KR20220110828A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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유야 스즈키
겐고 다케다
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명에서는, 소정의 화학 조성 및 금속 조직을 갖고, 강판의 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의, 압연 방향을 따른 강판의 표면에 대하여 수직인 단면에 있어서, 상기 에피택셜 페라이트와 상기 페라이트의 계면의 길이 A와 상기 에피택셜 페라이트와 상기 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B가 1.5 초과이고, 상기 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상이고, 또한 인장 강도가 980MPa 이상인 강판을 제공한다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2020년 1월 14일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-003677호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
근년, 환경 보전에 연결되는 연비 향상의 관점에서, 고강도 강판을 사용하여 차체를 경량화하는 대처가 있다. 일반적으로, 강도가 매우 높은 강판의 가공에 있어서, 드로잉 성형이나 스트레치 성형과 같은 연강판에 적용되는 성형 방법을 적용하는 것은 어렵고, 성형 방법으로서는 굽힘 성형이 주체가 된다.
예를 들어, 하기 특허문헌 1에는, 고강도 강판에 대하여 굽힘 가공을 행하여 부품 성형하는 기술이 개시되어 있다.
국제 공개 제2017/195795호
그러나, 고강도 강판에 대하여 굽힘 가공을 행하여 부품을 성형하는 경우에는, 굽힘 가공된 강판의 외측에 있어서의 변형 속도가 크기 때문에, 그 영역에서의 판 두께 감소율이 크고, 적합한 부재 강성을 얻기 어려운 경우가 있었다.
그래서, 본 발명은 인장 강도가 980MPa 이상이고, 또한, 굽힘 가공을 행하여도 적합한 부재 강성을 갖는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.
본 발명자들은, 굽힘 가공된 강판의 외측에 있어서의 판 두께 감소를 방지하는 것에 대하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 변형 속도가 큰 부위에서 항복 강도(YP)가 높아지는 것과 같은 강판으로 함으로써, 인장 강도가 980MPa 이상의 강판이어도, 굽힘 가공된 강판의 외측 영역에서 적합한 부재 강성이 얻어진다고 생각하였다.
상술한 바와 같이 하여 얻어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.
[1] 본 발명의 일 양태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하,
Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하,
Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하
P: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
S: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
N: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
O: 0％ 이상, 0.006％ 이하,
Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Co: 0％ 이상, 0.500％ 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％ 이하를
포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의 금속 조직이 체적률로,
페라이트 및 에피택셜 페라이트: 10％ 이상, 50％ 미만,
페라이트 및 에피택셜 페라이트의 합계 체적률에 대한 에피택셜 페라이트의 비율: 5％ 이상, 30％ 이하,
마르텐사이트: 20％ 이상, 70％ 이하, 및
베이나이트: 50％ 이하,
잔류 오스테나이트: 15％ 이하,
잔부 조직: 5％ 이하를
함유하고, 상기 베이나이트, 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 잔부 조직의 합계 체적률은 50％ 이하이고,
상기 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의, 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 상기 표면에 대하여 수직인 단면에 있어서, 상기 에피택셜 페라이트와 상기 페라이트의 계면의 길이 A와 상기 에피택셜 페라이트와 상기 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B가 1.5 초과이고,
상기 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상이고, 또한
인장 강도가 980MPa 이상이다.
[2] [1]에 기재된 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로,
Mo: 0.010 내지 1.000％,
B: 0.0001 내지 0.010％,
Ti: 0.010 내지 0.200％,
Nb: 0.010 내지 0.200％,
V: 0.010 내지 0.200％
Cu: 0.001 내지 1.000％,
Ni: 0.001 내지 1.000％로
이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
[3] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
[4] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다.
[5] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 상기 강판의 표면에 전기 아연 도금층을 가져도 된다.
[6] 본 발명의 다른 일 양태에 관한 강판의 제조 방법은,
질량％로,
C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하,
Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하,
Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
P: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
S: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
N: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
O: 0％ 이상, 0.006％ 이하,
Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Co: 0％ 이상, 0.500％ 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％ 이하를
포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여, 구 오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판에 대하여 평균 냉각 속도 20℃/초 이상에서 500℃ 이하까지 냉각하는 냉각 공정과,
상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 500℃ 이하에서 권취하는 권취 공정과,
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 산세하고, 30％ 이하의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판을 (Ac3점-100)℃ 내지 900℃의 제1 온도역으로 가열하고, 상기 제1 온도역에서 5초 이상 균열하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 750℃ 내지 550℃의 제2 온도역에 있어서 2.5℃/초 내지 50℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는 어닐링 냉각 공정을
갖는다.
[7] [6]에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 열간 압연 공정은, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 상기 슬래브를 통과시켜서 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 갖고,
상기 마무리 압연 공정은:
최종의 상기 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도가 800℃ 내지 1000℃이고;
상기 마무리 압연 공정의 후단 3단의 상기 압연 스탠드에 있어서, 각각 압하율 10％ 초과로 압연하고;
상기 마무리 압연 공정의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간이 3.0초 이내이고;
상기 마무리 압연 공정의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 n단째의 상기 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 상기 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+1)이 10℃ 초과여도 된다.
[8] [6] 또는 [7]에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 어닐링 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성해도 된다.
[9] [8]에 기재된 강판의 제조 방법에서는, 상기 용융 아연 도금을, 300℃ 내지 600℃의 온도역에서 합금화해도 된다.
본 발명에 따르면, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 또한, 굽힘 가공을 행하여도 적합한 부재 강성을 갖는 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와, 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 일례를 도시하는 모식도이다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이하에 예시하는 실시 형태는, 본 발명의 이해를 용이하게 하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하여 해석하기 위한 것은 아니다. 본 발명은 그 취지를 일탈하지 않고, 이하의 실시 형태로부터 변경, 개량할 수 있다.
[강판]
본 실시 형태에 따른 강판은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하,
Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하,
Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
P: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
S: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
N: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
O: 0％ 이상, 0.006％ 이하,
Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Co: 0％ 이상, 0.500％ 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, 및
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
판 두께 1/4부에 있어서의 금속 조직이, 체적률로,
페라이트 및 에피택셜 페라이트: 10％ 이상, 50％ 미만,
페라이트 및 에피택셜 페라이트의 조직 비율의 합에 있어서의 에피택셜 페라이트의 비율: 5％ 이상, 30％ 이하,
마르텐사이트: 20％ 이상, 70％ 이하,
베이나이트: 50％ 이하,
잔류 오스테나이트: 15％ 이하, 및
잔부 조직: 5％ 이하를
함유하고, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 잔부 조직의 합계 체적률은 50％ 이하이고,
판 두께 1/4부에 있어서, 상기 에피택셜 페라이트와 상기 페라이트의 계면의 길이 A와, 상기 에피택셜 페라이트와 상기 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비, 즉 A/B가 1.5 초과이고,
마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상이고, 또한
인장 강도가 980MPa 이상이다.
이하에 본 실시 형태에 따른 강판에 대하여 설명한다.
