KR20220145391A

KR20220145391A - 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

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Publication number: KR20220145391A
Application number: KR1020227033365A
Authority: KR
Inventors: 요시야스 가와사키; 링링 양; 쇼타로 데라시마; 다츠야 나카가이토; 슌스케 야마모토; ??스케 야마모토; 가츠야 호시노; 유키 다케다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2020-03-31
Filing date: 2021-03-25
Publication date: 2022-10-28
Also published as: JPWO2021200580A1; JP7001204B1; CN115362279A; EP4130324A4; JP7044198B2; JP2022020867A; CN115362279B; JP2022023087A; US20230151451A1; EP4130324A1; WO2021200580A1; MX2022012144A

Abstract

인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 강판은, 특정한 성분 조성과 강 조직을 갖고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn 과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn이, 하기 식 (1) 을 만족하고, 인장 강도가 1180 MPa 이상이다.
L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)

Description

강판, 부재 및 그들의 제조 방법

본 발명은, 강판, 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 강판은, 자동차 분야에서 사용되는 골격 부재에 적합하다.

최근, 지구 환경의 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 차체 재료의 고강도화에 의해 차체 재료의 박육화를 도모하여, 차체 그 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발해졌다. 자동차의 충돌 안전성 향상에 대한 사회적 요구도 한층 더 높아지고 있지만, 센터 필러로 대표되는 골격 부재는, 인장 강도 (이하, 간단히 TS 라고도 한다) 가 980 MPa 급의 강판의 적용에 머무르고 있다. 이것은, 고강도화에 수반하여, 연성이나 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 등의 성형성이 저하되기 때문이다. 또한, 항복 응력 (이하, 간단히 YS 라고도 한다) 의 향상도 요망되고 있지만, 상기 서술한 바와 같이 성형성의 저하가 우려되기 때문에, YS 의 향상도 곤란하다.

또한 최근 들어, 자동차의 차체나 부품을 조립할 때에, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 스폿 용접을 실시하거나, 고강도 냉연 강판과 아연 도금 강판을 스폿 용접하거나 하면, 용접부에서 용융 금속 취화 균열 (LMEC : Liquid Metal Embrittlement Cracking, 이하 LME 균열이라고도 한다) 이 발생하는 것이 확인되고 있다. LME 균열은, 스폿 용접시에 아연 도금층의 아연이 용융되고, 용접부의 강 조직의 결정립계에 용융 아연이 침입하여, 용접 전극을 개방할 때에 생기는 응력이 작용함으로써 발생하는 균열이다. 아연 도금을 실시하지 않은 고강도 냉연 강판이라도, 아연 도금 강판과 스폿 용접할 때에, 아연 도금 강판에서 용융된 아연이 고강도 냉연 강판에 접촉함으로써 LME 균열이 발생하는 경우가 있다. TS 가 1180 MPa 이상인 고강도 강판에서는 C, Si, Mn 함유량이 높기 때문에, LME 균열의 발생 리스크가 우려되고 있다.

종래, 자동차 부품에 대한 적용을 목적으로 하여 여러 가지 고강도 강판이 개발되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에 있어서는, 체적 분율로, 40 ％ 이상의 페라이트를 함유하고, 5 ％ 이상의 템퍼드 마텐자이트를 함유하고, 페라이트의 경도 (DHTF) 와 마텐자이트의 경도 (DHTM) 의 비 (DHTM/DHTF) 가 1.5 ∼ 3.0 이고, 잔부 조직이 페라이트 및 베이나이트 조직으로 이루어지는, 인장 강도 (TS) 가 590 MPa 이상이고 구멍 확장성과 성형성이 우수한 고강도 강판과 그 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에 있어서는, 강판의 표면으로부터의 깊이가 강판의 두께의 1/4 의 위치에 있어서, 체적 분율로, 템퍼드 마텐자이트 : 3.0 ％ 이상, 페라이트 : 4.0 ％ 이상, 또한 잔류 오스테나이트 : 5.0 ％ 이상으로 표시되는 조직을 갖고, 모재 중의 템퍼드 마텐자이트의 평균 경도는 5 GPa ∼ 10 GPa 이고, 모재 중의 템퍼드 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 일부 또는 전부는 M-A (Martensite-Austenite constituent, 별명 : 도상 (島狀) 마텐자이트) 를 형성하고 있고, 탈탄 페라이트층 중의 페라이트의 체적 분율은, 강판의 표면으로부터의 깊이가 강판의 두께의 1/4 의 위치에 있어서의 모재의 페라이트의 체적 분율의 120 ％ 이상이고, 탈탄 페라이트층 중의 페라이트의 평균 입경은 20 ㎛ 이하이고, 탈탄 페라이트층의 두께는 5 ㎛ ∼ 200 ㎛ 이고, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 체적 분율은 1.0 체적％ 이상이고, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 개수 밀도는 0.01 개/㎛² 이상이며, 탈탄 페라이트층 중의 템퍼드 마텐자이트의 평균 경도는 8 GPa 이하인, 높은 강도를 얻으면서, 연신 특성 및 굽힘성을 향상시킬 수 있는 도금 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 3 에 있어서는, 모재의 표면으로부터 5.0 ㎛ 이상의 깊이까지, 결정립계의 적어도 일부가 산화물에 피복된 내부 산화층을 갖고, 또한, 모재의 표면으로부터 5.0 ㎛ 의 깊이까지의 영역에 있어서, 상기 산화물의 입계 피복률이 60 ％ 이상이며, 또한, 모재의 표면으로부터 50 ㎛ 이상의 깊이까지 탈탄층을 갖는, 900 MPa 이상의 인장 강도를 가진 내(耐)용융 금속 취화 균열성이 우수한 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2007-302918호 국제 공개 제2016/171237호 일본 특허공보 제6388099호

그러나, 특허문헌 1 에 있어서는, 굽힘성 및 내 LME 특성에 대해서 검토되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 2 에 있어서는, 구멍 확장성 및 내 LME 특성에 대해서 검토되어 있지 않다. 특허문헌 3 에 있어서는, 연성 및 내지연 파괴 특성에 대해서 검토되어 있지 않다.

이와 같이, 항복 응력 (YS), 인장 강도 (TS), 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 종합적으로 만족하는 것이 가능한 강판은 없다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명에서 말하는 인장 강도 (TS) 는, JIS Z 2241 에 준거하여, 얻어진 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 대하여 직각이 되도록 JIS 5 호 시험편을 채취하고, 그 시험편을 사용하여, 크로스 헤드 속도 : 10 mm/min 의 조건으로 인장 시험을 실시함으로써 얻어지는 인장 강도 (TS) 를 가리킨다.

또한, 본 발명에서 말하는 고항복 응력, 우수한 연성은, 상기한 인장 강도 (TS) 와 동일한 측정 방법에 의해 얻어지는 항복 응력 (YS), 전연신 (El) 이 이하의 (A), (B) 또는 (c) 를 만족하는 것을 가리킨다.

(A) 1180 MPa ≤ TS ＜ 1320 MPa 의 경우, 700 MPa ≤ YS, 13 ％ ≤ El

(B) 1320 MPa ≤ TS ＜ 1470 MPa 의 경우, 850 MPa ≤ YS, 11 ％ ≤ El

(C) 1470 MPa ≤ TS 의 경우, 1000 MPa ≤ YS, 9 ％ ≤ El

또한, 우수한 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 은, JIS Z 2256 에 준거한 이하의 구멍 확장 시험에 의해, λ 가 20 ％ 이상인 경우를 가리킨다.

(1) 얻어진 강판으로부터, 100 mm×100 mm 의 샘플을 전단에 의해 채취하고, 그 샘플에, 클리어런스를 12.5 ％ 로 하여 직경 10 mm 의 구멍을 뚫는다.

(2) 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여, 구멍의 주위를 주름 누름력 9 ton (88.26 kN) 으로 누른 상태에서, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 구멍에 밀어 넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정한다.

(3) 하기의 식에 기초하여, 한계 구멍 확장률 : λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가한다.

λ (％) = {(D_f－D₀)/D₀}×100

단, 상기 식에 있어서, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다.

또, 우수한 내지연 파괴 특성은, 이하의 응력을 부하한 V 굽힘 가공 샘플을 사용한 염산 침지 시험에 의해, 1 mm 이상의 균열이 발생하지 않는 경우를 가리킨다.

(1) 전단에 의해 두께 1.4 mm×폭 30 mm×길이 110 mm 의 시험편을 채취한다.

(2) 그 시험편에 폭 중앙이면서 또한 길이 단부로부터 17.5 mm 위치를 중심으로 한 Φ15 mm 의 구멍 뚫기 가공을 실시한다.

전단 조건은, 블랭크 홀더를 구비하여, 전단 레이크각을 0.5°, 전단 클리어런스를 15 ％ 로 하고, 전단 블레이드는 1000 쇼트 이상 사용한 것으로 한다.

(3) 그 후, 그 시험편에 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 R/t = 5.0 으로 90°V 굽힘 가공을 실시하고, V 굽힘 정점의 응력이 그 재료의 YS±50 MPa 가 되도록 Φ15 mm 구멍에 통과시킨 볼트의 조임량을 조정한다.

