 퇴적층(표층)의 결정 입경이 조대화되기 때문에, 충분한 굽힘성을 확보할 수 없는 것도 명확해졌다.

그래서, 본 발명자들은 더 상세한 검토를 행하였다. 그 결과, 어느 특징을 갖는 강판을 모재의 양면에 용접하여, 특정한 조건에서 열간 압연 및 냉간 압연한 냉연판을, 특정한 조건에서 어닐링함으로써, 중심층의 연성을 유지하면서, 가장 굽힘성을 개선할 수 있는 것을 알 수 있었다.

이 효과의 메커니즘은, 복층 강판의 표층의 Mn 농도가 저감되어 Mn 편석이 억제됨과 함께, 또한 충분히 재결정한 것에 의해, 굽힘 표면에서의 변형의 국소화가 억제됨과 함께, 표층 연성의 향상에 의해 균열의 발생이 억제되었기 때문이라고 생각된다. 나아가, 표층의 재결정 입경(페라이트 입경)이 미세해지기 때문에, 굽힘성이 더욱 향상된 것도 생각할 수 있다.

이와 같이 하여 얻어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 판 두께 중심부와,

해당 판 두께 중심부의 편면 또는 양면에 형성된 표층 연화부를 포함하는 고강도 강판이며,

상기 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도가 4.0질량％ 초과 10.0질량％ 미만이고,

각 표층 연화부가 판 두께의 0.1％ 내지 30％의 두께를 갖고,

상기 표층 연화부의 평균 Mn 농도가 2.5질량％ 이하이고,

상기 표층 연화부의 표층의 재결정률이 90％ 이상이고,

상기 표층 연화부의 재결정 조직의 평균 결정 입경이 0.1㎛ 이상 40㎛ 이하인

것을 특징으로 하는,

고강도 강판.

(2) 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

C: 0.05％ 초과 0.80％ 미만,

Si: 0.001％ 이상 3.50％ 미만,

Mn: 4.0％ 초과 10.0％ 미만,

P: 0.10％ 이하,

S: 0.010％ 이하,

sol.Al: 0.001％ 이상 3.00％ 미만, 및

N: 0.050％ 미만을 함유하고,

잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 고강도 강판.

(3) 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,

Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하,

Mo: 0.01％ 이상 2.00％ 이하,

Cu: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, 및

Ni: 0.01％ 이상 2.00％ 이하

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (2)에 기재된 고강도 강판.

(4) 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,

Ti: 0.005％ 이상 0.30％ 이하,

Nb: 0.005％ 이상 0.30％ 이하,

V: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, 및

W: 0.005％ 이상 0.30％ 이하

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (2) 또는 (3)에 기재된 고강도 강판.

(5) 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,

B: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,

Ca: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,

Mg: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,

Zr: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, 및

REM: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하

로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (2) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(6) 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,

Sb: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하,

Sn: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하, 및

Bi: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (2) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(7) 상기 표층 연화부의 C양이 상기 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (2) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(8) 상기 표층 연화부의 Cr양 및 Mo양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (3) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(9) 상기 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (3) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(10) 상기 표층 연화부의 Ti양 및 Nb양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Ti양 및 Nb양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (4) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(11) 상기 표층 연화부의 V양 및 W양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 V양 및 W양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (4) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(12) 상기 표층 연화부의 B양이 상기 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (5) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(13) 상기 표층 연화부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (12) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

(14) 상기 (1) 내지 (13) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법이며,

상기 판 두께 중심부를 구성하는 모재 강판의 편면 또는 양면에 상기 표층 연화부를 구성하는 표층 연화부용 강판을 적층하여 복층 강판을 형성하는 것,

상기 복층 강판을 가열 온도 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하는 것, 및 마무리 압연 개시 온도 800℃ 이상 1000℃ 이하의 조건 하에서 열간 압연하는 것,

상기 열간 압연한 복층 강판을, 상기 마무리 압연의 종료 후 2초 이내에 500℃ 이상 700℃ 이하까지 냉각하는 것,

상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도까지 상기 복층 강판을 냉각한 후, 3초 이상 유지하는 것,

상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서 3초 이상 유지한 복층 강판을 산세하고, 이어서 20％ 이상 70％ 이하의 압하율로 냉간 압연하는 것,

상기 냉간 압연된 복층 강판을, 600℃ 이상 750℃ 이하의 온도에서 5초 이상 유지하고, 이어서 냉각하는 것을

포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.

(15) 상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서 3초 이상 유지한 복층 강판을 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 상기 (14)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

(16) 상기 권취한 복층 강판을, 상기 냉간 압연 전에, 300℃ 이상 550℃ 이하의 온도에서 유지하여 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는, 상기 (15)에 기재된 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 우수한 강도·연성 밸런스를 가짐과 함께, 우수한 굽힘 특성을 갖는 함유 Mn 농도가 높은 고강도 강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

1. 표층 연화부의 구성

본 발명의 강판의 구성을 상술한 바와 같이 규정한 이유를 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 원소의 함유량을 나타내는 「％」는 특별히 정함이 없는 한 질량％를 의미한다.

본 발명의 강판은, 판 두께의 0.1％ 내지 30％의 두께를 갖는 표층 연화부의 평균 Mn 농도가 2.5질량％ 이하이고, 또한 재결정률이 90％ 이상일 필요가 있다.

(표층 연화부의 두께가 0.1％ 이상 30％ 이하)

표층 연화부의 두께가 판 두께의 0.1％ 미만이면 충분한 굽힘성의 개선이 얻어지지 않고, 30％보다 크면 인장 강도의 열화가 현저해진다. 표층 연화부의 두께는, 보다 바람직하게는 판 두께의 20％ 이하, 더 바람직하게는 10％ 이하이다.

「표층 연화부」는 다음과 같이 하여 결정된다. 먼저, 강판의 단면 조직을 나이탈 부식에 의해 현출하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 관찰로부터 얻어진 조직상에 기초하여, 강판의 전체 두께를 산출한다. 강판의 판 두께 방향의 중심에 있어서, 판 두께 방향에 대하여 수직 방향으로 압흔이 서로 간섭하지 않는 타각 간격으로 5점에 대하여 압입 하중 100g중으로 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 판 두께 방향의 중심 위치에서의 평균 비커스 경도라고 한다. 이어서, 판 두께 방향의 중심으로부터 표면을 향해, 타각 간격을 강판의 전체 두께 5％의 일정 간격으로 하고, 각각의 판 두께 방향 위치에 있어서 상기와 마찬가지로 5점의 비커스 경도 시험을 행한다. 어느 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도가, 판 두께 방향의 중심 위치에서의 평균 비커스 경도의 0.6배 이하로 된 때, 그 위치보다 표면측을 표층 연화부라고 정의한다. 5％ 간격의 타각에서 평균 비커스 경도의 0.6배 이하의 값이 얻어지지 않고 표층 연화부를 정의할 수 없던 경우에는, 표층의 2타각점 사이를, 처음에 타각한 간격보다 짧게 한 임의의 일정 간격으로 타각함으로써, 표층 연화부를 정의한다.