<화학 조성>
계속해서, 본 발명의 효과를 얻기 위하여 바람직한 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 강판의 화학 조성과는 강판 중심부 및 표층부의 화학 조성이고, 표층부의 화학 조성이란, 표층부 중 Al 산화물 입자를 제외한 매트릭스의 화학 조성을 의미한다. 강판 중심부의 화학 조성과 표층부의 매트릭스의 화학 조성은, 마찬가지여도 되고, 서로 다르면서 각각이 이하에 설명하는 강판의 화학 조성의 범위 내여도 된다. 또한, 원소의 함유량에 관한 「％」는, 특별히 정하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
「C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하」
C는, 강판의 강도를 높이는 원소이고, 강판의 강도를 높이기 위하여 첨가된다. C의 함유량이 0.050％ 이상임으로써, 강판의 강도가 충분히 높여질 수 있다. 바람직하게는 0.100％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.150％ 이상이다. 또한, C의 함유량이 0.500％보다 많으면, 마르텐사이트가 매우 딱딱해지기 때문에, 탄성 변형 영역에서도 균열되기 쉽고, 발생한 균열을 기점으로 강판이 파단하여 목적으로 하는 강도가 얻어지지 않는다. 그 관점에서, C의 함유량은 0.500％ 이하이고, 0.400％ 이하인 것이 바람직하다.
「Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하」
Si는, 페라이트를 안정화시키는 원소이다. 즉, Si는, Ac3 변태점을 증가시키는 점에서 넓은 어닐링 온도 범위에서 다량의 페라이트를 형성시키는 것이 가능하고, 강판의 조직 제어성 향상의 관점에서 첨가된다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, Si의 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. 게다가, Si는, 강판 중심부에 있어서의 철계 탄화물의 조대화를 억제하고, 강판의 강도와 성형성을 높이기 위하여 필요한 원소이기도 하다. 또한, Si는, 고용 강화 원소로서, 강판의 고강도화에 기여하기 위하여 첨가된다. 이들의 관점에서, Si의 함유량의 하한값은, 0.10％ 이상인 것이 바람직하고, 0.30％ 이상인 것이 보다 바람직하다. Si의 함유량이 많아지면 강판이 취화하여 강판의 성형성이 열화되므로, Si의 함유량은 2.50％ 이하가 되고, 1.80％ 이하인 것이 바람직하다.
「Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하」
Mn과 Cr은, 강판의 ??칭성을 높이고, 강도를 높이기 위하여 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, Mn+Cr의 함유량은 1.20％ 이상으로 된다. Mn과 Cr의 양이 너무 많으면, ??칭성이 과잉으로 높아지고, 에피택셜 페라이트가 충분히 얻어지지 않으므로, Mn+Cr의 함유량은 4.00％ 이하로 되고, 3.50％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 충분한 ??칭성을 확보하기 위해서, Mn의 함유량은 1.20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr은, 함유하지 않아도 되고, 그 하한값은 0％로 한다.
「Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하」
Al은, 에피택셜 페라이트의 생성을 촉진하는 원소이다. 그 때문에, Al의 함유량은 0.10％ 이상이다. Al의 함유량은, 0.30％ 이상인 것이 바람직하고, 0.40％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, Al의 함유량을 2.00％ 이하로 함으로써, 연속 주조 시의 슬래브 균열을 억제할 수 있다.
「P: 0％ 이상, 0.100％ 이하」
P는, 강판의 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킬 우려가 있다. P의 함유량이 0.100％ 이하로 됨으로써, 용접부의 취화가 억제될 수 있다. P는 함유되지 않는 것이 바람직하기 때문에, P의 함유량의 하한은 0％이다. 단, 경제적인 관점에서, P의 함유량의 하한을 0.001％로 해도 된다.
「S: 0％ 이상, 0.050％ 이하」
S는, 강판의 용접성 그리고 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치게 할 우려가 있는 원소이다. 이것으로부터, S의 함유량은 0.050％ 이하로 된다. S는 함유되지 않는 것이 바람직하기 때문에, S의 함유량의 하한은 0％이다. 단, 경제적인 관점에서, S의 함유량의 하한을 0.001％로 해도 된다.
「N: 0％ 이상, 0.010％ 이하」
N은, 조대한 질화물을 형성하고, 강판의 굽힘성을 열화시킬 우려가 있는 점에서, 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.010％ 이하로 됨으로써, 강판의 굽힘성의 열화가 억제될 수 있다. 게다가, N은, 용접 시의 블로홀 발생의 원인이 되는 경우가 있는 점에서, N의 함유량은 적은 쪽이 바람직하고, 이상적으로는 0％이다. 단, 경제적인 관점에서, N의 함유량의 하한을 0.0005％로 해도 된다.
「O: 0％ 이상, 0.006％ 이하」
O는, 조대한 산화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 저해하고, 또한, 용접 시의 블로홀의 발생 원인이 되는 원소이다. O가 0.006％를 초과하면, 구멍 확장성의 저하나, 블로홀의 발생이 현저해진다. 그 때문에, O는 0.006％ 이하로 한다. O를 포함하지 않는 쪽이 바람직하므로, O의 함유량의 하한은 0％이다.
강판의 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 단, Fe의 일부 대신에 이하의 양의 원소를 함유해도 된다. 단, 함유하지 않아도 되기 때문에 하한은 0으로 한다.
Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
Co: 0％ 이상, 0.500％ 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.
「Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하, B: 0％ 이상, 0.010％ 이하」
Mo 및 B는 ??칭성을 높이고, 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이들의 원소의 효과는 소량의 첨가로도 얻어지지만, 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mo의 함유량은 0.010％ 이상, B의 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판의 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등의 열화를 억제하는 관점에서, Mo의 함유량의 상한은 1.000％ 이하, B의 함유량의 상한은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
「Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하, Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하, V: 0％ 이상, 0.200％ 이하」
Ti, Nb 및 V는, 각각 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이들의 원소는, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 이들의 원소의 효과는 소량의 첨가로도 얻어지지만, 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ti, Nb, V는 0.010％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 탄질화물의 석출이 많아짐으로써 강판의 성형성이 열화되는 것을 억제하는 관점에서, Ti, Nb, V의 함유량은 0.200％ 이하인 것이 바람직하다.
「Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하」
Cu 및 Ni는 각각 강판의 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 이들의 원소의 효과는 소량의 첨가로도 얻어지지만, 효과를 충분히 얻기 위해서는 Cu 및 Ni의 함유량은, 각각 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강판의 산세성이나 용접성, 열간 가공성 등의 열화를 억제하는 관점에서, Cu 및 Ni의 함유량은 각각 1.000％ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 강판 중심부 및 표층부에는, 본 발명의 효과를 얻어지는 범위에서 이하의 원소가 Fe의 일부 대신에 의도적 또는 불가피하게 첨가되어도 된다. 즉, W: 0％ 이상, 0.100％ 이하, Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하, Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하, Co: 0％ 이상, 0.500％ 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, Zr: 0％ 이상, 0.050％ 이하, 그리고 Y: 0％ 이상, 0.050％ 이하, La: 0％ 이상, 0.050％ 이하 및 Ce: 0％ 이상, 0.050％ 이하 등의 REM(희토류 금속: Rare-Earth Metal)이 첨가되어도 된다.