(4) 얻어진 응력을 부하한 V 굽힘 가공 샘플을 염산에 침지하고, 균열의 유무를 판단한다. 침지 조건은, 침지 용액을 pH = 3 의 염산으로 일정 관리로 하고, 액온을 25 ℃, 침지 시간을 96 시간으로 한다.

또한, 우수한 내 LME 특성은, 이하의 저항 용접 균열 시험에 의해, 0.1 mm 이상의 균열이 인정되지 않는 것을 가리킨다.

(1) 얻어진 강판의 압연 방향과 직각 방향을 길이로 하여 30 mm×100 mm 로 절단한 시험편을 1 장과, 다른 1 장은 980 MPa 급의 용융 아연 도금 강판을 사용해서, 이들에 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시하여, 부재를 제작한다.

(2) 용접기에는 2 장의 강판을 포갠 판 세트에 대하여, 용접 건에 장착된 서보 모터 가압식으로 단상 교류 (50 Hz) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 5°기울인 상태에서 저항 스폿 용접을 실시한다. 용접 조건은 가압력을 3.8 kN, 홀드 시간을 0.2 초로 하고, 용접 전류를 5.7 ∼ 6.2 kA, 통전 시간을 21 사이클, 홀드 시간을 5 사이클로 한다.

(3) 용접 후의 부재로부터 시험편을 반절 (半切) 하고, 단면을 광학 현미경으로 관찰하여, 0.1 mm 이상의 균열의 유무를 확인한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

본 발명에서는, 강판을, 소정의 Si 및 Mn 을 함유하는 성분 조성과, 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 30 ％ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 이상 50 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하인 강 조직을 갖도록 제어하였다. 또, 강판 표면 근방에 Si 농도 및 Mn 농도가 낮은 영역을 존재시키고, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si 및 최소의 Mn 농도 L_Mn 과, 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si 및 Mn 농도 T_Mn 을 소정의 관계를 만족하도록 제어하였다. 이들에 의해, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖는 강판이 얻어진다는 것을 알아내었다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 및 Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하를 함유하는 성분 조성과,

페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 30 ％ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 이상 50 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하인 강 조직을 갖고,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이고,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족하고,

인장 강도가 1180 MPa 이상인 강판.

L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)

[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하,

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.0200 ％ 이하,

Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하, 및

N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 [1] 에 기재된 강판.

[3] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

Sb : 0.200 ％ 이하 및

Sn : 0.200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 [2] 에 기재된 강판.

[4] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

Ti : 0.200 ％ 이하,

Nb : 0.200 ％ 이하,

V : 0.100 ％ 이하,

B : 0.0100 ％ 이하,

Cu : 1.000 ％ 이하,

Cr : 1.000 ％ 이하,

Ni : 1.000 ％ 이하,

Mo : 0.500 ％ 이하,

Ta : 0.100 ％ 이하,

W : 0.500 ％ 이하,

Mg : 0.0200 ％ 이하,

Zn : 0.020 ％ 이하,

Co : 0.020 ％ 이하,

Zr : 0.020 ％ 이하,

Ca : 0.0200 ％ 이하,

Ce : 0.0200 ％ 이하,

Se : 0.0200 ％ 이하,

Te : 0.0200 ％ 이하,

Ge : 0.0200 ％ 이하,

As : 0.0200 ％ 이하,

Sr : 0.0200 ％ 이하,

Cs : 0.0200 ％ 이하,

Hf : 0.0200 ％ 이하,

Pb : 0.0200 ％ 이하,

Bi : 0.0200 ％ 이하,

REM (Ce 를 제외한다) : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 [2] 또는 [3] 에 기재된 강판.

[5] 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 경도에 대하여 65 ％ 이하의 경도의 영역을 연질층으로 했을 때,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하의 연질층을 갖는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[6] 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하인 [1] ∼ [5] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[7] 상기 Mn 농도 L_Mn과 상기 Mn 농도 T_Mn이, 하기 식 (2) 를 만족하는 [1] ∼ [6] 중 어느 하나에 기재된 강판.

L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)

[8] 강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 [1] ∼ [7] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[9] 강판 중에 포함되는 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 [1] ∼ [8] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[10] 상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 [1] ∼ [9] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[11] [1] ∼ [10] 중 어느 하나에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.

[12] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,

상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과,

상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,

상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판을 (상기 냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.

[13] 상기 재가열 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 [12] 에 기재된 강판의 제조 방법.

[14] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,

상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정과,

상기 도금 공정 후의 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.

[15] 상기 재가열 공정 후, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 [12] ∼ [14] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

[16] 상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 [12] ∼ [15] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

[17] [12] ∼ [16] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.

[18] 질량％ 로, Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 및 Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하를 함유하는 성분 조성과,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이고,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si 및 최소의 Mn 농도 L_Mn 과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si 및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족하고,

인장 강도가 1180 MPa 이상인 강판.

L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)

[19] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하,

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.0200 ％ 이하,

Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하, 및

N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 [18] 에 기재된 강판.

[20] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

Sb : 0.200 ％ 이하 및

Sn : 0.200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 [19] 에 기재된 강판.

[21] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,

Ti : 0.200 ％ 이하,

Nb : 0.200 ％ 이하,

V : 0.100 ％ 이하,

B : 0.0100 ％ 이하,

Cu : 1.000 ％ 이하,

Cr : 1.000 ％ 이하,

Ni : 1.000 ％ 이하,

Mo : 0.500 ％ 이하,

Ta : 0.100 ％ 이하,

W : 0.500 ％ 이하,

Mg : 0.0200 ％ 이하,

Zn : 0.020 ％ 이하,

Co : 0.020 ％ 이하,

Zr : 0.020 ％ 이하,

Ca : 0.0200 ％ 이하,

Ce : 0.0200 ％ 이하,

Se : 0.0200 ％ 이하,

Te : 0.0200 ％ 이하,

Ge : 0.0200 ％ 이하,

As : 0.0200 ％ 이하,

Sr : 0.0200 ％ 이하,

Cs : 0.0200 ％ 이하,

Hf : 0.0200 ％ 이하,

Pb : 0.0200 ％ 이하,

Bi : 0.0200 ％ 이하,

REM (Ce 를 제외한다) : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 [19] 또는 [20] 에 기재된 강판.

[22] 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 경도에 대하여 65 ％ 이하의 경도의 영역을 연질층으로 했을 때,

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하의 상기 연질층을 갖는 [18] ∼ [21] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[23] 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하인 [18] ∼ [22] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[24] 상기 Mn 농도 L_Mn과 상기 Mn 농도 T_Mn이, 하기 식 (2) 를 만족하는 [18] ∼ [23] 중 어느 하나에 기재된 강판.

L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)

[25] 강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 [18] ∼ [24] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[26] 강판 중에 포함되는 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 [18] ∼ [25] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[27] 상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 [18] ∼ [26] 중 어느 하나에 기재된 강판.

[28] [18] ∼ [27] 중 어느 하나에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.

[29] [18] ∼ [21] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상 20 ℃ 이하인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,

[30] 상기 재가열 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 [29] 에 기재된 강판의 제조 방법.

[31] [18] ∼ [21] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,

상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상 20 ℃ 이하인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,

[32] 상기 재가열 공정 후, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 [29] ∼ [31] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

[33] 상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 [29] ∼ [32] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법.

[34] [29] ∼ [33] 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖는 강판, 부재 및 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 실시하기 위한 형태를 설명한다.

먼저, 강판의 성분 조성의 적정 범위 및 그 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 모재 강판의 성분 원소의 함유량을 나타내는「％」는, 특별히 명기하지 않는 한「질량％」를 의미한다.

본 발명의 강판의 성분 조성은, 질량％ 로, Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 및 Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하를 함유한다. 또한, 성분 조성은, 상기 Si 및 Mn 에 더하여 추가로, 질량％ 로, C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.0200 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하, 및 N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다.

Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하

Si 는, 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진시킴으로써, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 미치는 원소이다. 또한, Si 의 함유량을 저감하면 아연의 융점이 상승하기 때문에, 스폿 용접시의 아연의 입계 침식을 억제하여, 내 LME 특성을 향상시킬 수 있다. Si 의 함유량이 0.20 ％ 미만에서는, 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하여, 연성이 저하된다. 한편, Si 의 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하여, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승한다. 그 결과, 구멍 확장시의 균열 진전이 촉진되어, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은, 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.70 ％ 이상이다. 또한, Si 의 함유량은, 바람직하게는 1.70 ％ 이하로 한다.

Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하

Mn 은, 경질상의 면적률을 조정하는 중요한 원소이다. Mn 의 함유량이 2.70 ％ 미만에서는, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해짐과 함께, YS 도 저하된다. 한편, Mn 의 함유량이 4.00 ％ 를 초과하면, 우수한 연성이 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 의 함유량은, 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하로 한다.