(표층 연화부의 평균 Mn 농도가 2.5질량％ 이하)

Mn은, 밴드상 조직의 형성을 조장하는 원소이다. 표층 연화부의 평균 Mn 농도가 2.5질량％ 초과이면, 표층 연화부에 밴드상 조직이 형성되어 버려, 양호한 굽힘성을 얻을 수 없다. 그 때문에, 표층 연화부의 평균 Mn 농도는 2.5질량％ 이하로 하고, 바람직하게는 2.0질량％ 이하, 보다 바람직하게는 1.5질량％ 이하로 한다. Mn양은 적을수록 밴드상 조직이 형성되기 어려워지기 때문에, 평균 Mn 농도의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 또한, 「표층 연화부의 평균 Mn 농도」는, 조직 단면의 판 두께 방향 중심에 있어서의, 판 두께 방향과 수직 방법의 선 위를 따라, 50㎛ 간격으로 20점의 Mn 농도를 EPMA 측정하고, 그 평균값으로부터 구해진다.

(표층 연화부의 재결정률이 90％ 이상)

표층의 재결정이 불충분하고, 미재결정 조직이 존재하면, 미재결정 조직은 연성이 부족하기 때문에 굽힘 변형 시에 균열의 기점으로 된다. 표층 연화부의 재결정률이 90％ 미만이면, 양호한 굽힘성을 얻을 수 없기 때문에, 표층 연화부의 재결정률은 90％ 이상으로 한다. 바람직하게는 95％ 이상이다.

(표층 연화부의 평균 결정 입경이 0.1㎛ 이상 40㎛ 이하)

표층의 재결정 조직(페라이트)의 평균 결정 입경이 조대화되면, 굽힘 변형 시에 변형의 불균일화를 조장하기 때문에, 굽힘성 열화의 요인으로 된다. 따라서, 표층 연화부의 평균 결정 입경은 40㎛ 이하로 한다. 표층 연화부의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 30㎛ 이하, 더 바람직하게는 25㎛ 이하이다. 한편, 평균 결정 입경이 0.1㎛ 이하로 되면, 표층 연화부의 연성이 현저하게 열화되기 때문에, 표층 연화부의 평균 결정 입경은 0.1㎛ 이상으로 한다. 표층 연화부의 평균 결정 입경은, 보다 바람직하게는 0.5㎛ 이상이고, 더 바람직하게는 1㎛ 이상이다.

「재결정률」은 다음과 같이 하여 결정된다. SEM/EBSD법에 의한 재결정률 측정 시험에 있어서, 상술한 방법에 의해 정의한 표층 연화부의, 두께 방향에 있어서의 중앙 위치가 측정면으로 되도록, 강판 표면에 경면 연마 및 콜로이드성 연마를 실시하고, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM) 및 OIM 결정 방위 해석 장치를 사용하여, 측정면 100㎛ 평방 영역에 대하여 0.2㎛ 간격으로 결정 방위 데이터군을 취득했다. 얻어진 결정 방위 데이터군을 해석 소프트웨어(TSL OIM Analysis)에서 해석하고, 제1 근접 측정점 사이의 Kernel Average Misorientation(KAM값)이 1.0° 이하인 영역을 재결정 조직으로서 정의하고, 그 영역의 전체 영역에 대한 면적률을 산출한다.

표층 연화부의 평균 결정 입경은 다음과 같이 하여 결정된다. SEM/EBSD법에 의한 평균 결정 입경 측정 시험에 있어서, 상술한 방법으로 얻어진 결정 방위 데이터군을 해석 소프트웨어(TSL OIM Analysis)에서 해석하고, 결정 방위차 15° 이상의 방위차를 갖는 결정립계에 둘러싸이는 영역을 하나의 결정립이라고 정의한 때의 입경을 Area Fraction법으로 산출하고, 관찰 영역 전체의 평균 입경을 산출한다.

2. 판 두께 중심부의 화학 조성

계속해서, 본 발명의 효과를 얻기 위해 바람직한 판 두께 중심부(중심층)의 화학 조성에 대하여 설명한다. 또한, 원소의 함유량에 관한 「％」는, 특별히 정하지 않은 한 「질량％」를 의미한다.

(C: 0.05％ 초과 0.80％ 미만)

C는, 강의 강도를 높이고, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해, 극히 중요한 원소이다. 충분한 강도를 유지하면서, 잔류 오스테나이트양을 얻기 위해서는, 0.05％ 초과 이상의 C 함유량이 필요해진다. 한편, C를 과잉으로 함유하면 강판의 용접성을 손상시키므로, C 함유량의 상한을 0.80％ 미만으로 한다. C의 함유량은 0.60％ 이하의 범위인 것이 바람직하고, 0.50％ 이하의 범위인 것이 보다 바람직하다.

(Si: 0.001％ 이상 3.50％ 미만)

Si는, 템퍼링 마르텐사이트를 강화하고, 조직을 균일화하여, 가공성을 개선하는 데 유효한 원소이다. 또한, Si는, 시멘타이트의 석출을 억제하고, 오스테나이트의 잔류를 촉진하는 작용도 갖는다. 상기 효과를 얻기 위해, 0.001％ 이상의 Si 함유량이 필요해진다. 한편, Si를 과잉으로 함유하면 강판의 저온 인성을 손상시키므로, Si 함유량의 상한값을 3.50％ 미만으로 한다. Si의 하한값은, 바람직하게는 0.01％, 보다 바람직하게는 0.30％, 더 바람직하게는 0.50％이다. Si 함유량의 하한값을 상기 범위로 함으로써, 강판의 균일 연신 특성을 더 향상시킬 수 있다. Si 함유량의 상한값은, 바람직하게는 3.00％, 보다 바람직하게는 2.50％이다.

(Mn: 4.00％ 초과 10.0％ 미만)

Mn은, 오스테나이트를 안정화시켜, ?칭성을 높이는 원소이다. 또한, 본 발명의 강판에 있어서는, Mn을 오스테나이트 중에 분배시켜, 오스테나이트를 더 안정화시킨다. 실온에서 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는, 4.00％ 초과의 Mn이 필요하다. 한편, 강판이 Mn을 과잉으로 함유하면 저온 인성을 손상시키므로, Mn 함유량의 상한을 10.0％ 미만으로 한다. Mn 함유량의 하한값은, 바람직하게는 4.30％, 보다 바람직하게는 4.80％이다. Mn 함유량의 상한값은, 바람직하게는 8.00％, 보다 바람직하게는 7.50％이다. Mn 함유량의 하한값 및 상한값을 상기 범위로 함으로써, 더 연성을 안정적으로 얻을 수 있다. 또한, 「판 두께 중심부의 평균 Mn 농도」는 조직 단면의 판 두께 중심부의 판 두께 방향 중심에 있어서의, 판 두께 방향과 수직 방법의 선 위를 따라, 50㎛ 간격으로 20점의 Mn 농도를 EPMA 측정하고, 그 평균값으로부터 구해진다.