<금속 조직>
이어서, 본 실시 형태에 따른 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 금속 조직의 비율은, 체적률로 나타낸다. 화상 처리에 의해 면적률을 측정한 경우에는, 그 면적률을 체적률로 간주한다. 이하의 체적률의 측정 수순의 설명에 있어서, "체적률"과 " 면적률"이 혼재하는 경우가 있다.
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판의 표면으로부터 판 두께 1/4 위치에 있어서의 금속 조직이 체적률로,
페라이트 및 에피택셜 페라이트: 10％ 이상, 50％ 미만,
페라이트 및 에피택셜 페라이트의 합계 체적률에 대한 에피택셜 페라이트의 비율: 5％ 이상, 30％ 이하,
마르텐사이트: 20％ 이상, 70％ 이하,
베이나이트: 50％ 이하,
잔류 오스테나이트: 15％ 이하, 및
잔부 조직: 5％ 이하를
포함한다.
단, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 잔부 조직의 합계 체적률은 50％ 이하이다.
(페라이트)
페라이트는, Ac1점 이상, Ac3점 미만의 온도로 가열·유지하는 2상 영역 어닐링, 혹은 어닐링 후의 완만한 냉각으로 얻어지는 연질의 상이다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강판에서는, 적어도 강판의 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치의 금속 조직에 페라이트 및 에피택셜 페라이트가 포함된다.
페라이트는, 강판의 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의 금속 조직에 포함되어 있으면, 특별히 체적률의 하한은 한정되지 않는다. 그러나, 강판의 연성을 적합하게 향상시키기 위해서는, 페라이트가 10％ 이상 포함되어 있는 것이 바람직하다.
또한, 페라이트의 체적률의 상한도 특별히 한정되지 않지만, 980MPa 이상의 강도를 실현하기 위해서는 페라이트의 체적률을 한정할 필요가 있고, 페라이트의 체적률이 50％ 미만인 것이 바람직하다.
(에피택셜 페라이트: 페라이트와의 합계 체적률이 10％ 이상, 50％ 미만 또한 페라이트와의 합계 체적률에 대한 에피택셜 페라이트의 비율이 5％ 이상, 30％ 이하)
에피택셜 페라이트는, 2상 영역 어닐링 중에 얻어진 페라이트가, 계속되는 완만한 냉각 중에 성장함으로써 얻어진다. 본 발명자들은, 페라이트 안정화 원소인 Al을 많이 포함하는 강판에 있어서, 상기의 완만한 냉각 중에 있어서의 페라이트의 성장 속도가 충분히 빠름으로써, 원하는 에피택셜 페라이트가 얻어지는 것을 알게 되었다. 본 실시 형태에 따른 조직에서는, 2상 영역 어닐링 후의 완만한 냉각에 있어서, 페라이트와 오스테나이트의 계면으로부터 오스테나이트측으로 성장하는 페라이트를 에피택셜 페라이트라고 칭한다. 즉, 에피택셜 페라이트는, 마르텐사이트와 페라이트 사이에 형성된다. 에피택셜 페라이트의 전위 밀도는, 마르텐사이트보다도 낮고, 페라이트보다도 높아진다. 그 때문에, 에피택셜 페라이트는, 마르텐사이트보다도 변형되기 쉽지만, 페라이트보다도 높은 항복 강도(YP)를 갖는다. 이와 같이, 마르텐사이트와 같은 경질 조직과 페라이트와 같은 연질 조직 사이에, 양쪽 조직의 중간 항복 강도를 갖는 조직을 배치함으로써, 고변형 속도 영역에 있어서의 항복 강도를 높일 수 있다. 그러나 이하에 설명하는 것처럼, 적절한 두께의에피택셜 페라이트가 형성되지 않으면, 에피택셜 페라이트 중의 전위 밀도가 낮아진다. 에피택셜 페라이트 중의 전위는, 마르텐사이트 변태에 의한 소성 변형을 완화하기 위하여 도입되지만, 에피택셜 페라이트가 적절한 두께를 갖지 않는 경우, 전위가 에피택셜 페라이트를 초과하여 페라이트 중에 이동해 버리기 때문에, 에피택셜 페라이트 중의 전위 밀도는 감소한다. 에피택셜 페라이트의 전위 밀도가 낮으면, 충분한 항복 강도를 갖지 않고, 상기 효과를 얻지 못한다. 본 실시 형태와 같이, 열연 후에 권취된 강판 내부의 경질 조직을 바늘상 조직으로 하고, 그 후의 어닐링에 의해 생성되는 오스테나이트도 바늘상 조직으로 함으로써, 어닐링 후의 냉각에 의해 생성되는 마르텐사이트도 바늘상 조직으로 할 수 있다. 그 결과, 마르텐사이트의 주위에 존재하는 에피택셜 페라이트의 폭(두께)을 적절한 범위로 제어할 수 있다. 이에 의해, 에피택셜 페라이트 내의 전위 밀도가 낮아지지 않고 적합하게 제어되고, 강판을 가공할 때의 변형 속도가 큰 영역에 있어서의 항복 강도를 높일 수 있다. 에피택셜 페라이트와 페라이트의 식별 방법은 후술하지만, 전위 밀도의 차에 의해 에칭에 있어서의 부식의 진행 정도가 다르기 때문에, 조직 사진으로 명료하게 구별할 수 있다.
강판의 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의 페라이트 및 에피택셜 페라이트의 체적률의 합은, 10％ 이상 및 50％ 미만이다. 또한, 페라이트 및 에피택셜 페라이트의 합계 체적률에 대한 에피택셜 페라이트의 비율은 5％ 이상, 30％ 이하이다. 상기와 같이 에피택셜 페라이트의 체적률을 제어함으로써, 변형 속도가 큰 영역에 있어서도 높은 항복 강도를 나타낼 수 있다.
(마르텐사이트: 20％ 이상, 70％ 이하)
마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질의 조직이므로, 인장 강도의 향상에 기여하는 조직이다. 마르텐사이트의 체적률은, 강도와 가공성의 밸런스를 고려하여, 20％ 이상, 70％ 이하로 한다. 본 실시 형태에 있어서의 마르텐사이트는, 프레시 마르텐사이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함한다. 인장 강도를 980MPa 이상으로 하는 관점에서, 마르텐사이트의 체적률은 30％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 마르텐사이트의 체적률은, 적합한 굽힘성을 확보하는 관점에서 55％ 이하가 바람직하다.
(베이나이트: 50％ 이하)
베이나이트는, 전위 밀도가 높고 경질인 조직이지만, 마르텐사이트에 비하여 전위 밀도가 낮고 연질이기 때문에, 연성을 향상시키는 효과를 갖는다. 그 때문에, 원하는 특성을 얻기 위해서, 50％까지 베이나이트를 함유해도 된다. 한편으로, 본 실시 형태의 효과를 얻기 위한 필수적인 금속 조직이 아니기 때문에, 베이나이트의 비율은 0％여도 된다.
(잔류 오스테나이트: 15％ 이하)
잔류 오스테나이트는, TRIP 효과에 의해 연성을 향상시켜, 균일 신장의 향상에 기여한다. 그 때문에, 15％까지 잔류 오스테나이트를 함유해도 된다. 한편으로, 본 실시 형태의 효과를 얻기 위한 필수적인 금속 조직이 아니기 때문에, 잔류 오스테나이트의 비율은 0％여도 된다.