C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하

C 는, 경질상인 마텐자이트, 템퍼드 마텐자이트 및 베이나이트, 그리고 잔류 오스테나이트를 원하는 양 생성시켜, 1180 MPa 이상의 TS 를 얻음과 함께, 높은 항복 응력 (YS) 을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. C 의 함유량이 0.120 ％ 미만에서는, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해짐과 함께, YS 도 저하될 가능성이 있다. 한편, C 의 함유량이 0.400 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도가 과도하게 증가하여, 타발시에 잔류 오스테나이트로부터 생성되는 마텐자이트의 경도가 크게 상승할 가능성이 있다. 그 결과, 구멍 확장시의 균열 진전이 촉진되어, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, C 의 함유량은, 바람직하게는 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.150 ％ 이상으로 한다. 또한, C 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.250 ％ 이하로 한다.

P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는, 고용 강화의 작용을 갖고, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, P 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, P 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 구오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시키기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, P 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하로 한다.

S : 0.0200 ％ 이하

S 는, 강 중에서 황화물로 존재하며, 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킬 가능성이 있다. 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, S 의 함유량은 바람직하게는 0.0200 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0080 ％ 이하이다. 또한, S 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상이 되는 것이 바람직하다.

Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하

Al 은, 어닐링 중의 탄화물 생성을 억제함과 함께, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진한다. 그 때문에, Al 은, 잔류 오스테나이트의 체적률, 및 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농도에 영향을 미치는 원소이다. Al 첨가에 의한 효과를 얻기 위해서는, Al 의 함유량을 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Al 함유량이 2.000 ％ 를 초과하면, 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해짐과 함께, YS 도 저하될 가능성이 있다. 따라서, Al 의 함유량은, 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Al 의 함유량은 0.025 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.030 ％ 이상이다. 또한, 보다 바람직하게는, Al 의 함유량은 1.500 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.000 ％ 이하이다.

N : 0.0100 ％ 이하

N 은, 강 중에서 질화물로서 존재하고, 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 강판의 극한 변형능을 저하시킨다. 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, N 의 함유량은 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, N 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이다. 또한, N 의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N 의 함유량은 0.0005 ％ 이상이 되는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부의 Fe (철) 및 불가피적 불순물을 포함하는 성분 조성을 갖는다. 특히, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 강판은, 상기 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에는, 원하는 특성에 따라, 이하에 서술하는 성분 원소를 추가로 함유시킬 수 있다. 하기의 성분 원소가 하기에 나타내는 상한 이하로 함유되어 있는 경우, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 그 때문에, 하기의 성분 원소의 하한은 특별히 한정되지 않고, 상한만을 규정하고 있다. 또한, 하기의 임의 원소를 후술하는 바람직한 하한값 미만으로 함유하는 경우, 당해 원소는 불가피적 불순물로서 함유되는 것으로 한다.

Sb : 0.200 ％ 이하 및 Sn : 0.200 ％ 이하 중에서 선택된 적어도 1 종

Sb 는, 어닐링 중의 강판 표면 부근에서의 C 확산을 억제하여, 강판 표면 근방에 있어서의 연질층의 형성을 제어하기 위해 유효한 원소이다. Sb 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 연질층이 형성되지 않아, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Sb 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. 한편, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Sb 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

Sn 은, 어닐링 중의 강판 표면 부근에서의 C 확산을 억제하여, 강판 표면 근방에 있어서의 연질층의 형성을 제어하기 위해 유효한 원소이다. Sn 의 함유량이 0.200 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 연질층이 형성되지 않아, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Sn 의 함유량은 0.200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다. 한편, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Sn 의 함유량은 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

Ti : 0.200 ％ 이하, Nb : 0.200 ％ 이하, V : 0.100 ％ 이하, B : 0.0100 ％ 이하, Cu : 1.000 ％ 이하, Cr : 1.000 ％ 이하, Ni : 1.000 ％ 이하, Mo : 0.500 ％ 이하, Ta : 0.100 ％ 이하, W : 0.500 ％ 이하, Mg : 0.0200 ％ 이하, Zn : 0.020 ％ 이하, Co : 0.020 ％ 이하, Zr : 0.020 ％ 이하, Ca : 0.0200 ％ 이하, Ce : 0.0200 ％ 이하, Se : 0.0200 ％ 이하, Te : 0.0200 ％ 이하, Ge : 0.0200 ％ 이하, As : 0.0200 ％ 이하, Sr : 0.0200 ％ 이하, Cs : 0.0200 ％ 이하, Hf : 0.0200 ％ 이하, Pb : 0.0200 ％ 이하, Bi : 0.0200 ％ 이하, REM (Ce 를 제외한다) : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종

Ti, Nb 및 V 는, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. Ti, Nb 및 V 중 적어도 1 종을 첨가하는 경우, 이러한 효과를 얻기 위해서, Ti, Nb 및 V 중 적어도 1 종의 함유량을, 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그들의 함유량은, 각각 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Ti 의 함유량이 0.200 ％ 초과, Nb 의 함유량이 0.200 ％ 초과, 또는 V 의 함유량이 0.100 ％ 초과인 경우, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이러한 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 조대한 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되어, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ti, Nb 및 V 중 적어도 1 종을 첨가하는 경우, Ti 함유량은 바람직하게는 0.200 ％ 이하, Nb 함유량은 바람직하게는 0.200 ％ 이하, V 의 함유량은 바람직하게는 0.100 ％ 이하로 한다. 또한, Ti, Nb 및 V 의 함유량은, 보다 바람직하게는 각각 0.060 ％ 이하로 한다.

B 는, 오스테나이트 입계에 편석함으로써, ??칭성을 향상시킬 수 있는 원소로, B 를 강 중에 첨가함으로써, 어닐링 냉각시의 페라이트의 생성 및 입자의 성장을 억제하는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0002 ％ 이상으로 한다. 한편, B 의 함유량이 0.0100 ％ 를 초과하면, 열간 압연 중에 강판 내부에 균열이 생겨 강판의 극한 변형능을 저하시킬 가능성이 있다. 또한, 이것에 의해, 타발 후의 총 보이드수 밀도가 증가하여, 신장 플랜지성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, B 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, B 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0050 ％ 이하로 한다.

Cu 는, ??칭성을 크게 하는 원소로 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이상으로 한다. 한편, Cu 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하여, TS 가 과잉으로 높아진다. 또한, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하여, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 인장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 연성이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Cu 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.350 ％ 이하로 한다.

Cr 은, ??칭성을 향상시키는 원소로, 경질상을 생성시키기 위해 유효한 원소이다. Cr 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 경질의 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Cr 을 첨가하는 경우, Cr 의 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cr 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.700 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.400 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 의 함유량은 0.0000 ％ 여도 되지만, ??칭성을 크게 하고, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Cr 의 함유량은 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ni 는, ??칭성을 크게 하는 원소로, 경질상의 면적률을 보다 바람직한 범위 내로 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni 의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 한다. 한편, Ni 의 함유량이 1.000 ％ 를 초과하면, 경질상의 면적률이 증가하여, 성형시의 치수 정밀도 및 연성이 저하될 가능성이 있다. 또한, 조대한 석출물이나 개재물이 증가하면, 강판 중에 확산성 수소가 존재하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 1.000 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ni 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80 ％ 이하로 한다.

Mo 는, ??칭성을 향상시키는 원소로, 경질상을 생성시키기 위해 유효한 원소이다. Mo 의 함유량이 0.500 ％ 를 초과하면, 경질 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Mo 를 첨가하는 경우, Mo 의 함유량은 0.500 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.450 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.400 ％ 이하로 한다. 또한, Mo 의 함유량의 하한은, ??칭성을 크게 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, Mo 의 함유량은 0.010 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, Mo 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이상으로 한다.

Ta 는, Ti, Nb 및 V 와 마찬가지로, 열간 압연시 또는 어닐링시에, 미세한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 형성함으로써, TS 를 상승시킨다. 뿐만 아니라, Ta 에는, Nb 탄화물이나 Nb 탄질화물에 일부 고용되어, (Nb,Ta) (C,N) 과 같은 복합 석출물을 생성하여, 석출물의 조대화를 현저하게 억제하고, 석출 강화를 안정화시킴으로써 모재 강판의 YS 및 TS 를 향상시키는 효과가 있는 것으로 생각된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ta 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ta 의 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성되어, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 그 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ta 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ta 함유량은, 0.050 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.030 ％ 이하이다.

W 는, 강도 확보에 유효한 원소이다. W 의 함유량이 0.500 ％ 를 초과하면, 경질 마텐자이트의 면적률이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, W 를 첨가하는 경우, W 의 함유량은 0.500 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. W 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.450 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.400 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는, W 함유량은 0.200 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다. 또한, ??칭성을 크게 하여, TS 를 보다 바람직한 범위 내로 하는 관점에서, W 의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, W 의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상으로 한다.

Mg 는, 황화물이나 산화물 등의 개재물의 형상을 구상화하여, 강판의 극한 변형능을 향상시키고, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg 의 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mg 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이러한 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Mg 를 첨가하는 경우, 그 함유량은 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Mg 함유량은 0.0100 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0700 ％ 이하이다.