(sol.Al: 0.001％ 이상 3.00％ 미만)

Al은, 탈산제이고, 0.001％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한, Al은, 어닐링 시의 2상 온도 영역을 넓히기 위해, 재질의 안정성을 높이는 작용도 갖는다. Al의 함유량이 많을수록 그 효과는 커지지만, Al을 과잉으로 함유시키면, 표면 성상, 도장성 및 용접성 등의 열화를 초래하므로, sol.Al의 상한을 3.00％ 미만으로 했다. sol.Al 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.005％, 보다 바람직하게는 0.01％, 더 바람직하게는 0.02％이다. sol.Al 함유량의 상한값은, 바람직하게는 2.50％, 보다 바람직하게는 1.80％이다. sol.Al 함유량의 하한값 및 상한값을 상기 범위로 함으로써, 탈산 효과 및 재질 안정 향상 효과와, 표면 성상, 도장성 및 용접성의 밸런스가 더 양호해진다.

(P: 0.10％ 이하)

P은 불순물이고, 강판이 P을 과잉으로 함유하면 인성이나 용접성을 손상시킨다. 따라서, P 함유량의 상한을 0.10％ 이하로 한다. P 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.050％, 보다 바람직하게는 0.030％, 더 바람직하게는 0.020％이다. 본 실시 형태에 관한 강판은 P을 필요로 하지 않으므로, P 함유량의 하한값은 0.000％이다. P 함유량의 하한값은 0.000％ 초과 또는 0.001％여도 되지만, P 함유량은 적을수록 바람직하다.

(S: 0.010％ 이하)

S은 불순물이고, 강판이 S을 과잉으로 함유하면, 열간 압연에 의해 신장한MnS이 생성되고, 굽힘성 및 구멍 확장성 등의 성형성의 열화를 초래한다. 따라서, S 함유량의 상한을 0.010％ 이하로 한다. S 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.007％, 보다 바람직하게는 0.003％이다. 본 실시 형태에 관한 강판은 S을 필요로 하지 않으므로, S 함유량의 하한값은 0.000％이다. S 함유량의 하한값을 0.000％ 초과 또는 0.0001％로 해도 되지만, S 함유량은 적을수록 바람직하다.

(N: 0.050％ 미만)

N는 불순물이고, 강판이 0.050％ 이상인 N를 함유하면 인성의 열화를 초래한다. 따라서, N 함유량의 상한을 0.050％ 미만으로 한다. N 함유량의 상한값은, 바람직하게는 0.010％, 보다 바람직하게는 0.006％이다. 본 실시 형태에 관한 강판은 N를 필요로 하지 않으므로, N 함유량의 하한값은 0.000％이다. N 함유량의 하한값을 0.000％ 초과 또는 0.0003％로 해도 되지만, N 함유량은 적을수록 바람직하다.

(Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 2.00％ 이하 및 Ni: 0.01％ 이상 2.00％ 이하)

Cr, Mo, Cu 및 Ni은 각각, 본 실시 형태에 관한 강판에 필수적인 원소는 아니다. 그러나, Cr, Mo, Cu 및 Ni은 강판의 강도를 향상시키는 원소이므로, 함유되어도 된다. 강판의 강도 향상 효과를 얻기 위해, 강판은 Cr, Mo, Cu 및 Ni로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각을 0.01％ 이상 함유해도 된다. 그러나, 강판이 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 열연 시의 표면 흠집이 생성되기 쉬워지고, 나아가, 열연 강판의 강도가 지나치게 높아져, 냉간 압연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cr, Mo, Cu 및 Ni로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 상한값을 2.00％로 한다.

(Ti: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, Nb: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, V: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, 및 W: 0.005％ 이상 0.30％ 이하)

Ti, Nb, V 및 W은, 본 실시 형태에 관한 강판에 필수적인 원소는 아니다. 그러나, Ti, Nb, V 및 W은, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 생성하는 원소이므로, 강판의 강도 향상에 유효하다. 따라서, 강판은, Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유해도 된다. 강판의 강도 향상 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 하한값을 0.005％로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 열연 강판의 강도가 지나치게 상승하여, 냉간 압연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 상한값을 0.30％로 한다.

(B: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Zr: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, 및 REM: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하)

B, Ca, Mg, Zr 및 REM은 필수적인 원소는 아니다. 그러나, B, Ca, Mg, Zr 및 REM은 강판의 국부 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, B, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 하한값을 바람직하게는 0.0001％, 보다 바람직하게는 0.001％로 한다. 그러나, 과잉량의 이들 원소는, 강판의 가공성을 열화시키므로, 이들 원소 각각의 함유량의 상한을 0.010％로 하고, B, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소의 함유량의 합계를 0.030％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(Sb: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하, Sn: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하, 및 Bi: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하)

Sb, Sn 및 Bi는 필수적인 원소는 아니다. 그러나, Sb, Sn 및 Bi는 강판 중의 Mn, Si 및/또는 Al 등의 용이 산화성 원소가 강판 표면에 확산되고, 산화물을 형성하는 것을 억제하여, 강판의 표면 성상이나 도금성을 높인다. 이 효과를 얻기 위해, Sb, Sn 및 Bi로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 하한값을 바람직하게는 0.0005％, 보다 바람직하게는 0.001％로 한다. 한편, 이들 원소 각각의 함유량이 0.050％를 초과하면, 그 효과가 포화되므로, 이들 원소 각각의 함유량의 상한값을 0.050％로 했다.

3. 표층 연화부의 화학 조성

본 발명에 있어서의 강판은, Mn 이외의 원소에 대해서도, 표층 연화부와 판 두께 중심부에서 화학 조성이 다른 경우가 있다. 이와 같은 경우, 표층 연화부에 있어서의 바람직한 화학 조성은 이하와 같다.

(C: 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하)

C는, 강판의 강도를 높이는 것이고, 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 표층 연화부의 C양이 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하가 바람직하다. 표층 연화부의 경도를 판 두께 중심부의 경도보다 낮게 하기 위해서이다. 0.9배보다 크면, 우수한 굽힘성을 얻을 수 없는 경우가 있다. 보다 바람직하게는, 표층 연화부의 C양은 판 두께 중심부의 C양의 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 판 두께 중심부의 바람직한 C의 함유량은 0.80％ 미만이기 때문에, 표층 연화부의 바람직한 C의 함유량은 0.72％ 미만으로 된다. 바람직하게는 0.5％ 미만, 더 바람직하게는 0.3％ 미만, 가장 바람직하게는 0.1％ 미만이다. C양의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 공업용의 극저 C 강을 사용하는 경우, 0.001％ 정도가 실질적인 하한이지만, 고용 C양이라는 관점에서는, Ti이나 Nb 등을 사용하여 고용 C를 완전히 배제한, Interstitial Free강을 사용해도 된다.

(Si: 0.001％ 이상 3.50％ 미만)

Si는, 페라이트 안정화 원소이고, Ac3 변태점을 증가시키는 점에서, 넓은 어닐링 온도에서 다량의 페라이트를 형성시키는 것이 가능하고, 조직 제어성 향상의 관점에서 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Si양을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 3.50％ 이상의 첨가는 강판의 표면 성상을 열화시키기 때문에, 3.50％ 미만으로 한다.