(잔부 조직: 5％ 이하)
잔부 조직으로서는, 펄라이트 등을 들 수 있다. 이들의 조직은, 가공성을 저하시키기 위해서, 5％ 이하로 한다.
베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 잔부 조직의 합계 체적률은, 50％ 이하로 한다. 당해 체적률을 50％ 이하로 함으로써, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 확보할 수 있다.
이어서, 페라이트, 에피택셜 페라이트 및 마르텐사이트의 판별 방법 및 조직 비율의 산출 방법에 대하여 설명한다. 또한, 이것에 해당하지 않는 조직을 잔부 조직으로 한다. 조직 비율의 산출에 있어서는, 조직 사진으로부터 구한 면적률을 체적률로 간주한다.
각 금속 조직의 동정과 체적률의 산출은, EBSD(Electron Back Scattering Diffraction), X선 측정, 나이탈 시약 또는 레페라액을 사용하는 부식 및 주사형 전자 현미경에 의해 행한다. 관찰 영역은, 판 폭 중앙의 위치이고, 강판의 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 판면에 수직인 단면의 100㎛×100㎛ 영역이다. 관찰은, 3000배의 배율로 행한다. 판 두께 방향에 대해서, 강판 표면 근방 및 강판 중심 근방에서는, 각각 마이크로 조직(구성 요소)이 그 밖의 부분과 크게 다른 경우가 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 1/4의 판 두께 위치를 기준으로 한 마이크로 조직의 관찰을 행한다.
측정 수순의 개략은 이하와 같다.
먼저, 연마 후의 시료에 대하여 X선의 회절 강도를 측정하고, 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 계속해서, 나이탈 시약을 사용한 에칭을 행한 후에, FE-SEM에 의해 얻어진 2차 전자상을 관찰하고, (i) 펄라이트, (ii) 에피택셜 페라이트 및 페라이트, (iii) 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 3개로 구별하여, 펄라이트의 면적률을 구한다. (ii) 에피택셜 페라이트와 페라이트는, 관찰 조건을 제어한 화상의 명도에 의해 구별하여, 각각의 면적률을 구한다.
그 후, 레페라 시약을 사용해서 에칭을 행하고, FE-SEM에 의해 얻어진 2차 전자상을 관찰한다. 이 관찰에서는, 베이나이트와, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 구별하여, 베이나이트의 면적률을 구한다. 마지막으로, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률로부터, X선을 사용하여 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여, 마르텐사이트의 면적률을 구한다.
이하에 구체적인 수순을 설명한다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선을 사용하여 회절 강도를 측정하여 산출할 수 있다.
X선을 사용하는 측정에서는, 시료의 판면으로부터 깊이 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거한다. 판 두께 1/4의 위치에 있어서, MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하는 것이 가능하다. 일반적인 산출 방법으로서 5 피크법이 이용된다.
펄라이트의 동정은, 이하의 수순으로 행한다. 시료의 관찰면을 나이탈 시약으로 부식하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위에서 100㎛×100㎛ 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰한다. 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 페라이트와 시멘타이트가 라멜라상으로 나열되어 있는 영역을, 펄라이트라고 판별한다. 면적률은, 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석을 행함으로써 구한다.
페라이트 및 에피택셜 페라이트의 동정은, 이하의 수순으로 행한다. 시료의 관찰면을, 나이탈 시약으로서 특히 3％ 질산과 에탄올의 혼합액으로 부식하고, 판 두께의 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛ 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰한다. 균일한 콘트라스트의 부분(결정립 내에 블록이나 패킷 등의 하부 조직이나 시멘타이트, 잔류 오스테나이트를 포함하지 않고, 단일의 균일한 콘트라스트에 나타나는 부분)이 페라이트 및 에피택셜 페라이트이다. 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석에 의해 산출한 면적률을, 페라이트 및 에피택셜 페라이트의 면적률로 간주한다.
페라이트와 에피택셜 페라이트를 구별하기 위해서는, 관찰 조건을, 가속 전압 15kV, WD10mm로 설정한다. 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석한 관찰 화상 중에서, 명도가 전체의 85％ 이상에 피크를 갖는 조직은 마르텐사이트, 60％ 이상 85％ 미만에 피크를 갖는 조직은 페라이트, 45％ 이상 60％ 미만에 피크를 갖는 조직은 에피택셜 페라이트이다. 이에 의해, 페라이트와 에피택셜 페라이트를 구별할 수 있고, 페라이트 및 에피택셜 페라이트 중의 에피택셜 페라이트의 비율을 산출할 수 있다.
베이나이트의 동정은, 이하의 수순으로 행한다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰한다. 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 베이나이트를 판별할 수 있다. 구체적으로는, 시멘타이트가 복수의 밸리언트를 갖는 것을 베이나이트라고 판별하고, 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 그 면적률을 구한다.
마르텐사이트의 동정은, 이하의 수순으로 행한다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰한다. 레페라 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되기 어렵고, 이들의 조직의 면적률은, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률이다. 이 부식되어 있지 않은 영역의 면적률을 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 구하고, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여, 마르텐사이트의 면적률을 산출할 수 있다.
<마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상>
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상이다. 이것은 마르텐사이트의 애스펙트비가 크고, 소위 바늘상 조직인 것을 나타낸다. 당해 비가 5.0 미만인 경우, 본 실시 형태에 있어서의 마르텐사이트의 바늘상 조직이 무너지고 있는 것을 의미한다. 상기 비를 5.0 이상으로 함으로써, 페라이트와 마르텐사이트 사이에 형성되는 에피택셜 페라이트의 폭(두께)이 얇아지고, 에피택셜 페라이트 중의 전위 밀도를 높일 수 있다. 이에 의해, 페라이트와 마르텐사이트 사이에 적합한 항복 강도를 갖는 에피택셜 페라이트를 형성할 수 있고, 강판을 가공할 때의 변형 속도가 큰 영역에 있어서도, 높은 항복 강도를 얻을 수 있다. 상기 비는 바람직하게는 6.0 이상이고, 보다 바람직하게는 7.0 이상이다.
이어서, 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비의 측정 방법에 대하여 설명한다.
먼저, 상기 화상 처리에 의해 특정한 각 마르텐사이트의 면적을 측정한다. 이어서, 각 마르텐사이트에 있어서의 긴 직경을 측정한다. 여기서, 긴 직경이란, 마르텐사이트의 주위 상의 2점을 연결하는 선분의 최대 길이이다. 계속해서, 각 마르텐사이트에 대해서, 그 면적을 긴 직경으로 나눈 값을 짧은 직경으로 하여 산출한다. 마지막으로, 각 마르텐사이트에 있어서, 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비를 산출하고, 그 평균값을 구한다.