Zn, Co 및 Zr 은, 어느 것이나 개재물의 형상을 구상화하기 때문에, 강판의 극한 변형능을 향상하고, 신장 플랜지성을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Zn, Co 및 Zr 의 함유량은, 각각 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Zn, Co 및 Zr 의 함유량이 각각 0.020 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이러한 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, 각각 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Zn, Co 및 Zr 의 1 종 또는 2 종 이상의 합계의 함유량은, 0.015 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다.

Ca 는, 강 중에서 개재물로서 존재한다. Ca 의 함유량이 0.0200 ％ 를 초과하면, 강판 중에 확산성 수소를 함유하는 경우, 상기 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 의 함유량은 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Ca 의 함유량은, 바람직하게는 0.0020 ％ 이하로 한다. 또한, Ca 의 함유량의 하한은 0.0000 ％ 여도 되지만, 생산 기술상의 제약으로부터, Ca 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM (Ce 를 제외한다) 은, 강판의 극한 변형능을 향상시키고, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 함유량은, 각각 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 함유량이 각각 0.0200 ％ 를 초과하면, 조대한 석출물이나 개재물이 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이러한 경우에, 강판 중에 확산성 수소가 존재하면, 그 석출물이나 개재물이 구멍 확장 시험시에 균열의 기점이 되기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하될 가능성이 있다. 따라서, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 중 어느 것을 첨가하는 경우, 그 함유량은 각각 0.0200 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi 및 REM 의 함유량은, 각각 0.0100 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0070 ％ 이하이다.

또한, 본 발명에서 말하는 REM 이란, 원자 번호 21 번의 스칸듐 (Sc) 과 원자 번호 39 번의 이트륨 (Y) 및, 원자 번호 57 번의 란탄 (La) 으로부터 71 번의 루테늄 (Lu) 까지의 란타노이드 중, Ce 를 제외한 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서의 REM 농도란, 상기 서술한 REM 에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상의 원소의 총 함유량이다.

탄소 당량 Ceq : 0.697 ％ 이상

1180 MPa 이상의 TS 를 얻는 관점에서는, 본 발명의 강판의 제조 방법하에서는, 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 는 0.697 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 탄소 당량 Ceq 의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 탄소 당량 Ceq 가 과도하게 높은 경우, 전연신 (이하, 간단히 El 이라고도 한다) 의 저하가 우려되기 때문에, 탄소 당량 Ceq 는 0.900 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

탄소 당량 Ceq 는, 이하의 식으로 구할 수 있다.

탄소 당량 Ceq = [C％]＋([Si％]/24)＋([Mn％]/6)＋([Ni％]/40)＋([Cr％]/5)＋([Mo％]/4)＋([V％]/14)

단, 상기 식 중의 [원소 기호％] 는, 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 함유하지 않은 원소는 0 으로 한다.

또한, 탄소 당량은, 후술하는 연질층의 부분은 제외한 판두께 범위에서 계산되는 것으로 한다.

다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 강 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 강판의 강 조직은, 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 30 ％ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 이상 50 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하이다.

페라이트의 면적률 : 5 ％ 이상 30 ％ 이하

양호한 연성을 확보하기 위해, 페라이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 1180 MPa 이상의 TS 와, 높은 YS 를 확보하기 위해, 연질인 페라이트의 면적률을 30 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 7 ％ 이상이다. 또한, 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 25 ％ 이하로 한다.

베이나이틱 페라이트의 면적률 : 5 ％ 이상 35 ％ 이하

연질인 페라이트와 경질상의 경도차를 완화시켜, 양호한 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 확보하기 위해, 베이나이틱 페라이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 양호한 연성을 확보하기 위해, 베이나이틱 페라이트의 면적률을 35 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 베이나이틱 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 7 ％ 이상이다. 또한, 베이나이틱 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 30 ％ 이하로 한다.

템퍼드 마텐자이트의 면적률 : 20 ％ 이상 50 ％ 이하

연질인 페라이트와 경질상의 경도차를 완화시켜, 양호한 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 확보하기 위해, 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 20 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 양호한 연성을 확보하기 위해, 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 50 ％ 이하로 할 필요가 있다. 또한,템퍼드 마텐자이트의 면적률은, 바람직하게는 25 ％ 이상으로 한다.

여기서, 페라이트, 베이나이틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 본 발명에 있어서의 면적률은, 판두께의 1/4 위치에서 측정하고 있다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시킨다. 가속 전압이 15 kV 인 조건으로, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 5000 배의 배율로, 17 ㎛×23 ㎛ 의 시야 범위에서 3 시야 관찰한다. 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 각 구성 조직 (페라이트, 베이나이틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트) 의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3 시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구한다.

잔류 오스테나이트의 체적률 : 5 ％ 이상 35 ％ 이하

잔류 오스테나이트를 5 ％ 이상 함유함으로써, 우수한 연성을 얻을 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적률이 35 ％ 를 초과하면, 잔류 오스테나이트는 높은 수소 농도를 갖고 있는 점에서, 타발시 또는 굽힘 시험시에 가공되어 마텐자이트 변태했을 때에, 마텐자이트 내부에서 보이드가 발생한다. 따라서, 타발 후의 보이드의 생성량이 증가하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률은 5 ％ 이상 35 ％ 이하로 한다. 또, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 7 ％ 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적률은, 바람직하게는 30 ％ 이하이다.

여기서, 잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판을 판두께 방향 (깊이 방향) 으로 판두께의 1/4 까지 기계 연삭한 후, 옥살산에 의한 화학 연마를 실시하여, 관찰면으로 하였다. 그 관찰면을, X 선 회절법에 의해 관찰하였다. 입사 X 선으로는, Mo 의 Kα 선원을 사용하여, bcc 철의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의 (200), (220), (311) 각 면의 회절 강도의 비를 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 체적률로 하였다.

또한, 본 발명의 강 조직은, 페라이트, 템퍼드 마텐자이트, 베이나이틱 페라이트, 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부에, 프레시 마텐자이트, 펄라이트, 시멘타이트 등의 탄화물이나 기타 강판의 조직으로서 공지된 것이 함유되어 있어도 된다. 본 발명의 효과를 얻는 관점에서는, 잔부는 면적률로 20 ％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부는 15 ％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, 기타 강판의 조직 (잔부 조직) 은, 예를 들어 SEM 관찰로 확인하여 판정하면 된다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역의 두께 : 1.0 ㎛ 이상

상기 두께가 1.0 ㎛ 이상인 것은, 본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상인 경우, 양호한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성이 얻어진다. 한편, 그 영역이 두께 1.0 ㎛ 미만인 경우, 타각 (打角) 을 부여한 스폿 용접시에 LME 균열이 발생한다. 그 영역은, 바람직하게는 두께 3.0 ㎛ 이상으로 한다. 또한, 본 발명에서는, 그 영역이 강판 표면으로부터 4.9 ㎛ 이내에 존재하는 것이 중요하고, 그 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이면 된다. 그 영역의 두께의 상한은 본 발명의 효과를 얻는 관점에서는 특별히 한정되지 않고, 그 영역은, 두께 4.9 ㎛ 여도 된다. 또한, 여기서 말하는 Si 농도 및 Mn 농도의 단위는, 질량％ 이다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족한다.

L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)

상기 식 (1) 을 만족하는 것은, 본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 상기 식 (1) 을 만족하는 경우, 양호한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성이 얻어진다. 한편, L_Si＋L_Mn ＞ (T_Si＋T_Mn)/4 의 경우에는, 타각을 부여한 스폿 용접시에 LME 균열이 발생한다.

또, 상기 Mn 농도 L_Mn과, 상기 Mn 농도 T_Mn이, 하기 식 (2) 를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 식 (2) 를 만족하는 경우, 보다 양호한 내지연 파괴 특성을 확보하면서, 보다 우수한 내 LME 특성이 얻어진다.

L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)

상기한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역의 제어에 의해, 강판의 제조 비용을 현저하게 높이지 않으면서, 우수한 내 LME 특성을 구비하는 강판을 실현할 수 있지만, 더욱 우수한 내 LME 특성을 구비하는 강판을 실현하기 위해서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역의 제어가 중요하게 된다.

즉, 본 발명에서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역의 두께 : 1.0 ㎛ 이상이다.

상기 두께가 1.0 ㎛ 이상인 것은, 본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상인 경우, 양호한 피로 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성이 얻어진다. 한편, 그 영역이 두께 1.0 ㎛ 미만인 경우, 타각을 부여한 스폿 용접시에 LME 균열이 발생한다. 그 영역은, 바람직하게는 두께 3.0 ㎛ 이상으로 한다. 또한, 본 발명에서는, 그 영역이 강판 표면으로부터 15.0 ㎛ 이내에 존재하는 것이 바람직하고, 그 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이면 된다. 그 영역의 두께의 상한은 본 발명의 효과를 얻는 관점에서는 특별히 한정되지 않고, 그 영역은, 최대로 두께 15.0 ㎛ 여도 된다. 또한, 여기서 말하는 Si 농도 및 Mn 농도의 단위는, 질량％ 이다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si 및 최소의 Mn 농도 L_Mn 과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si 및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족한다.