(P: 0.10％ 이하)

P은 용접부를 취화시킨다. 0.10％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지기 때문에, 그 적정 범위를 0.10％ 이하로 한정했다. P의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 0.001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하다.

(S: 0.010％ 이하)

S은, 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이 점에서, 그 상한값을 0.010％ 이하로 했다. S의 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하다.

(sol.Al: 0.001％ 이상 3.00％ 미만)

Al은, 탈산제로서 작용하고, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, sol.Al 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, sol.Al 함유량이 3.00％ 이상이면, 연속 주조 시의 슬래브 균열의 위험성이 높아지기 때문에, 3.00％ 미만으로 한다.

(N: 0.050％ 이하)

N는, 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성을 열화시키는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은, N가 0.050％를 초과하면, 이 경향이 현저해지는 점에서, N 함유량의 범위를 0.050％ 이하로 했다. 또한, N는, 용접 시의 블로우홀 발생의 원인이 되는 점에서 적은 편이 좋다. N의 함유량의 하한값은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래한다.

표층 연화부는 바람직하게는, 질량％로,

C: 0.72％ 미만,

Si: 0.001％ 이상 3.50％ 미만,

Mn: 2.5％ 이하

P: 0.10％ 이하,

S: 0.010％ 이하,

sol.Al: 0.001％ 이상 3.00％ 미만, 및

N: 0.050％ 미만을 함유하고,

잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. 표층 연화부는 하기의 성분을 더 포함할 수 있다.

(Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, Cu: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, 및 Ni: 0.01％ 이상 2.00％ 이하)

Cr, Mo, Cu 및 Ni은, 강판의 강도를 향상시키는 원소이므로, 함유되어도 된다. 강판은, Cr, Mo, Cu 및 Ni로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각을 0.01％ 이상 함유해도 된다. 그러나, 강판이 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 강판의 강도가 지나치게 높아져, 압연 시의 표면 흠집이 생성되기 쉬워지는 경우가 있다. 따라서, Cr, Mo, Cu 및 Ni로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 상한값을 2.00％로 한다.

또한, 표층 연화부의 Cr양 및 Mo양의 총합이 판 두께 중심부의 Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. 탄화물을 안정화시키는 Cr양과 Mo양의 총합이, 판 두께 중심부의 Cr양 및 Mo양의 0.9배보다도 크면 조대 탄화물이 잔존하기 쉽고, 표면 성상의 열화의 원인으로 된다. 보다 바람직하게는, 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

또한, 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이, 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. ?칭성을 향상시키는 Cu양, 및 Ni양의 총합이 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 0.9배보다도 크면, 저온 변태 조직이 발생하기 쉬워, 굽힘성 열화의 원인으로 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

(Ti: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, Nb: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, V: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, 및 W: 0.005％ 이상 0.30％ 이하)

Ti, Nb, V 및 W은, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 생성하는 원소이므로, 강판의 강도 향상에 유효하다. 따라서, 강판은 Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유해도 된다. 강판의 강도 향상 효과를 얻기 위해서는, Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 하한값을 0.005％로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 열연 강판의 강도가 지나치게 상승하여, 냉간 압연 시에 균열될 가능성이 있다. 따라서, Ti, Nb, V 및 W으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 함유량의 상한값을 0.30％로 한다.

또한, 표층 연화부의 Ti양 및 Nb양의 총합이, 판 두께 중심부의 Ti양 및 Nb양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti양과 Nb양의 총합이, 판 두께 중심부의 Ti양 및 Nb양의 0.9배보다도 크면 표층이 경질화되기 쉬워, 굽힘성 열화의 원인으로 된다. 보다 바람직하게는, 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

또한, 표층 연화부의 W양 및 V양의 총합이, 판 두께 중심부의 W양 및 V양의 총합의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. W과 V은 탄화물을 형성하기 쉬운 원소이기 때문에, W양과 V양의 총합이, 판 두께 중심부의 W양 및 V양의 0.9배보다도 크면, 표층에 조대 탄화물이 형성되어, 굽힘성 열화의 요인으로 된다. 보다 바람직하게는, 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다.

(B: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Ca: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Mg: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, Zr: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, 및 REM: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하)

B, Ca, Mg, Zr 및 REM은, 강판의 국부 연성 및 구멍 확장성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, B, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소 각각의 하한값을 바람직하게는 0.0001％, 보다 바람직하게는 0.001％로 한다. 한편, B, Ca, Mg, Zr 및 REM양이, 판 두께 중심부의 0.9배보다 크면 표층이 지나치게 경질화되어, 표면 성상을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, B, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소의 상한값을 0.009％, 바람직하게는 0.006％ 이하로 한다.

또한, 표층 연화부의 B양이, 상기 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하로 하는 것이 바람직하다. B는 저온 변태상을 형성하기 쉬운 원소이기 때문에, 판 두께 중심부의 B양의 0.9배보다도 크면 표층이 경질로 되어, 우수한 굽힘성을 얻을 수 없는 원인으로 된다. 보다 바람직하게는 0.7배 이하, 보다 더 바람직하게는 0.5배 이하, 가장 바람직하게는 0.3배 이하이다. 각각의 하한값은 규정하지 않는다.

4. 강판의 조직

본 실시 형태에 관한 강판의 조직에 대하여 설명한다.

판 두께 중심부의 조직은, 바람직하게는 페라이트, 마르텐사이트 또는 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 조직을 갖고, 보다 바람직하게는 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트, ?칭 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 조직을 갖고 있다.

표층 연화부의 조직은, 바람직하게는 실질적으로 페라이트로 이루어지는 조직을 갖고 있다.

표층 연화부는 기공률이 적고, 면적률로 바람직하게는 1％ 이하, 보다 바람직하게는 실질적으로 0％이다.

5. 강판의 기계 특성

본 실시 형태에 관한 강판의 기계 특성에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 관한 강판의 인장 강도는, 바람직하게는 780㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1180㎫이다. 이것은, 강판을 자동차의 소재로서 사용할 때, 고강도화에 의해 판 두께를 감소시켜, 경량화에 기여하기 위해서이다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강판을 프레스 성형에 제공하기 위해서는, 균일 연신(uEL)이 우수한 것이 바람직하다. TS×uEL은, 바람직하게는 12000㎫·％ 이상, 보다 바람직하게는 14000㎫·％ 이상이다.

또한, 굽힘성에 관하여, 강도가 780㎫ 이상 1180㎫ 미만인 강종에 대해서는, 압연 방향에 대하여 수직인 방향이, 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)으로 되도록 JIS Z2248에 준하여 V굽힘 시험을 행한 때의, 한계 굽힘 반경 R이 1.0㎜ 이하로 되는 것이 바람직하고, 0.8㎜ 이하로 되는 것이 보다 바람직하다. 강도가 1180㎫ 이상인 강종에 대해서는, 상기 V굽힘 시험의 한계 굽힘 반경이, 2.0㎜ 이하로 되는 것이 바람직하고, 1.5㎜ 이하로 되는 것이 보다 바람직하다.