<압연 방향에 수직인 방향의 단면에 있어서, 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와, 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B: 1.5 초과>
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 압연 방향을 따른, 강판의 표면으로부터 수직인 단면에 있어서, 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B가 1.5 초과이다. 당해 비가 1.5 초과이면, 마르텐사이트와 페라이트의 계면에 에피택셜 페라이트가 충분히 존재하게 되고, 굽힘 가공 등에 의해 변형 속도가 큰 영역에 있어서 항복 강도가 적합하게 상승한다. 이 결과, 당해 부위에 있어서의 판 두께의 감소를 억제할 수 있기 때문에, 적합한 부재 강성이 얻어진다.
A/B는 바람직하게는 1.7 이상이고, 보다 바람직하게는 1.8 이상이다.
A/B의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 에피택셜 페라이트의 비율과 마르텐사이트의 긴 직경과 짧은 직경의 비를 고려하여, 3.0으로 해도 된다.
이어서, 상술한 A/B의 측정 방법에 대하여 설명한다.
도 1은, 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와, 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 일례를 도시하는 모식도이다. 각 조직의 영역은 화상 처리 소프트로 식별할 수 있다. 화상 처리 소프트에서 얻어지는 시야 전체에 있어서의 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와, 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비가 A/B가 된다.
<인장 강도: 980MPa 이상>
본 실시 형태에 따른 강판의 인장 강도(TS)는, 980MPa 이상이다.
또한, 인장 강도는, 어닐링 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS Z 2201에 기재된 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241: 2011을 따라 인장 시험을 행함으로써 측정한다.
<변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 0.2％ 내력(YP)의 차가 7MPa 이상>
본 실시 형태에 따른 강판에서는, 강판을 변형한 때의 고변형 속도 영역에 있어서의 판 두께 감소의 억제에 기여하는 우위한 특성으로서, 변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 0.2％ 내력(YP)의 차가 7MPa 이상이 되는 것이 보다 바람직하다.
YP의 차는, 어닐링 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS Z 2201에 기재된 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 YP를 구하고, 이들의 차를 산출함으로써 구해진다.
또한, 본 실시 형태의 강판은, 표면에 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층 또는 전기 아연 도금층을 갖고 있어도 된다. 이렇게 도금층이 형성되는 경우에도 본 실시 형태의 강판은 원하는 특성을 발휘한다.
[강판의 제조 방법]
이어서, 본 실시 형태의 강판을 얻기 위한 제법의 일례에 대하여 설명한다.
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법은, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여, 구 오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열연 강판에 대하여 평균 냉각 속도 20℃/초 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 냉각 공정과,
상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을 500℃ 이하에서 권취하는 권취 공정과,
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 산세하고, 30％ 이하의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉연 강판의 판 두께 중심부를 (Ac3점-100)℃ 내지 900℃의 제1 온도역으로 가열하고, 상기 제1 온도역에서 5초 이상 균열하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 750℃ 내지 550℃의 제2 온도역에 있어서 2.5℃/초 내지 50℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는 어닐링 냉각 공정을
갖는다.
(열간 압연 공정)
열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 또한, 열연 강판의 광학 현미경 사진을 사용한 선분법으로 구한 구 오스테나이트 입경의 평균값이 30㎛ 미만이 되도록 열간 압연을 행한다. 이 열간 압연 공정은, 조압연 공정 및 복수의 압연 스탠드에 연속하여 슬래브를 통과시켜서 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 포함한다.
열연 강판의 구 오스테나이트 입경을 30㎛ 미만으로 함으로써, 그 후의 어닐링 공정에 있어서 변태한 오스테나이트끼리가 연결하여 괴상의 오스테나이트가 되는 것을 억제할 수 있다. 괴상의 오스테나이트에의 연결을 억제함으로써, 마르텐사이트의 애스펙트비를 크게 할(짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상) 수 있다.
또한, 열연 강판의 구 오스테나이트 입경은, 강판의 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 판면에 수직인 단면에 있어서, 관찰면을 나이탈 부식하고, 광학 현미경으로 100 내지 500배의 배율로 조직을 관찰함으로써, 선분법으로 측정한다. 이하에, 열연 강판의 구 오스테나이트 입경을 30㎛ 미만으로 하기 위하여 적합한 열간 압연 조건의 일례를 나타낸다. 구 오스테나이트 입경은, 열연 강판의 판 두께 1/4 위치에서 측정한다.
최종의 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도: 800 내지 1000℃
본 실시 형태에 따른 강판의 제조 방법에서는, 최종의 압연 스탠드(이하, 최종 압연 스탠드라고 호칭하는 경우가 있음)에서 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도(이하, 단순히 압연 개시 온도라고 호칭하는 경우가 있음)를 800 내지 1000℃로 한다. 압연 개시 온도를 800℃ 이상으로 함으로써, 압연 반력이 높아지는 것을 억제하고, 원하는 판 두께를 안정되게 얻는 것이 용이해지기 때문에, 바람직하다. 한편, 압연 개시 온도를 1000℃ 이하로 함으로써, 구 오스테나이트 입자의 조대화를 억제할 수 있기 때문에, 바람직하다. 또한, 마무리 압연 완료 온도는, 경질 조직을 확보하는 관점에서 800℃ 이상으로 한다.
여기서, 최종 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드란, 예를 들어 7대의 압연 스탠드에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 5대째의 압연 스탠드를 가리킨다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 압하율: 각각 10％ 초과 마무리 압연 공정에서는, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 슬래브를 통과시켜서 압연을 행한다. 이때, 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 압하율을, 각각 10％ 초과로 하여 압연을 행하는 것이 바람직하다. 여기서, 후단 3단의 압연이란, 최후의 3단의 압연 스탠드를 사용한 압연을 의미한다. 예를 들어, 7대의 압연 스탠드에서 연속 압연을 행하는 경우에는, 5대째로부터 7대째의 압연 스탠드에서의 압연을 의미한다. 후단 3단의 압하율을 각각 10％ 초과로 함으로써, 충분한 압연 변형을 도입할 수 있기 때문에, 오스테나이트 입자를 충분히 세립화할 수 있다. 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 압하율은, 보다 바람직하게는 20％ 이상으로 한다. 마무리 압연의 후단 3단의 각 압연 스탠드에 있어서의 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제조성의 관점에서 40％ 이하로 정해도 된다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간: 3.0초 이내
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간은, 바람직하게는 3.0초 이내이다. 이에 의해, 패스 간에서의 회복·재결정이 억제되어, 변형을 충분히 누적하는 것이 용이하게 된다. 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간은, 보다 바람직하게는 2.0초 이내로 한다. 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간의 하한은 특별히 한정되지 않고, 짧을수록 바람직하고, 이상적으로는 0이지만, 압연 스탠드의 성능상, 0.1초 이상으로 정해도 된다.
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 n단째의 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 압연 스탠드의 입측 온도 Tn+1의 차분이다(Tn-Tn+1): 10℃ 초과
마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 n단째의 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+1)을 제어함으로써, 변형을 적합하게 누적할 수 있다. (Tn-Tn+1)을 10℃ 초과로 함으로써, 패스 간에서의 회복·재결정이 억제되고, 마무리 압연 공정에서의 변형을 충분히 누적할 수 있기 때문에, 바람직하다. 또한, n단째의 압연 스탠드에 대해서, 슬래브(또는 강판)의 반송 방향을 향해서 n이 증가한다. 즉, 슬래브(또는 강판)는, n단째의 압연 스탠드를 통과한 후에, n+1단째의 압연 스탠드, n+2단째의 압연 스탠드를 순차 통과한다.