L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)

상기 식 (1) 을 만족하는 것은, 본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 상기 식 (1) 을 만족하는 경우, 양호한 피로 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성이 얻어진다. 한편, L_Si＋L_Mn ＞ (T_Si＋T_Mn)/4 의 경우에는, 타각을 부여한 스폿 용접시에 LME 균열이 발생한다.

또, 상기 Mn 농도 L_Mn과, 상기 Mn 농도 T_Mn이, 하기 식 (2) 를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 식 (2) 를 만족하는 경우, 보다 양호한 피로 특성을 확보하면서, 보다 우수한 내 LME 특성이 얻어진다.

L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)

강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn은, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저 (FE-EPMA : Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서 전자빔 직경 1 ㎛ 에서의 점 분석을 임의로 10 점 실시하고, 그 평균에 의해 구한다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Si 농도는, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 4.9 ㎛ 에 있어서의 Si 농도의 농도 분포를 얻는다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Si 농도를 상기 농도 L_Si로 하고 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 농도도, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 4.9 ㎛ 에 있어서의 Mn 농도의 농도 분포를 얻는다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Mn 농도를, 상기 농도 L_Mn으로 하고 있다.

또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역의 Si 농도 및 Mn 농도의 제어를 실시하는 경우, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Si 농도도, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 15.0 ㎛ 에 있어서의 Si 농도의 농도 분포를 얻는다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Si 농도를, 상기 농도 L_Si로 하고 있다.

또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 농도도, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 15.0 ㎛ 에 있어서의 Mn 농도의 농도 분포를 얻는다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Mn 농도를, 상기 농도 L_Mn으로 하고 있다.

또한, 여기서 말하는 Si 농도, Mn 농도, L_Si, T_Si, L_Mn및 T_Mn 의 단위는 질량％ 이다. 또한, 본 발명에 있어서의 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저에 의한 Si 농도 및 Mn 농도의 측정은, 측정하는 위치에 입상물이 존재하지 않는 지점을 10 군데 선택하여 실시하고, 그들의 평균값을 각각 Si 농도 및 Mn 농도로 하였다.

연질층의 두께 : 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하

본 발명에서 말하는 연질층이란, 강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 경도에 대하여 65 ％ 이하의 경도의 영역을 말한다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하의 연질층을 가짐으로써, 보다 우수한 신장 플랜지성 및 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상의 연질층을 갖는 것이 바람직하다. 한편, 양호한 내지연 파괴 특성과 1180 MPa 이상의 TS 를 확보하기 위해서는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 50.0 ㎛ 이하의 연질층을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 40.0 ㎛ 이하의 연질층을 갖는 것이 보다 바람직하다.

또한, 연질층은, 상기 「강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역」과 중복되는 영역에 존재해도 된다.

또한, 연질층은, 상기 「강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역」과 중복되는 영역에 존재해도 된다.

연질층의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면 : 압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 습식 연마에 의해 평활화한 후, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 10 gf 로, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎛ 의 위치에서부터, 판두께 방향 100 ㎛ 의 위치까지, 1 ㎛ 간격으로 측정을 실시한다. 그 후에는 판두께 중심까지 20 ㎛ 간격으로 측정을 실시한다. 경도가 판두께 1/4 위치의 경도에 비하여 65 ％ 이하로 감소한 영역을 연질층으로 정의하고, 당해 영역의 판두께 방향의 두께를 연질층의 두께로 정의한다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하

본 발명에서 말하는 Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립이란, 입자 내에 Si 및/또는 Mn 의 입상 산화물을 1 개 이상 포함하는 산화물 입자를 의미한다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상인 경우, 결정립 자체가 양호한 변형능을 갖고 있기 때문에, 보다 양호한 내 LME 특성이 얻어진다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하인 경우, 보다 양호한 내지연 파괴 특성이 얻어진다. 따라서, 그 평균 입경을 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 강판의 단면 (L 단면) 에 대하여 SEM 관찰과 에너지 분산형 X 선 분석 (EDX) 을 실시함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 산화물의 종류의 특정과, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 측정한다. 결정립의 평균 입경은, 강판의 단면 (L 단면) 에 있어서, 강판 표면에 평행한 방향에 대하여 절편법으로 측정하여 구한 입경의 길이의 평균값이다.

강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하

또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역의 Si 농도 및 Mn 농도의 제어를 실시하는 경우에 있어서도, 본 발명에서 말하는 Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립이란, 입자 내에 Si 및/또는 Mn 의 입상 산화물을 1 개 이상 포함하는 산화물 입자를 의미한다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상인 경우, 결정립 자체가 양호한 변형능을 갖고 있기 때문에, 더욱 양호한 내 LME 특성이 얻어진다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 15 ㎛ 이하인 경우, 보다 양호한 피로 특성이 얻어진다. 따라서, 그 평균 입경을 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 강판의 단면 (L 단면) 에 대하여 SEM 관찰과 에너지 분산형 X 선 분석 (EDX) 을 실시함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 산화물의 종류의 특정과, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 측정한다. 결정립의 평균 입경은, 강판의 단면 (L 단면) 에 있어서, 강판 표면에 평행한 방향에 대하여 절편법으로 측정하여 구한 입경의 길이의 평균값이다.

본 발명의 강판은, 강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 가져도 된다. 용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층은, 조성은 각각 특별히 한정되지 않고, 어떠한 방법에 의해 형성되어 있어도 된다. 용융 아연 도금층은, 예를 들어 Fe : 20 질량％ 이하, Al : 0.001 질량％ 이상 1.0 질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0 질량％ 이상 3.5 질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. 용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은 바람직하게는 7 질량％ 미만이다. 또한, 합금화 용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은, 바람직하게는 7 질량％ 이상이고, 보다 바람직하게는 8 질량％ 이상이다. 또한, 합금화 용융 아연 도금층 중의 Fe 함유량은, 바람직하게는 15 질량％ 이하이고, 보다 바람직하게는 12 질량％ 이하이다.

또한, 도금의 부착량은 특별히 한정되지 않지만, 강판 편면당 도금 부착량을 20 ∼ 80 g/m²로 하는 것이 바람직하다.

강판 중에 포함되는 확산성 수소량 : 0.50 질량ppm 이하

본 발명의 강판은, 보다 우수한 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 얻는 관점에서, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량을 0.50 질량ppm 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량은, 보다 바람직하게는 0.35 질량ppm 이하로 한다. 또한, 강판 중의 확산성 수소량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산 기술상의 제약에서, 강판 중의 확산성 수소량은 0.01 질량ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 확산성 수소량을 측정하는 강판은, 도금층을 갖지 않는 강판 외에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판의 모재 강판이어도 된다. 또한, 확산성 수소량의 측정은, 타발 가공 및 신장 플랜지 성형 등의 성형 가공이 실시된 부재의 모재 강판에 대하여 실시해도 되고, 성형 가공 후의 강판을 용접하여 제조된 제품 (부재) 의 모재 강판에 대하여 실시해도 된다. 또한, 강판을 성형 가공이나 용접한 후의 제품 (부재) 에 대해, 일반적인 사용 환경에 놓인 그 제품으로부터 샘플을 잘라내어 강 중의 확산성 수소량을 측정했을 때, 강 중에 포함되는 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하이면, 성형 가공이나 용접을 하기 전에도 0.50 질량ppm 이하였다고 간주할 수 있다.

여기서, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량의 측정 방법은, 이하와 같다. 냉연 강판의 경우, 길이가 30 mm, 폭이 5 mm 인 시험편을 채취한다. 강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판의 경우, 길이가 30 mm, 폭이 5 mm 인 시험편을 채취하여, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 알칼리 제거한다. 그 후, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 승온 탈리 분석법에 의해 측정한다. 구체적으로는, 실온에서부터 300 ℃ 까지를 승온 속도 200 ℃/h 로 연속 가열한 후, 실온까지 냉각하고, 실온에서부터 210 ℃ 까지 시험편으로부터 방출된 적산 수소량을 측정하여, 강판 중의 확산성 수소량으로 한다.

또한, 본 발명의 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 0.5 mm 이상 3.0 mm 이하인 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 강 슬래브 (강 소재), 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 강 슬래브, 강판 등의 표면 온도를 의미한다.

제 1 실시형태

본 발명의 강판의 제조 방법의 제 1 실시형태는, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과, 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과, 제 2 어닐링 공정 후의 강판을 (냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는다. 이하, 제 1 실시형태에 관한 강판의 제조 방법을 설명한다.

먼저, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 제조한다. 먼저 강 소재를 용제하여 상기 성분 조성을 갖는 용강으로 한다. 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로 용제나 전기로 용제 등, 공지된 용제 방법 중 어느 것이나 적합하다. 얻어진 용강을 굳혀 강 슬래브 (슬래브) 를 제조한다. 용강으로부터 강 슬래브를 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않고, 연속 주조법, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법 등을 사용할 수 있다. 매크로 편석을 방지하기 위해, 강 슬래브는 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

이어서, 제조한 강 슬래브에 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다.