6. 제조 방법

이어서, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 고강도 강판을 얻기 위한 제법의 단순한 예시를 의도하는 것이며, 본 발명의 고강도 강판을, 이하에 설명하는 2개의 강판을 적층한 복층 강판에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다. 예를 들어, 하기에 기재된 적층법 대신에, 모재 강판 상에 콜드 스프레이법에 의해 표층 연화부를 형성해도 된다.

본 실시 형태에 관한 강판은, 상기한 화학 조성을 갖는 판 두께 중심부를 구성하는 모재 강판의 편면 또는 양면에, 평균 Mn 농도 2.5질량％ 이하이고, 또한 상기 표층 연화부용 강판을 적층하여 복층 강판을 형성하고, 그 주위를 용접한 복층 강판을, 열간 압연하고, 압연 후, 즉시 냉각하여 고온에서 유지 후, 냉각한 열연 강판을, 산세한 후, 냉간 압연과 어닐링을 실시하여 제조한다.

(복층 강판의 형성: 판 두께 중심부를 구성하는 표면을 탈지한 모재 강판의 편면 또는 양면에, 표층 연화부의 화학 조성을 만족시키는 강판을 적층하고, 그 주위를 용접한다.)

상기한 판 두께 중심부의 화학 조성을 만족시키는 모재 강판에, 표층 연화부의 화학 조성을 만족시키는 강판을 표면에 적층하고, 주위를 용접함으로써 복층 강판을 형성한다. 이들 강판은 상기 화학 조성을 만족시키고 있으면, 어떤 제법으로 제조된 것이어도 된다.

(복층 강판의 가열 온도: 1080℃ 이상 1300℃ 이하)

열간 압연 전의 가열 온도가 1080℃ 미만이면, 열간 가공 시의 변형 저항이 높아져, 조업이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 1300℃ 초과로 되면, 스케일 손실에 의해, 수율이 저하된다. 따라서, 가열 온도는 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 열간 압연 전에 1080℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에 유지하는 시간은 특별히 한정되지 않지만, 구멍 확장성을 향상시키기 위해서는, 30분 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1시간 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 과도한 스케일 손실을 억제하기 위해, 10시간 이하로 하는 것이 바람직하고, 5시간 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 직송 압연 또는 직접 압연을 행하는 경우에 있어서는, 상기 온도 범위로 유지하면서 열간 압연에 제공해도 된다. 본 명세서에 있어서, 온도는 강판 표면의 중앙 위치에서 측정되는 온도이다.

(마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상 1000℃ 이하)

마무리 압연 개시 온도는 800℃ 이상 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 개시 온도를 800℃ 이상으로 함으로써, 압연 시의 변형 저항을 작게 할 수 있다. 한편, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이하로 함으로써, 입계 산화에 의한 강판의 표면 성상의 열화를 억제할 수 있다.

(압연 후의 냉각: 2초 이내에 500℃ 이상 700℃ 이하까지 냉각)

마무리 압연의 종료 후 2초 이내에, 500℃ 이상 700℃ 이하까지 냉각한다. 이것은, 본 발명에 있어서 중요한 조건이고, 표층 연화부의 구γ 입자를 미세하게 하고, 냉각 시에 생성하는 페라이트 입자를 균일 미세하게 생성시킴으로써, 후속의 어닐링 공정에서, 표층 연화부를 충분히 재결정시킬 수 있다.

마무리 압연의 종료 후부터, 500℃ 이상 700℃ 이하로 냉각할 때까지의 시간이 2초를 초과하면, 구오스테나이트 입경이 조대해지고, 후속의 어닐링 공정에 있어서, 표층 연화부가 충분히 재결정되지 않는다. 그 때문에, 마무리 압연의 종료 후부터, 500℃ 이상 700℃ 이하로 냉각할 때까지의 시간은 2초 이내로 한다. 바람직하게는 1.8초 이내, 보다 바람직하게는 1.5초 이내이다. 냉각까지의 시간은 짧으면 짧을수록, 구γ 입경이 미립화되고, 재결정되기 쉬워지기 때문에, 하한은 마련하지 않지만, 제조 공정의 제약으로부터 0.1초가 실질적인 하한으로 된다.

냉각 속도는 상기 조건을 만족시키면, 어느 속도여도 되지만, 냉각 속도가 빠를수록, 구γ 입경의 미립화 효과가 얻어지기 쉽다. 그 때문에, 냉각 속도가 20℃/s 이상인 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 50℃/s 이상이다.

압연 후의 냉각 정지 온도가 500℃ 미만이면, 표층 연화부의 일부가 저온 변태 조직으로 된다. 페라이트와 저온 변태 조직의 복수의 조직을 가지면, 냉간 압연 시에 불균일하게 변형이 도입되기 때문에, 균일하게 재결정이 일어나지 않아, 미재결정 조직이 잔존하기 쉬워진다. 냉각 정지 온도가 700℃ 이상이면 표층 연화부의 페라이트 변태가 지연되기 때문에, 후속의 냉간 압연 공정에서 표층 연화부에 충분한 변형을 축적시킬 수 없다. 따라서, 냉각 정지 온도는 500℃ 이상 700℃ 이하로 한다.

(500℃ 이상 700℃ 이하의 온도까지 냉각 후의 유지 시간: 3초 이상)

500℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서의 유지 시간이 3초 미만이면, 표층 연화부의 페라이트가 충분히 생성되지 않는다. 바람직하게는, 유지 시간은 5초 이상이고, 보다 바람직하게는 10초 이상이다.

(권취 온도: 600℃ 이하)

바람직하게는, 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취를 행한다. 권취 온도를 600℃ 이하로 하여 권취를 행함으로써, 판 두께 중심부에 저온 변태상이 형성되기 쉬워지고, 권취 후의 냉연 공정에서 표층으로의 변형 분배량이 증가하기 때문에, 표층 연화부가 재결정되기 쉽고, 또한 결정 입경을 더 미립화하기 쉬워진다. 또한, 권취 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 권취 후의 산세에 있어서, 스케일을 제거하는 것이 더 용이해진다. 권취 온도는, 보다 바람직하게는 500℃ 이하, 더 바람직하게는 400℃ 이하이다.

냉간 압연 시의 파단을 억제하기 위해, 실온까지 냉각된 후, 300℃ 이상 600℃ 이하에서 열연판을 템퍼링해도 된다.

(냉간 압연의 압하율: 20％ 이상 70％ 이하)

열연 강판은, 통상의 방법에 의해 산세가 실시된 후, 냉간 압연이 행해진다. 냉간 압연의 압하율이 20％ 미만이면, 표층 연화부에 충분한 변형이 도입되지 않고, 후속의 어닐링 공정에서, 표층 연화부가 충분히 재결정되지 않는다. 한편, 냉간 압연의 압하율이 70％ 초과이면, 압연 중에 강판이 파단되는 경우가 있는 점에서, 냉간 압연의 압하율은 20％ 이상 70％ 이하로 한다.