(냉각 공정)
열간 압연 공정 후, 상기와 같이 열간 압연된 강판(이하, 열연 강판이라고 호칭하는 경우가 있음)을 20℃/초 이상의 냉각 속도로 500℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 이 냉각 공정은, 강판의 대부분을 경질 조직(저온 변태 조직)으로 하고, 어닐링 중 및 냉각 후의 조직을 바늘상 조직으로 하기 위해 필요한 공정이다. 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 억제되어, 후의 바늘상 조직의 근원이 되는 경질 조직이 얻어진다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 30℃/초 이상, 보다 바람직하게는 40℃/초 이상이다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 제조성의 관점에서, 100℃/초 이하으로 해도 된다. 단, 500℃보다 낮은 온도에서는, 저온 변태 조직으로 변태하기 때문에, 평균 냉각 속도는 한정되지 않는다.
(권취 공정)
이어서, 상기 냉각 공정에 있어서 냉각된 열연 강판을 권취한다. 이 권취 공정에 있어서, 권취 온도는 500℃ 이하가 바람직하다. 이와 같이 하여 권취된 본 실시 형태의 열연 강판은, 바늘상 조직을 갖기 때문에, 후의 냉간 압연 및 연속 어닐링 공정을 거침으로써, 소정의 애스펙트비를 갖는 바늘상의 마르텐사이트 조직을 얻는 것이 가능하게 된다.
(냉간 압연 공정)
이어서, 권취 공정 후의 열연 강판을 산세하고, 30％ 이하의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다. 또한 냉연율 0％란 냉연을 행하지 않는 것을 의미한다.
산세는, 열연 강판의 표면 산화물을 제거하기 위한 공정이고, 산세 횟수는 1회라도 복수회라도 된다.
냉간 압연의 압하율을 30％ 이하로 함으로써, 열간 압연 공정에서 도입된 바늘상 조직이 유지되기 때문에, 원하는 금속 조직을 얻을 수 있다.
(어닐링 공정)
상기 공정 후에 어닐링 공정을 행하여, 원하는 금속 조직을 얻는다. 어닐링 공정에서는, 강판을 (Ac3점-100℃) 이상 또한, 900℃ 이하의 온도역(이하, 제1 온도역이라고 호칭하는 경우가 있음)으로 가열한 후, 제1 온도역에서 5초 이상 온도 유지(균열)한다. 제1 온도역에 있어서의 온도 유지에 있어서, 강판의 온도는 일정할 필요는 없다.
강판을 (Ac3점-100℃) 이상 900℃ 이하로 가열하는 이유는, 판 두께 중심부를 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역으로 가열함으로써, 원하는 비율의 금속 조직을 얻기 위해서이다. 또한, 어닐링 공정에서의 가열 온도를 900℃ 이하로 함으로써, 오스테나이트의 바늘상 조직을 유지할 수 있다.
또한, Ac3점은 하기(식 1)에 의해 구해진다.
Ac3=910-203√C+44.7Si-25(Mn+Cr)+700P-20Cu-15.2Ni+31.5Mo+400Ti+104V+120Al··(식 1)
여기서, C, Si, Mn, P, Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, V 및 Al은 각 원소의 함유량[질량％]이다.
(어닐링 냉각 공정)
어닐링 공정 후의 강판에 대하여, 750℃ 이하 550℃ 이상의 온도역(이하, 제2 온도역이라고 호칭하는 경우가 있음)을 평균 냉각 속도 2.5℃/초 이상 50℃/초 이하로 냉각한다. 제2 온도역에 있어서의 냉각 속도를 이 범위로 제어함으로써, 페라이트의 주위에 원하는 에피택셜 페라이트가 생성된다. 본 실시 형태에 있어서, Al을 일정량 함유시킴으로써 에피택셜 페라이트의 생성이 촉진된다. 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트가 과잉으로 생성되어 강판의 강도가 부족한 것을 억제할 수 있다. 평균 냉각 속도의 하한은, 바람직하게는 5℃/초, 보다 바람직하게는 10℃/초이다. 또한, 평균 냉각 속도를 50℃/초 이하로 함으로써, 충분한 양의 에피택셜 페라이트를 생성할 수 있다. 그 때문에, 평균 냉각 속도의 상한은, 바람직하게는 40℃/초이다. 또한 균열로를 나온 시점을 어닐링 냉각 공정의 개시 시로 하고, 냉각대를 나온 시점, 또는 강판의 온도가 550℃에 달한 시점의, 어느 쪽인가 빠른 시점을 어닐링 냉각 공정의 종료 시로 한다.
또한, Al 함유량이 충분하지 않은 경우에는, 상기 평균 냉각 속도를 2.5℃/초 이상 50℃/초 이하로 제어해도, 에피택셜 페라이트는 충분히 생성되지 않는다.
원하는 금속 조직 비율을 얻기 위해서, 750℃보다 높은 온도에서는, 페라이트 변태나 펄라이트 변태를 억제할 수 있는 평균 냉각 속도를 적절히 제어 가능하다. 또한, 550℃보다 낮은 온도에서는, 원하는 경질 조직의 분율을 얻기 위해서, 평균 냉각 속도는 적절히 제어 가능하다. 550℃ 이하의 온도역에서는, 경질 조직으로서 마르텐사이트를 얻기 위해서, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 100℃ 이하까지 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 또한 경질 조직으로서 베이나이트를 얻기 위해서, 150℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 10초 이상의 등온 유지를 실시해도 된다.
어닐링 냉각 공정 후의 강판 표면에 용융 아연 도금이나 전기 아연 도금을 실시해도 된다. 이에 의해, 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 강판을 침지하는 용융 아연 도금욕의 온도는 종래부터 적용되고 있는 조건이면 된다. 즉, 용융 아연 도금욕의 온도는, 예를 들어 440℃ 이상 550℃ 이하로 된다.
또한, 상기와 같이 용융 아연 도금을 실시한 후, 가열 합금화 처리를 실시해도 된다. 이에 의해, 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 가열 합금화 처리하는 경우의 합금화 가열 온도는, 종래부터 적용되고 있는 조건이면 된다. 즉, 합금화의 가열 온도는, 예를 들어 300℃ 이상 600℃ 이하로 된다. 합금화의 가열 방식은 특별히 한정되는 것은 아니고, 연소 가스에 의한 직접 가열이나, 유도 가열, 직접 통전 가열 등, 종래부터의 용융 도금 설비에 따른 가열 방식을 사용할 수 있다. 합금화 처리 후, 강판은 200℃ 이하로 냉각되고, 필요에 따라 조질 압연이 실시된다.
또한, 전기 아연 도금 강판을 제조하는 방법으로서는, 다음의 예를 들 수 있다. 예를 들어, 상기의 강판에 대하여, 도금의 전처리로서, 알칼리 탈지, 수세, 산세, 그리고 수세를 실시한다. 그 후, 전처리 후의 강판에 대하여, 예를 들어 액 순환식의 전기 도금 장치를 사용하고, 도금욕으로서 황산아연, 황산나트륨, 황산으로 이루어지는 것을 사용하여, 전류 밀도 100A/d㎡ 정도에서 소정의 도금 두께가 될 때까지 전해 처리한다.