일례에 있어서는, 상기와 같이 제조한 강 슬래브를, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 슬래브 가열하고 나서 압연한다. 슬래브 가열 온도는, 탄화물의 용해나, 압연 하중의 저감의 관점에서, 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 로스의 증대를 방지하기 위해, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 슬래브 가열 온도는, 가열시의 슬래브 표면의 온도를 기준으로 한다.

이 밖에, 열간 압연은, 에너지 절약 프로세스를 적용하여 실시해도 된다. 에너지 절약 프로세스로는, 제조한 강 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고, 온편 (溫片) 인 채로 가열로에 장입하고, 열간 압연하는 직송 압연, 또는 제조한 강 슬래브에 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는 직접 압연 등을 들 수 있다.

이어서, 강 슬래브에 통상적인 조건으로 조압연을 실시하여, 시트 바로 한다. 그 시트 바에 대해, 마무리 압연을 실시하여, 열연 강판으로 한다. 또한, 슬래브의 가열 온도를 낮게 한 경우에는, 마무리 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서, 마무리 압연 전에 바 히터 등을 사용하여 시트 바를 가열하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도는, 압연 부하를 저감하기 위해, 또, 오스테나이트의 미재결정 상태에서의 압하율이 높아지면, 압연 방향으로 신장된 비정상적인 조직이 발달하여, 어닐링판의 가공성을 저하시킬 우려가 있는 점에서, Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열연시에 조압연 판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시해도 된다. 또, 조압연 판 (시트 바) 을 마무리 압연 전에 일단 권취해도 상관없다. 또, 열간 압연시의 압연 하중을 저감하기 위해, 마무리 압연의 일부 또는 전부를 윤활 압연으로 해도 된다. 윤활 압연을 실시하는 것은, 강판 형상의 균일화, 및 재질의 균일화의 관점에서도 유효하다. 또한, 윤활 압연시의 마찰 계수는, 0.10 이상 0.25 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

권취 온도 : 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하

강 슬래브에 열간 압연을 실시한 후, 열연 강판을 권취하여 회수한다. 권취 온도를 450 ℃ 이상으로 함으로써, 열간 압연시에 생성된 산화 스케일에 C 가 확산된다. 즉, 강판 표면 근방의 탈탄이 촉진되어, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 원하는 두께의 연질층을 형성하기 쉬워진다. 또한, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 형성할 수 있다. 그 결과, 양호한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 한편, 권취 온도가 750 ℃ 를 초과하면, 어닐링 후의 강판에 있어서, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 과잉 두께의 연질층이 형성되어, 양호한 내지연 파괴 특성의 확보가 곤란해질 가능성이 있다. 따라서, 열간 압연 후의 권취 온도는 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하로 한다. 또한, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 1.0 ㎛ 이상 형성시키기 위해서는, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 550 ℃ 이상이다. 또한, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 700 ℃ 이하이다. 나아가서는, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 1.0 ㎛ 이상 형성시키기 위해서는, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 600 ℃ 이상이다. 또한, 열간 압연 후의 권취 온도는, 바람직하게는 750 ℃ 이하이다.

400 ℃ 이상의 온도역에서의 유지 시간 : 3600 초 이상

본 발명에 있어서, 매우 중요한 발명 구성 요건이다. 열연 강판을 권취 후, 400 ℃ 이상의 온도역에서의 유지 시간을 3600 초 이상으로 함으로써, 열간 압연시에 생성된 산화 스케일로 C 가 확산된다. 즉, 강판 표면 근방의 탈탄이 촉진되어, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 원하는 두께의 연질층을 형성하기 쉬워진다. 또한, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 형성할 수 있다. 또한, 어닐링 후의 강판의 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 형성할 수 있다. 그 결과, 양호한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 따라서, 권취 후의 400 ℃ 이상의 온도역에서의 유지 시간은 3600 초 이상으로 한다. 그 유지 시간은, 바람직하게는 10000 초 이상으로 한다. 또한, 그 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 10 시간을 초과하여 유지해도 효과가 포화되기 때문에, 그 유지 시간은 10 시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 열연 강판에 산세를 실시한다. 산세에 의해, 강판 표면의 산화물을 제거할 수 있는 점에서, 최종 제품인 강판에 있어서의 양호한 화성 처리성이나 도금 품질의 확보를 위해 중요하다. 또한, 산세는, 1 회만 실시해도 되고, 복수 회로 나누어 실시해도 된다.

이어서, 산세 후의 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 본 발명에 있어서는, 탠덤식의 다(多)스탠드 압연 또는 리버스 압연 등의, 2 패스 이상의 패스수를 필요로 하는 다패스 압연에 의해 냉간 압연을 실시한다.

냉간 압연의 압하율 : 30 ％ 이상

냉간 압연의 압하율을 30 ％ 이상으로 함으로써, 다음 공정에서의 승온시에 있어서의 재결정이 진행되어, 페라이트의 면적률을 5 ％ 이상으로 할 수 있다. 그 결과, 양호한 연성을 얻을 수 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 30 ％ 이상이고, 바람직하게는 35 ％ 이상이다. 한편, 냉간 압연의 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 압하율이 75 ％ 를 초과하면, 강판의 형상 불량이 생겨, 최종 강판의 아연 도금의 부착량이 불균일해지는 경우가 있다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 바람직하게는 75 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다.

또한, 냉간 압연의 압연 패스의 횟수, 그리고, 최종 패스 및 최종 패스의 하나 전의 패스 이외의 패스의 압하율에 대해서는, 특별히 한정되지 않는다.

이어서, 상기와 같이 하여 얻어진 냉연판에 어닐링을 실시한다. 본 발명에서는 어닐링을 2 회 실시함으로써, 미세한 잔류 오스테나이트를 생성시킬 수 있어, 연성 및 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 향상시킬 수 있다.

1 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도 : 820 ℃ 이상, 유지 시간 : 20 초 이상

1 회째 어닐링 공정 (제 1 어닐링 공정) 에서는, 냉간 압연 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지한다. 어닐링 온도가 820 ℃ 이상 미만 또는 그 온도역에서의 유지 시간이 20 초 미만일 때에는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 열처리가 되기 때문에, 2 회째 어닐링 후의 조직에 있어서의 페라이트의 면적률이 증가하며, 또한, 마텐자이트의 면적률도 증가하기 때문에, YS 가 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 또한, 1 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는, 바람직하게는 830 ℃ 이상이다. 또한, 1 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는, 바람직하게는 920 ℃ 이하로 한다. 또한, 1 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 강도 확보의 관점에서, 600 초 이하인 것이 바람직하다.

1 회째 어닐링 공정 (제 1 어닐링 공정) 후의 강판을, 필요에 따라, 실온까지 냉각하여 산세 처리를 실시한 후에, 다음의 2 회째 어닐링을 실시한다.

또한, 어닐링 온도로부터의 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 가스 제트 냉각, 롤 냉각, 미스트 냉각, 수랭 및 공랭 등의 냉각 방법을 적용할 수 있다.

2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도 : 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하, 유지 시간 : 20 초 이상, 이슬점 : -35 ℃ 이상

2 회째 어닐링 공정 (제 2 어닐링 공정) 에서는, 먼저, 1 회째 어닐링 공정 (제 1 어닐링 공정) 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한다. 어닐링 온도가 740 ℃ 미만 또는 그 온도역에서의 유지 시간이 20 초 미만일 때에는, 페라이트와 오스테나이트의 2 상역에서의 가열 중에 있어서의 오스테나이트의 생성 비율이 불충분해지기 때문에, 어닐링 후의 템퍼드 마텐자이트 및 마텐자이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하고, 또한 페라이트의 면적률이 증가하여, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 한편, 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 단상역에서의 가열 중에, 오스테나이트의 입자 성장이 발생하기 때문에, 어닐링 후의 페라이트의 면적률 및 잔류 오스테나이트의 체적률이 감소하여, El 이 저하된다. 따라서, 2 회째 어닐링 온도는 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하로 한다. 2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는, 바람직하게는 760 ℃ 이상이다. 또한, 2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도는, 바람직하게는 860 ℃ 이하로 한다. 또한, 2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 600 초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도에 있어서의 분위기의 이슬점을 -35 ℃ 이상으로 한다. 이로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 두께 1.0 ㎛ 이상 형성할 수 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 를 만족한다. 이들에 의해, 우수한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 원하는 두께의 연질층을 형성하기 쉬워져, 보다 우수한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 보다 우수한 내 LME 특성을 얻기 쉬워진다. 또한, 상기 2 회째 어닐링 온도에 있어서의 이슬점의 상한은 특별히 규정하지 않지만, TS 를 바람직한 범위 내로 하기 위해서는 15 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5 ℃ 이하로 한다. 상기 2 회째 어닐링 온도에 있어서의 이슬점은, 바람직하게는 -20 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 -10 ℃ 이상으로 한다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 두께 1.0 ㎛ 이상 형성할 수 있다.

또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 두께 1.0 ㎛ 이상 형성시키기 위해서는, 2 회째 어닐링 온도에 있어서의 이슬점은, -35 ℃ 이상 20 ℃ 이하로 하는 것이 필요하다. 바람직하게는, -20 ℃ 이상이다. 이러한 제어에 의해, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 를 만족한다. 이들에 의해, 가장 우수한 피로 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다.