(냉간 압연 후의 어닐링 열처리: 압연된 복층 강판을 600℃ 이상 750℃ 이하의 온도에서 5초 이상 유지 후, 실온까지 냉각)

냉간 압연된 복층 강판을, 600℃ 이상 750℃ 이하의 온도로 가열하여 어닐링을 행한다. 가열 유지 온도가 600℃ 미만이면, 표층 연화부가 충분히 재결정되지 않는데다가, 판 두께 중심부의 시멘타이트가 충분히 용해되지 않아, 안정된 잔류 γ분율을 얻을 수 없다. 750℃ 초과이면, 판 두께 중심부에 페라이트를 생성시키는 것이 어려워진다. 따라서, 가열 유지 온도는 600℃ 이상 750℃ 이하로 한다.

유지 시간이 5초 미만이면, 표층 연화부의 미재결정 조직이 충분히 재결정되지 않는다. 미재결정 조직을 완전히 제거하기 위해서는, 어닐링 시간을 10초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15초 이상으로 한다. 생산성의 관점에서는, 어닐링 시간을 3600초 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 가열 유지 후의 냉각 정지 온도는, 판 두께 중심부에 있어서, 저온 변태 조직을 생성시키기 위해, 550℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 300℃ 이하, 가장 바람직하게는 100℃ 이하이다.

상기 냉각 후, 저온 변태 조직의 연질화 및 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해, 300℃ 이상 550℃ 이하의 온도에서 템퍼링해도 된다.

강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 상기 600℃ 이상 750℃ 이하의 온도에서의 어닐링 후의 냉각을 430 내지 500℃의 온도 범위에서 정지하고, 이어서 냉연 강판을 용융 아연의 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 행한다. 도금욕의 조건은 통상의 범위 내로 하면 된다. 도금 처리 후에는 실온까지 냉각하면 된다.

강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금을 실시하고, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 강판에 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 강판을 실온까지 냉각하기 전에, 강판에 450 내지 620℃의 온도에서 용융 아연 도금의 합금화 처리를 행한다. 합금화 처리 조건은 통상의 범위 내로 하면 된다.

이상과 같이 강판을 제조함으로써, 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다.

실시예

본 발명의 강판을, 예를 참조하면서 더 구체적으로 설명한다. 단, 이하의 예는 본 발명의 강판예이고, 본 발명의 강판은 이하의 예의 양태에 한정되는 것은 아니다.

1. 평가용 강판의 제조

표 2에 기재된 복층 강판의 제조 방법이 클래드법인 시료는, 하기의 방법에 따라 제작했다. 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(판 두께 중심부용 강판)에 대하여, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 표층용 강판(표층 연화부)을 아크 용접으로 적층했다. 이것을 표 2에 나타내는 가열 온도, 열간 압연 전의 유지 시간, 마무리 압연 개시 온도, 냉각 완료 시간, 냉각 정지 온도, 냉각 후 유지 시간 및 권취 온도에서, 가열, 가열 후 유지, 열간 압연, 냉각, 냉각 후 유지 및 코일에 권취를 행하여 적층 열연 강판을 얻었다. 그 후, 통상의 방법에 의해 산세하고, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도, 냉간 압연율, 어닐링 온도 및 어닐링 시간에서, 템퍼링, 냉간 압연 및 어닐링을 행하고, 실온까지 냉각했다.

표 2에 기재된 복층 강판의 제조 방법이 콜드 스프레이법인 시료는, 하기의 방법에 따라 제작했다.

기판을 열연판으로 하는 경우에는, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브(판 두께 중심부용 강판)에 대하여, 표 2에 나타내는 가열 온도, 열간 압연 전의 유지 시간, 마무리 압연 개시 온도, 냉각 완료 시간, 냉각 정지 온도, 냉각 후 유지 시간 및 권취 온도에서, 가열, 가열 후 유지, 열간 압연, 냉각, 냉각 후 유지 및 코일에 권취를 행하여, 열연판을 제작하고, 표면을 연삭하여 표면 산화물을 제거한 후, 그 편면 또는 양면에 콜드 스프레이법으로 표층에 퇴적층(표층)을 형성한 강판을 제작했다. 그 후, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도, 냉간 압연율, 어닐링 온도 및 어닐링 시간에서, 템퍼링, 냉간 압연 및 어닐링을 행하여, 실온까지 냉각했다.

한편, 기판을 냉연판으로 하는 경우에는, 상기 방법으로 제작한 열연판을, 통상의 방법에 의해 산세하고, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도 및 냉간 압연율로 템퍼링 및 냉간 압연을 행하여 냉연판을 제작하고, 이어서, 콜드 스프레이법을 사용하여 냉연판의 적어도 편면에 퇴적층(표층)을 형성하고, 표 2에 나타내는 어닐링 온도 및 어닐링 시간에서 어닐링을 행하여, 실온까지 냉각했다.

콜드 스프레이법에서 사용한 철기 입자는, 표 4에 나타내는 성분 및 입경의 것을 사용했다. 콜드 스프레이법에 사용한 입자는 선행 기술에 따라, 분쇄, 체에 의한 분급을 반복하여, 소정의 입자경으로 되도록 조정한 것을 사용했다. 또한, 작동 가스로서 질소 가스를 사용했다. 히터로 작동 가스를 700℃로 가열하고, 입자 공급 장치로부터 철기 입자를 공급하여 혼합하고, 스프레이 노즐로, 기판에 분사하여, 복층 강판을 얻었다. 또한, 작동 가스압은 3㎫ 일정하게 했다. 또한, 노즐의 주사 속도는 기계 제어로 조정했다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

일부의 어닐링 냉연 강판에 대해서는, 최종의 어닐링을 행한 후, 어닐링 후의 냉각을 460℃에서 정지하고, 냉연 강판을 460℃의 용융 아연의 도금욕에 2시간 침지하고, 용융 아연 도금 처리를 행하였다. 도금욕의 조건은 종래의 것과 동일하다. 후술하는 합금화 처리를 실시하지 않은 경우, 460℃의 유지 후에, 평균 냉각 속도 10℃/초로 실온까지 냉각했다.

일부의 어닐링 냉연 강판에 대해서는, 용융 아연 도금 처리를 행한 후에, 실온에 냉각하지 않고, 계속해서 합금화 처리를 실시했다. 520℃까지 가열하고, 520℃에서 5초간 유지하여 합금화 처리를 행하고, 그 후, 평균 냉각 속도 10℃/초로 실온까지 냉각했다.

이와 같이 하여 얻어진 어닐링 냉연 강판을 연신율 0.1％로 조질 압연하여, 각종 평가용 강판을 준비했다.

2. 평가 방법

얻어진 어닐링 냉연 강판에 대하여, 판 두께 측정, 조직 관찰, 표층 연화부의 기공률 측정, 비커스 경도 시험, SEM/EBSD법에 의한 재결정률 측정 시험, 표층 연화부의 평균 결정 입경 측정, 인장 시험, 균일 연신 시험 및 V굽힘 시험을 실시했다.