실시예
본 실시 형태를, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
<제조 방법>
표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조하였다. 주조 후의 슬래브에 대하여, 표 2-1 내지 표 2-3에 기재된 조건에서 열간 압연 공정, 냉각 공정 및 권취 공정을 실시하였다. 산세 후, 표 2-1 내지 표 2-3에 기재된 압하율로 냉간 압연을 실시하였다. 냉간 압연 공정 후, 표 2-1 내지 표 2-3에 나타내는 조건에서 냉연 강판에 어닐링 공정 및 어닐링 냉각 공정을 실시하였다.
일부의 예에 대해서는, 어닐링 공정 후에 용융 아연 도금 및 합금화 처리를 행하였다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2-1]
Figure pct00003
[표 2-2]
Figure pct00004
[표 2-3]
Figure pct00005
<금속 조직의 측정>
얻어진 어닐링 강판으로부터, SEM 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 단면을 연마한 후, 이하의 방법으로 각 조직을 동정하고, 체적률을 측정하였다. 각 조직의 체적률을 표 3-1 내지 표 3-3에 나타내었다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선을 사용하여 회절 강도를 측정하여 산출하였다.
X선을 사용하는 측정에서는, 시료의 판면으로부터 깊이 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하였다. 판 두께 1/4의 위치에 있어서, MoKα선을 사용하여, bcc상의 (200), (211) 및 fcc상의 (200), (220), (311)의 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 산출하였다. 일반적인 산출 방법으로서 5 피크법을 사용하였다.
펄라이트의 동정은, 이하의 수순으로 행하였다. 시료의 관찰면을 나이탈 시약으로 부식하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위에서 100㎛×100㎛ 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰하였다. 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 페라이트와 시멘타이트가 라멜라상으로 나열되어 있는 영역을, 펄라이트라고 판별하였다. 면적률은, 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석을 행함으로써 구하였다.
페라이트 및 에피택셜 페라이트의 동정은, 이하의 수순으로 행하였다. 시료의 관찰면을, 나이탈 시약으로서 특히 3％ 질산과 에탄올의 혼합액으로 부식하고, 판 두께의 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛ 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰하였다. 균일한 콘트라스트의 부분(결정립 내에 블록이나 패킷 등의 하부 조직이나 시멘타이트, 잔류 오스테나이트를 포함하지 않고, 단일의 균일한 콘트라스트에 나타나는 부분)을 페라이트 및 에피택셜 페라이트라고 판단하였다. 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석에 의해 산출한 면적률을, 페라이트 및 에피택셜 페라이트의 면적률로 간주하였다.
페라이트와 에피택셜 페라이트를 구별하기 위해서, 관찰 조건을, 가속 전압 15kV, WD10mm로 설정하였다. 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 화상 해석한 관찰 화상 중에서, 명도가 전체의 85％ 이상에 피크를 갖는 조직은 마르텐사이트, 60％ 이상 85％ 미만에 피크를 갖는 조직은 페라이트, 45％ 이상 60％ 미만에 피크를 갖는 조직은 에피택셜 페라이트라고 판단하였다. 이에 의해, 페라이트와 에피택셜 페라이트를 구별할 수 있고, 페라이트 및 에피택셜 페라이트 중의 에피택셜 페라이트의 비율을 산출하였다.
베이나이트의 동정은, 이하의 수순으로 행하였다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰하였다. 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 베이나이트를 판별하였다. 구체적으로는, 시멘타이트가 복수의 밸리언트를 갖는 것을 베이나이트라고 판별하고, 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 그 면적률을 구하였다.
마르텐사이트의 동정은, 이하의 수순으로 행하였다. 시료의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 판 두께 1/4를 중심으로 하는 판 두께 1/8 내지 3/8의 범위 내에서 100㎛×100㎛의 영역을, FE-SEM을 사용하여, 3000배의 배율로 관찰하였다. 레페라 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되기 어렵고, 이들의 조직의 면적률을, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률로 하였다. 이 부식되어 있지 않은 영역의 면적률을 화상 해석 소프트웨어 Image J를 사용하여 구하고, X선으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여, 마르텐사이트의 면적률을 산출하였다.
<압연 방향에 수직인 방향의 단면에 있어서, 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B>
이하의 방법으로 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B를 측정하였다.
전술한 바와 같이, 각 조직의 영역을 화상 처리 소프트로 식별하고, 화상 처리 소프트에서 얻어지는 에피택셜 페라이트와 페라이트의 계면의 길이 A와 에피택셜 페라이트와 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비를 A/B로 하였다.
결과를 표 3에 나타내었다.
<마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비>
이하의 방법으로 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비(애스펙트비)를 측정하였다.
상기 화상 처리에 의해 특정한 각 마르텐사이트의 면적을 측정하였다. 이어서, 각 마르텐사이트에 있어서의 긴 직경을 측정하였다. 여기서, 긴 직경이란, 마르텐사이트의 주위 상의 2점을 연결하는 선분의 최대 길이로 하였다. 계속해서, 각 마르텐사이트에 대해서, 그 면적을 긴 직경으로 나눈 값을 짧은 직경으로 하여 산출하였다. 마지막으로, 각 마르텐사이트에 있어서, 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비율을 산출하고, 그 평균값을 구하였다.
결과를 표 3-1 내지 표 3-3에 나타내었다.
<인장 강도>
강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241: 2011을 따라 인장 시험을 행함으로써, 인장 강도를 측정하였다.
인장 강도의 측정 결과를 표 3-1 내지 표 3-3에 나타내었다.
<변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 0.2％ 내력(YP)의 차>
변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 0.2％ 내력(YP)의 차는, 강판으로부터 압연 방향에 대하여 수직 방향으로 JIS Z 2201에 기재된 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 변형 속도 0.001/초와 0.01/초에서의 YP의 차를 구하였다.
[표 3-1]
Figure pct00006
[표 3-2]
Figure pct00007
[표 3-3]
Figure pct00008
표 1-1 내지 표 3-3에 나타낸 바와 같이, 본 실시 형태의 요건을 충족하는 실시예에서는, 원하는 특성이 얻어지고 있었다. 한편, 본 실시 형태의 요건을 적어도 하나라도 충족하지 않는 비교예에서는, 원하는 특성이 얻어지지 않고 있었다. 구체적으로는 이하와 같다.
No.44는, C양이 적었기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 원하는 강도가 얻어지지 않았다.
No.45는, C양이 많았기 때문에, 인장 시험에 있어서 탄성 영역에서 파단하였다.
No.46은, Mn과 Cr의 합계량이 적기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 원하는 강도가 얻어지지 않았다.
No.47은, Mn과 Cr의 합계량이 많았기 때문에, 에피택셜 페라이트가 충분히 생성되지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.48은, Al양이 적었기 때문에, 에피택셜 페라이트가 충분히 생성되지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.49는, Al양이 많았기 때문에, Al에 의한 취화가 현저하여 슬래브가 갈라졌기 때문에, 그 후의 시험을 중지하였다.