2 회째 어닐링에 있어서의 어닐링 온도에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 8 ℃/초 이상

2 회째 어닐링 처리 후의 강판을, 어닐링 온도에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상이 되는 조건으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다. 평균 냉각 속도를 8 ℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트의 면적률을 원하는 범위 내로 제어할 수 있는 점에서, YS 를 원하는 범위 내로 할 수 있다. 또한, 연질상인 페라이트와 경질상인 ??치드 마텐자이트 사이의 탄소의 분배를 억제할 수 있기 때문에, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 향상된다. 평균 냉각 속도는 바람직하게는 12 ℃/초 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 평균 냉각 속도가 100 ℃/초를 초과하면, 어닐링 중에 강판 중에 침입한 확산성 수소가, 냉각 중에 탈리할 수 없을 가능성이 있어, 강판 중의 확산성 수소량이 증대되고, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 및 내 LME 특성을 향상하는 것이 곤란해질 가능성이 있다. 그 때문에, 굽힘성 및 내 LME 특성을 보다 향상시키는 관점에서는, 평균 냉각 속도는 100 ℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 가스 제트 냉각, 롤 냉각, 미스트 냉각, 수랭 및 공랭 등의 냉각 방법을 적용할 수 있다.

냉각 정지 온도 : 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하

상기 2 회째 어닐링 후에, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 냉각 정지 온도를 마텐자이트 변태 개시 온도 이하까지 냉각함으로써, 후술하는 재가열 공정에서 생성되는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 증가시켜, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 있다. 또, 냉각 정지 시점에서, 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있고, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 냉각 정지 온도가 150 ℃ 미만에서는, 냉각 중에 존재하는 미변태 오스테나이트가, 냉각 정지 시점에서 거의 전량 마텐자이트로 변태하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YS 가 저하되는 경우가 있다. 또, 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 170 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 180 ℃ 이상으로 한다. 또, 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 270 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 240 ℃ 이하로 한다. 또한, 상기 냉각에 있어서의, 550 ℃ 에서부터 상기 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, 통상 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하인 것이 바람직하다.

740 ℃ 에서부터 상기 냉각 정지 온도까지 냉각할 때의, 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤에 의한 굽힘 및 교정 횟수 : 합계 3 회 이상 15 회 이하

2 회째 어닐링 후에 740 ℃ 에서부터 상기 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에, 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시한다. 굽힘 및 교정의 합계가 3 회 이상에 의해, 강판 표면 부근에 굽힘 변형이 도입되어, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 두께 1.0 ㎛ 이상 형성할 수 있다. 또한, 그 굽힘 및 교정의 합계가 3 회 이상에 의해, 강판 표면 부근에 굽힘 변형이 도입되어, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역을 두께 1.0 ㎛ 이상 형성할 수 있다.

또한, 그 굽힘 및 교정의 합계가 3 회 이상에 의해, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 를 만족시킬 수 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 원하는 범위로 제어하기 쉬워진다. 또한, 그 굽힘 및 교정의 합계가 3 회 이상에 의해, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 를 만족시킬 수 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 원하는 범위로 제어하기 쉬워진다.

이로써, 우수한 내지연 파괴 특성을 확보하면서 우수한 내 LME 특성을 얻을 수 있다. 한편, 그 굽힘 및 교정의 합계를 15 회 초과로 한 경우, 상기 서술한 효과가 포화되기 때문에, 합계 15 회 이하로 하였다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 반경 1000 ㎛ 이하의 롤을 사용하여, 강판 표면 부근에 적당한 굽힘 변형을 도입할 필요가 있다. 한편, 반경 100 ㎛ 미만의 롤을 사용한 경우에는, 도입되는 굽힘 변형이 지나치게 커서, 상기와 같은 효과를 얻을 수 없다. 따라서, 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤을 사용하였다. 본 발명에서 말하는 「굽힘 및 교정」이란, 굽힘과 교정을 합하여 1 회로 하는 것이 아니라, 굽힘으로 1 회, 교정으로 1 회로 하여 횟수를 센다.

재가열 온도 : (상기 냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하

상기 굽힘 및 교정을 실시한 후, 냉연 강판을 (상기 냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지한다. 여기에서 말하는 냉각 정지 온도는, 2 회째 어닐링 후의 냉각 정지 온도를 나타낸다. 재가열 온도를 (냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상으로 함으로써, 냉각 정지시에 존재하는 마텐자이트를 템퍼링하고, 또한, 마텐자이트 중에 과포화로 고용된 C 를 오스테나이트로 확산시킴으로써, 실온에서 안정적인 오스테나이트, 즉, 잔류 오스테나이트의 생성이 가능해진다. 재가열 온도가 (냉각 정지 온도＋50 ℃) 미만에서는, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행되지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 없어, 연성이 저하된다. 또한, ??치드 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 한편, 재가열 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트의 템퍼링이 과도하게 진행되기 때문에, TS 를 1180 MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 또, 냉각 정지시에 존재하는 미변태 오스테나이트가, 탄화물 (펄라이트) 로서 분해되어 버리기 때문에, 연성이 저하된다. 따라서, 재가열 온도는 (냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하로 한다. 재가열 온도는, 바람직하게는 (냉각 정지 온도＋80 ℃) 이상, 보다 바람직하게는 (냉각 정지 온도＋100 ℃) 이상으로 한다. 또, (2 회째 어닐링의) 재가열 온도는, 바람직하게는 450 ℃ 이하로 한다.

재가열 온도에서의 유지 시간 : 10 초 이상

재가열 온도에서 유지함으로써, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행되어, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 실현할 수 있다. 재가열 온도에서의 유지 시간이 10 초 미만인 경우, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행되지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YS 가 감소하여, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, 재가열 온도에서의 유지 시간은 10 초 이상으로 한다. 또한, 재가열 온도에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도에서의 유지 시간은, 바람직하게는 13 초 이상이다. 또한, 바람직하게는, 300 초 이하로 한다.

재가열 온도에서 유지 후의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 재가열 온도에서 유지 후, 50 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 실온 정도까지 냉각한다. 그 냉각의 평균 냉각 속도는 통상 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하이다.

본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기의 제조 공정을 거쳐 얻은 강판에 조질 압연을 실시해도 된다. 조질 압연의 압하율은, 1.50 ％ 를 초과하면, 강의 항복 응력이 상승하여 성형시의 치수 정밀도가 저하되는 점에서, 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조질 압연에서의 압하율의 하한은, 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 조질 압연은 상기 서술한 어닐링 공정을 실시하기 위한 어닐링 장치와 연속된 장치 상에서 (온라인으로) 실시해도 되고, 어닐링 공정을 실시하기 위한 어닐링 장치와는 불연속적인 장치 상에서 (오프라인으로) 실시해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적으로 하는 압하율을 달성해도 되고, 복수 회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.50 ％ 이하의 압하율을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러 등에 의한 압연이어도 상관없다.

본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기의 제조 공정을 거쳐 얻은 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 것이 바람직하다. 강판에 대해 용융 아연 도금을 실시하는 처리는, 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 연속하여 실시할 수 있도록 구성된 장치를 사용하여, 어닐링과 용융 아연 도금 처리를 실시해도 된다. 또한, 강판에 대해 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 강판을, 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 가스 와이핑 등에 의해, 도금 부착량을 조정하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금으로는 Al 함유량이 0.10 질량％ 이상 0.23 질량％ 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또, 강판에 대해 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우, 강판에 대해 용융 아연 도금 처리를 실시한 후에, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 450 ℃ 미만에서는, Zn-Fe 합금화 속도가 과도하게 느려져서, 합금화가 현저하게 곤란해질 가능성이 있다. 한편, 합금화 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여, TS 및 연성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 때에는, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 470 ℃ 이상이다. 또한, 보다 바람직하게는 550 ℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 530 ℃ 이하로 한다.

또한, 용융 아연 도금 강판 (GI) 및 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 의 도금 부착량은 편면당 20 ∼ 80 g/m² (양면 도금) 로 하는 것이 바람직하다. 도금의 부착량은, 아연 도금 후에 가스 와이핑 등을 실시함으로써 조절하는 것이 가능하다.

상기 서술한 바와 같이, 도금 처리를 실시한 강판을, 50 ℃ 이하까지 냉각한 후, 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률로 압연해도 된다. 또한, 50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연의 신장률은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이하이다.

50 ℃ 이하까지의 냉각 후에 있어서의 압연은, 상기 서술한 아연 도금 처리를 실시하기 위한 도금 장치와 연속된 장치 상에서 (온라인으로) 실시해도 되고, 아연 도금 처리를 실시하기 위한 도금 장치와는 불연속적인 장치 상에서 (오프라인으로) 실시해도 된다. 또, 1 회의 압연으로 목적으로 하는 신장률을 달성해도 되고, 복수 회의 압연을 실시하여, 합계로 0.05 ％ 이상 1.00 ％ 이하의 신장률을 달성해도 된다. 또한, 여기서 기재한 압연이란 일반적으로는 조질 압연을 가리키지만, 조질 압연과 동등한 신장률을 부여할 수 있으면, 레벨러에 의한 가공 등의 방법에 의한 압연이어도 상관없다.