판 두께 중심부의 조직의 관찰 방법은 다음과 같이 하여 행하였다. 판 두께 중심부가 측정면으로 되도록 강판 표면에 경면 연마 및 콜로이드성 연마를 실시하고, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM) 및 OIM 결정 방위 해석 장치를 사용하여, 측정면 100㎛ 평방 영역을 0.2㎛ 간격으로 결정 방위 데이터군을 취득했다. 얻어진 결정 방위 데이터군을 해석 소프트웨어(TSL OIM Analysis)에서 해석하여, 조직을 분류했다. Phase-MAP에 있어서, 오스테나이트상이라고 판별된 영역을 잔류 오스테나이트라고 판별했다. Phase-MAP에서, 오스테나이트상 이외의 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, ?칭 상태 마르텐사이트 및 페라이트를 포함하는 페라이트상이라고 판별된 영역의 조직에 대하여, 3000배의 배율로 관찰한 2차 전자상에 기초하여, 다시 다음과 같이 판별했다. 페라이트상에 있어서, 입자 내에 하부 조직을 갖는 것 중, 내부에 시멘타이트를 포함하는 조직은 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트라고 판별했다. 페라이트상에 있어서, 입자 내에 하부 조직을 갖는 것 중, 내부에 시멘타이트를 포함하지 않는 조직은 ?칭 상태 마르텐사이트라고 판별했다. 페라이트상에 있어서, 입자 내에 하부 조직을 포함하지 않는 영역을 페라이트라고 판별했다.

상기 방법으로 조직 관찰을 행하여, 판 두께 중심부의 조직은, 페라이트, 템퍼링 마르텐사이트 또는 베이나이트, ?칭 상태 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 분류되었다.

표층 연화부의 조직 관찰에 대해서는, 표층 연화부가 측정면으로 되도록 한 것 이외는, 판 두께 중심부의 조직 관찰과 동일한 방법으로 행하였다. 표층 연화부의 조직은 실질적으로 페라이트였다.

표층 연화부의 기공률은 상기한 연마면의 기공부를 동정하고, 화상 처리에서 면적률로서 산출했다. 표층 연화부의 기공률은 주사 전자 현미경으로 1000배의 배율로 관찰하고, 화상 처리에 의해 직경이 0.01㎛ 이상인 기공을 검출하고, 그 합계의 면적률을 산출했다.

비커스 경도 시험은, 전술한 바와 같이, 표층 연화부를 정의하기 위해 행한다. 먼저, 강판의 단면 조직을 나이탈 부식에 의해 현출하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 관찰로부터 얻어진 조직상에 기초하여, 강판의 전체 두께를 산출한다. 강판의 판 두께 방향의 중심에 있어서, 판 두께 방향에 대하여 수직 방향으로 압흔이 서로 간섭하지 않는 타각 간격으로 5점에 대하여 압입 하중 100g중으로 비커스 경도를 측정하고, 그것들의 평균값을 판 두께 방향의 중심 위치에서의 평균 비커스 경도로 했다. 이어서, 판 두께 방향의 중심으로부터 표면을 향해, 타각 간격을 강판의 전체 두께 5％의 일정 간격으로 하고, 각각의 판 두께 방향 위치에 있어서 상기와 마찬가지로 5점의 비커스 경도 시험을 행하였다. 어느 판 두께 방향 위치에서의 평균 비커스 경도가, 판 두께 방향의 중심 위치에서의 평균 비커스 경도의 0.6배 이하로 된 때, 그 위치보다 표면측을 표층 연화부라고 정의했다. 5％ 간격의 타각에서 평균 비커스 경도의 0.6배 이하의 값이 얻어지지 않아 표층 연화부를 정의할 수 없던 경우에는, 표층의 2타각점 사이를, 처음에 타각한 간격보다 짧게 한 임의의 일정 간격으로 타각함으로써, 표층 연화부를 정의했다. 판 두께 중심부용 강판의 판 두께에 대한 표층 연화부용 강판의 두께의 비율은, 표 3의 「표층 연화부(편측)의 비율(％)」에 나타내는 바와 같다.

SEM/EBSD법에 의한 재결정률 측정 시험에서는, 상술한 방법에 의해 정의한 표층 연화부의 중앙 위치가, 측정면으로 되도록 강판 표면에 경면 연마 및 콜로이드성 연마를 실시하고, 전계 방출형 주사 전자 현미경(FE-SEM) 및 OIM 결정 방위 해석 장치를 사용하여, 측정면 100㎛ 평방 영역을 0.2㎛ 간격으로 결정 방위 데이터군을 취득했다. 얻어진 결정 방위 데이터군을 해석 소프트웨어(TSL OIM Analysis)에서 해석하고, 제1 근접 측정점 사이의 Kernel Average Misorientation(KAM값)이 1.0° 이하인 영역을 재결정 조직으로서 정의하고, 그 영역의 전체 영역에 대한 면적률을 산출했다.

표층 연화부의 평균 결정 입경은 다음과 같이 하여 측정했다. SEM/EBSD법에 의한 평균 결정 입경 측정 시험에 있어서, 상술한 방법으로 얻어진 결정 방위 데이터군을 해석 소프트웨어(TSL OIM Analysis)에서 해석하고, 결정 방위차 15° 이상의 방위차를 갖는 결정립계에 둘러싸이는 영역을 하나의 결정립이라고 정의한 때의 입경을 Area Fraction법으로 산출하고, 관찰 영역 전체의 평균 입경을 산출했다.

강판의 압연 방향과 직각 방향에 장축을 취하고 JIS5호 5호 시험편을 채취하여, 인장 강도(TS) 및 균일 연신율(uEL)을 측정했다. 인장 시험은 JIS5호 인장 시험편을 사용한 JIS Z 2241에 규정되는 방법으로 행하였다. 균일 연신 시험은, 평행부 길이 50㎜의 JIS5호 시험편을 사용한 JIS-Z2201에 규정되는 방법으로 행하였다.

한계 굽힘 반경 R은, 압연 방향에 대하여 수직인 방향이 길이 방향(굽힘 능선이 압연 방향과 일치)으로 되도록 JIS Z2204에 기재된 1호 시험편을 작성하고, JIS Z2248에 준하여 V굽힘 시험을 행하였다. 표층 연화부를 편면에만 갖는 샘플에 대해서는, 표층 연화부를 갖는 면이 굽힘 외측으로 되도록 구부렸다. 다이와 펀치의 각도는 60°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.1㎜ 단위로 바꾸어 굽힘 시험을 행하고, 균열이 발생하지 않고 굽힐 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경 R로서 구했다. 강도가 780㎫ 이상 1180㎫ 미만인 강종에 대해서는, 한계 굽힘 반경 R이 1.0㎜ 초과인 것을 굽힘성 불가(부호 ×), 1.0㎜ 이하인 것을 굽힘성 양호(부호 ○), 0.8㎜ 이하인 것을 굽힘성 우수(◎)라고 했다. 강도가 1180㎫ 이상인 강종에 대해서는, 한계 굽힘 반경 R이 2.0㎜ 초과인 것을 굽힘성 불가(부호 ×), 2.0㎜ 이하인 것을 굽힘성 양호(부호 ○), 1.5㎜ 이하인 것을 굽힘성 우수(◎)라고 하여 평가했다.

얻어진 강판에 대하여, 상기에서 정의한 표층 연화부의 판 두께 방향의 중앙 위치의 화학 조성과, 판 두께 방향의 중심 위치의 화학 조성을 실측한바, 각각 표 1에 나타내는 표층 연화부용 강판 및 모재 강판의 화학 조성과 거의 동일했다.