No.50은, 최종 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연의 개시 온도가 낮고, 압연 하중이 높아짐으로써 압연 불가였기 때문에, 그 후의 시험을 중지하였다.
No.50'은 최종 압연 스탠드로부터 3단째의 압연 스탠드에 있어서의 압연의 개시 온도가 높았기 때문에, 마르텐사이트의 애스펙트비가 5.0 이상으로 되지 않고, 또한 마르텐사이트의 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.51은, 마무리 압연의 후단 3단째의 압연 스탠드에서의 압하율이 낮았기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.52는, 마무리 압연의 후단 2단째의 압연 스탠드 및 후단 1단째(즉, 최종 압연 스탠드)에서의 압하율이 낮았기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.53은, 마무리 압연의 후단 1단째(즉, 최종 압연 스탠드)의 압하율이 낮았기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.54는, 압연 스탠드 간의 패스 간 시간의 최댓값이 3.0초 초과였기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.55는, 마무리 압연의 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 n단째의 상기 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 상기 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+1)의 최댓값이 10℃ 이하였기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.56은, 냉각 공정의 평균 냉각 속도가 20℃/초 미만이었기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.57은, 냉각 공정의 냉각 정지 온도가 500℃ 초과였기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.58은, 권취 온도가 500℃ 초과였기 때문에, 바늘상의 마르텐사이트 및 그 주위의 적합한 에피택셜 페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.59는, 냉간 압연 공정의 압하율이 30％ 초과였기 때문에, 열연 강판에서 생성시킨 바늘상 조직을 유지할 수 없고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.60은, 어닐링 공정에서의 균열 온도가 (Ac3점-100)℃ 미만이었기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도가 불충분하고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.61은, 어닐링 공정에서의 균열 온도가 900℃ 초과였기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 또한 열연 강판에서 생성시킨 바늘상 조직을 유지할 수 없고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
No.62는, 어닐링 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도가 2.5℃/초 미만이었기 때문에, 원하는 금속 조직이 얻어지지 않고, 인장 강도가 불충분하였다.
No.63은, 어닐링 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 초과였기 때문에, 에피택셜 페라이트가 충분히 얻어지지 않고, 원하는 항복 강도의 증가량이 얻어지지 않았다.
본 발명에 따르면, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 또한, 굽힘 가공을 행하여도 적합한 부재 강성을 갖는 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있기 때문에, 산업상 매우 유용하다.

Claims (9)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하,
    Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
    Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하,
    Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
    P: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    S: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
    N: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
    O: 0％ 이상, 0.006％ 이하,
    Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
    V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
    Co: 0％ 이상, 0.500％ 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％ 이하를
    포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
    표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의 금속 조직이 체적률로,
    페라이트 및 에피택셜 페라이트: 10％ 이상, 50％ 미만,
    페라이트 및 에피택셜 페라이트의 합계 체적률에 대한 에피택셜 페라이트의 비율: 5％ 이상, 30％ 이하,
    마르텐사이트: 20％ 이상, 70％ 이하,
    베이나이트: 50％ 이하,
    잔류 오스테나이트: 15％ 이하, 및
    잔부 조직: 5％ 이하를
    함유하고, 상기 베이나이트, 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 잔부 조직의 합계 체적률은 50％ 이하이고,
    상기 표면으로부터 판 두께 1/4의 위치에 있어서의, 압연 방향을 따르고 있고, 또한, 상기 표면에 대하여 수직인 단면에 있어서, 상기 에피택셜 페라이트와 상기 페라이트의 계면의 길이 A와 상기 에피택셜 페라이트와 상기 마르텐사이트의 계면의 길이 B의 비인 A/B가 1.5 초과이고,
    상기 마르텐사이트의 짧은 직경에 대한 긴 직경의 비가 5.0 이상이고, 또한
    인장 강도가 980MPa 이상인,
    강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Mo: 0.010 내지 1.000％,
    B: 0.0001 내지 0.010％,
    Ti: 0.010 내지 0.200％,
    Nb: 0.010 내지 0.200％,
    V: 0.010 내지 0.200％,
    Cu: 0.001 내지 1.000％, 및
    Ni: 0.001 내지 1.000％로
    이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는, 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 표면에 전기 아연 도금층을 갖는, 강판.
  6. 질량％로,
    C: 0.050％ 이상, 0.500％ 이하,
    Si: 0.01％ 이상, 2.50％ 이하,
    Mn+Cr: 1.20％ 이상, 4.00％ 이하,
    Al: 0.10％ 이상, 2.00％ 이하,
    P: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    S: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
    N: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
    O: 0％ 이상, 0.006％ 이하,
    Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    Ti: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    Nb: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    B: 0％ 이상, 0.010％ 이하,
    V: 0％ 이상, 0.200％ 이하,
    Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    W: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    Ta: 0％ 이상, 0.100％ 이하,
    Ni: 0％ 이상, 1.000％ 이하,
    Sn: 0％ 이상, 0.050％ 이하,
    Co: 0％ 이상, 0.500％ 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％ 이하를
    포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하여, 구 오스테나이트 입경이 30㎛ 미만인 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
    상기 열연 강판에 대하여 평균 냉각 속도 20℃/초 이상에서 500℃ 이하까지 냉각하는 냉각 공정과,
    상기 냉각 공정 후의 상기 열연 강판을, 500℃ 이하에서 권취하는 권취 공정과,
    상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판을 산세하고, 30％ 이하의 압하율로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉연 강판을 (Ac3점-100)℃ 내지 900℃의 제1 온도역으로 가열하고, 상기 제1 온도역에서 5초 이상 균열하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판을, 750℃ 내지 550℃의 제2 온도역을 2.5℃/초 내지 50℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하는 어닐링 냉각 공정을
    갖는, 강판의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 열간 압연 공정은, 복수의 압연 스탠드에 연속하여 상기 슬래브를 통과시켜서 압연을 행하는 마무리 압연 공정을 갖고,
    상기 마무리 압연 공정은:
    최종의 상기 압연 스탠드로부터 3단째의 상기 압연 스탠드에 있어서의 압연 개시 온도가 800℃ 내지 1000℃이고;
    상기 마무리 압연 공정의 후단 3단의 상기 압연 스탠드에 있어서, 각각 압하율 10％ 초과로 압연하고;
    상기 마무리 압연 공정의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 각 압연 스탠드 간의 패스 간 시간이 3.0초 이내이고;
    상기 마무리 압연 공정의 상기 후단 3단의 압연 스탠드에 있어서의 n단째의 상기 압연 스탠드의 출측의 온도 Tn과, (n+1)단째의 상기 압연 스탠드의 입측의 온도 Tn+1의 차분인 (Tn-Tn+1)이 10℃ 초과인,
    강판의 제조 방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 어닐링 냉각 공정 후의 상기 냉연 강판을, 용융 아연 도금욕에 침지시킴으로써 용융 아연 도금을 형성하는, 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서, 상기 용융 아연 도금을, 300℃ 내지 600℃의 온도역에서 합금화하는, 강판의 제조 방법.
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