평균 Mn 농도는, 조직 단면의 판 두께 중심부 및 표층 연화부의 각각의 판 두께 방향 중심에 있어서의, 판 두께 방향과 수직 방법의 선 위를 따라, 50㎛ 간격으로 20점의 Mn 농도를 EPMA 측정하고, 그 평균값으로부터 구했다. 그 결과, 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도 및 표층 연화부의 평균 Mn 농도는, 각각 표 1에 나타내는 모재 강판 및 표층 연화부용 강판의 Mn 농도와 거의 동일했다.

3. 평가 결과

상기한 평가의 결과를 표 3에 나타낸다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 4]

표 1 내지 3에 있어서 밑줄을 그은 수치는, 그 수치에 의해 나타나는 함유량, 조건 또는 기계 특성이 바람직한 범위 외에 있는 것을 나타내고 있다.

표 2 및 3에 있어서의 실시예의 강판은, 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도가 4.0질량％ 초과 10.0질량％ 미만이고, 표층 연화부가 강판의 0.1％ 내지 30％인 두께를 갖고, 평균 Mn 농도가 2.5％ 이하이고, 상기 표층 연화부의 재결정률이 90％ 이상이고, 우수한 TS×uEL 밸런스를 갖는다는, 함유 Mn 농도가 높은 강판의 특징을 가지면서도, 우수한 굽힘성을 갖고 있다.

한편, 표 2 및 3에 있어서의 공시재 No.2, 3, 6, 16, 18, 22, 24, 46, 49, 50 및 52는, 표층 연화부의 재결정률이, 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나 있어, 우수한 굽힘성을 얻고 있지 않다.

공시재 No.14는, 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도가 낮아, 우수한 TS×uEL 밸런스가 얻어지고 있지 않다.

공시재 No.32는, 어닐링 온도가 높아, 우수한 TS×uEL 밸런스가 얻어지고 있지 않다.

공시재 No.33은, 표층 연화부의 평균 Mn 농도가 높아, 우수한 굽힘성이 얻어지고 있지 않다.

공시재 No.38은, 표층 연화부의 두께가 작아, 우수한 굽힘성이 얻어지고 있지 않다.

공시재 No.39는, 표층 연화부의 두께가 커서, 강도가 낮다.

공시재 No.46, 49, 50 및 52는, 열연판을 기판으로 하여, 콜드 스프레이법에 의해 제작한 복층 강판이지만, 퇴적층(표층)의 재결정률이 낮아, 우수한 굽힘성을 얻고 있지 않다.

공시재 No.47, 48 및 51은, 냉연판을 기판으로 하여, 콜드 스프레이법에 의해 제작한 복층 강판이지만, 퇴적층(표층)에 기공이 발생하여, 양호한 굽힘성을 얻고 있지 않다. 또한, 표층 연화부의 재결정 조직의 평균 결정 입경이 크고, 우수한 굽힘성을 얻고 있지 않다.

본 발명에 따르면, 자동차용 소재로서 적합한 굽힘 가공성이 우수한 고Mn 함유량의 고강도 강판을, 생산 효율 좋게 얻을 수 있어, 산업상의 이점은 크다.

Claims (16)

1. 판 두께 중심부와,
   해당 판 두께 중심부의 편면 또는 양면에 형성된 표층 연화부를 포함하는 고강도 강판이며,
   상기 판 두께 중심부의 평균 Mn 농도가 4.0질량％ 초과 10.0질량％ 미만이고,
   각 표층 연화부가 판 두께의 0.1％ 내지 30％의 두께를 갖고,
   상기 표층 연화부의 평균 Mn 농도가 2.5질량％ 이하이고,
   상기 표층 연화부의 재결정률이 90％ 이상이고,
   상기 표층 연화부의 재결정 조직의 평균 결정 입경이 0.1㎛ 이상 40㎛ 이하인
   것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
2. 제1항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 질량％로,
   C: 0.05％ 초과 0.80％ 미만,
   Si: 0.001％ 이상 3.50％ 미만,
   Mn: 4.0％ 초과 10.0％ 미만,
   P: 0.10％ 이하,
   S: 0.010％ 이하,
   sol.Al: 0.001％ 이상 3.00％ 미만, 및
   N: 0.050％ 미만을 함유하고,
   잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
3. 제2항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,
   Cr: 0.01％ 이상 2.00％ 이하,
   Mo: 0.01％ 이상 2.00％ 이하,
   Cu: 0.01％ 이상 2.00％ 이하, 및
   Ni: 0.01％ 이상 2.00％ 이하
   로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,
   Ti: 0.005％ 이상 0.30％ 이하,
   Nb: 0.005％ 이상 0.30％ 이하,
   V: 0.005％ 이상 0.30％ 이하, 및
   W: 0.005％ 이상 0.30％ 이하
   로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
5. 제2항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,
   B: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,
   Ca: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,
   Mg: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하,
   Zr: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하, 및
   REM: 0.0001％ 이상 0.010％ 이하
   로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
6. 제2항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 판 두께 중심부가, 또한, 질량％로,
   Sb: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하,
   Sn: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하, 및
   Bi: 0.0005％ 이상 0.050％ 이하
   로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
7. 제2항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 C양이 상기 판 두께 중심부의 C양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
8. 제3항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 Cr양 및 Mo양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cr양 및 Mo양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
9. 제3항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 Cu양 및 Ni양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Cu양 및 Ni양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
10. 제4항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 Ti양 및 Nb양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 Ti양 및 Nb양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
11. 제4항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 V양 및 W양의 총합이 상기 판 두께 중심부의 V양 및 W양의 총합의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
12. 제5항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 B양이 상기 판 두께 중심부의 B양의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 표층 연화부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
14. 제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판을 제조하는 방법이며,
    상기 판 두께 중심부를 구성하는 모재 강판의 편면 또는 양면에 상기 표층 연화부를 구성하는 표층 연화부용 강판을 적층하여 복층 강판을 형성하는 것,
    상기 복층 강판을 1080℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하는 것, 및 마무리 압연 개시 온도 800℃ 이상 1000℃ 이하의 조건 하에서 열간 압연하는 것,
    상기 열간 압연한 복층 강판을, 상기 마무리 압연의 종료 후 2초 이내에 500℃ 이상 700℃ 이하까지 냉각하는 것,
    상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도까지 상기 복층 강판을 냉각한 후, 3초 이상 유지하는 것,
    상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서 3초 이상 유지한 복층 강판을 산세하고, 이어서 20％ 이상 70％ 이하의 압하율로 냉간 압연하는 것,
    상기 냉간 압연된 복층 강판을, 600℃ 이상 750℃ 이하의 온도에서 5초 이상 유지하고, 이어서 냉각하는 것을
    포함하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
15. 제14항에 있어서, 상기 500℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서 3초 이상 유지한 복층 강판을 600℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.
16. 제15항에 있어서, 상기 권취한 복층 강판을, 상기 냉간 압연 전에, 300℃ 이상 550℃ 이하의 온도에서 유지하여 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 제조 방법.