본 발명의 강판의 제조 방법은, 상기 재가열 공정 후에, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 것이 바람직하다. 강판에 대해 용융 아연 도금 또는 합금화 용융 아연 도금을 실시하는 경우에는, 도금 공정 후에 탈수소 처리 공정을 갖는 것이 바람직하다. 탈수소 처리 공정에 의해, 강판 중의 확산성 수소량을 한층 더 저감할 수 있고, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 보다 향상시킬 수 있다. 300 ℃ 초과의 온도역에서 유지한 경우, 또는 72.0 시간 초과로 유지한 경우에는, 템퍼링에 의해 원하는 TS 의 확보가 어려워질 가능성이 있다. 또한, 50 ℃ 미만에서 유지한 경우, 또는 0.5 시간 미만으로 유지한 경우에는, 강판 중의 확산성 수소량의 저감 효과를 충분히 얻을 수 없을 가능성이 있다. 따라서, 탈수소 처리 공정에서는, 도금 공정 후의 강판을, 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 탈수소 처리 공정에서는, 도금 공정 후의 강판을 실온에서부터 70 ℃ 이상의 온도역 내에서 유지하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 이 200 ℃ 이하의 온도역 내 200 ℃ 이하에서 유지하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 유지하는 시간은, 1 시간 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 유지하는 시간은, 36.0 시간 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기한 조건 이외의 제조 조건은, 통상적인 방법에 따를 수 있다.

제 2 실시형태

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법의 제 2 실시형태를 설명한다. 본 발명의 강판의 제조 방법의 제 2 실시형태는, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과, 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과, 제 2 어닐링 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정과, 도금 공정 후의 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는다. 또한, 제 2 실시형태에서도, 제 1 실시형태와 마찬가지로, 재가열 공정 후에, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 것이 바람직하다.

제 2 실시형태의 설명에서는, 제 1 실시형태와 상이한 조건만을 설명한다.

2 회째 어닐링 후의 냉각 정지 온도 : 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하

제 2 실시형태에서는, 제 2 어닐링 공정에 있어서, 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시한다. 제 2 실시형태에서는 제 1 실시형태와는 달리, 2 회째 어닐링 후에, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 제 2 실시형태에서는, 도금 공정 전에 있어서의 조직의 변태를 억제하는 관점에서, 냉각 정지 온도를 350 ℃ 이상으로 한다. 또한, 펄라이트의 생성을 억제하는 관점에서, 냉각 정지 온도를 500 ℃ 이하로 한다.

도금 공정 후의 강판을 냉각할 때의 냉각 정지 온도 : 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하

제 2 실시형태에서는, 제 2 어닐링 공정 후에 도금 공정을 실시하고, 도금 공정 후의 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는다. 재가열 공정에서는, 상기 서술한 바와 같이, 도금 공정 후에, 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한다. 냉각 정지 온도를 마텐자이트 변태 개시 온도 이하로 함으로써, 후술하는 재가열 후의 유지 공정에서 생성되는 템퍼드 마텐자이트의 면적률을 증가시켜, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 할 수 있다. 또, 냉각 정지 시점에서, 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시킴으로써, 강판 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있고, 그 결과, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 냉각 정지 온도가 50 ℃ 미만에서는, 냉각 중에 존재하는 미변태 오스테나이트가, 냉각 정지 시점에서 거의 전량 마텐자이트로 변태하기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 350 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YS 가 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, 냉각 정지 온도는 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하로 한다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 100 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 170 ℃ 이상으로 한다. 또, 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 300 ℃ 이하, 보다 바람직하게는 270 ℃ 이하로 한다.

재가열 온도 : 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하, 재가열 시간 : 10 초 이상

냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 재가열 온도로 유지함으로써, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행되어, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 실현할 수 있다. 여기서, 냉각 정지 온도는, 재가열 전에 강판을 냉각했을 때의 냉각 정지 온도를 의미한다. 재가열 온도에서의 유지 시간이 10 초 미만인 경우, 냉각 정지시에 생성된 마텐자이트로부터 미변태 오스테나이트로의 탄소의 분배가 진행되지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률을 원하는 범위 내로 확보할 수 없어, 연성이 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률이 증가하기 때문에, YS 가 감소하여, 성형시의 치수 정밀도가 저하된다. 또, 마텐자이트의 면적률의 증가에 수반하여, 강판 중의 확산성 수소량도 증가하기 때문에, 타발 후의 보이드의 생성량이 감소하여, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 이 저하된다. 따라서, 제 2 재가열 온도에서의 유지 시간은 10 초 이상으로 한다. 또한, 제 2 재가열 온도에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 생산 기술상의 제약으로부터, 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하다. 제 2 재가열 온도에서의 유지 시간은, 바람직하게는 13 초 이상, 300 초 이하로 한다.

재가열 온도에서 유지한 후의 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 및 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 냉각 방법으로는, 가스 제트 냉각, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 및 공랭 등을 적용할 수 있다. 또, 강판 표면의 산화 방지의 관점에서, 제 1 재가열 온도에서 유지 후, 50 ℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 실온 정도까지 냉각한다. 그 냉각의 평균 냉각 속도는 통상 1 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하이다.

또한, 상기에서 설명한 본 발명의 제조 방법에 있어서의 일련의 열 처리에서는, 상기 서술한 온도 범위 내이면 유지 온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각 속도가 냉각 중에 변화한 경우에 있어서도 규정한 범위 내이면 본 발명의 취지를 저해하지 않는다. 또, 열 이력만 만족되면, 강판은 어떠한 설비로 열 처리가 실시되어도 상관없다.

다음으로, 본 발명의 부재 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 부재는, 본 발명의 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 것이다. 또, 본 발명의 부재의 제조 방법은, 본 발명의 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는다.

본 발명의 강판은 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성 및 내 LME 특성을 갖고 있다. 그 때문에, 본 발명의 강판을 사용하여 얻은 부재는, 예를 들면, 센터 필러로 대표되는 골격 부재에 바람직하게 사용할 수 있다.

성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 사용할 수 있다. 또한, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한없이 사용할 수 있다.

실시예

[실시예 1]

본 발명을, 실시예를 참조하면서 구체적으로 설명한다. 본 발명의 범위는 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하여, 조압연하였다. 이어서 마무리 압연 온도 900 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 표 2 에 나타내는 다양한 권취 온도에서 권취하여, 열연 강판으로 하였다. 이어서, 표 2 에 나타내는 조건으로, 냉간 압연 공정, 제 1 어닐링 공정 및 제 2 어닐링 공정을 거쳐, 냉연 강판 (CR) 을 얻었다.

이어서, 이하에 나타내는 바와 같이, 제 1 실시형태 또는 제 2 실시형태의 제조 공정을 거쳐, 강판을 얻었다.

제 1 실시형태에서는, 상기 제 2 어닐링 공정 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 재가열 처리를 실시하였다. 이어서, 일부의 강판에 대하여 표 2 에 나타내는 조건으로 도금 처리를 실시하였다. 이어서, 일부의 강판에 대하여 표 2 에 나타내는 조건으로 탈수소 처리를 실시하여, 강판을 얻었다.

제 2 실시형태에서는, 상기 제 2 어닐링 공정 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 도금 공정을 실시하였다. 이어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 재가열 공정을 실시하여, 강판을 얻었다.

또한, 제 1 실시형태의 발명예에서는, 상기 제 2 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 후의 냉각 정지 온도는, 표 2 에 나타내는 바와 같이 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 범위 내로 하고 있다. 또한, 제 2 실시형태에 있어서의 발명예에서는, 상기 제 2 어닐링 공정에 있어서의 어닐링 후의 냉각 정지 온도는, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 범위 내로 하고 있다.

도금 공정에서는, 냉연 강판에 대해 도금 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 (GI) 또는 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕으로는, GI 를 제조하는 경우에는, Al : 0.20 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 또, GA 를 제조하는 경우에는, Al : 0.14 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 욕온도는 GI, GA 어느 것을 제조하는 경우에 있어서도, 470 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은, GI 를 제조하는 경우에는, 편면당 45 ∼ 72 g/m² (양면 도금) 정도로 하고, GA 를 제조하는 경우에는, 편면당 45 g/m² (양면 도금) 정도로 하였다. GA 를 제조하는 경우의 합금화 처리는, 표 2 에 나타내는 온도에서 실시하였다. 또한, GI 의 도금층의 조성은, Fe : 0.1 ∼ 1.0 질량％, Al : 0.2 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어져 있었다. GA 의 도금층의 조성은, Fe : 7 ∼ 15 질량％, Al : 0.1 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어져 있었다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

이상과 같이 하여 얻어진 강판 및 각 도금 강판을 공시강으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내 LME 특성 및 내지연 파괴 특성을 평가하였다. 또한, 각 강판의 페라이트의 면적률, 템퍼드 마텐자이트의 면적률, 베이나이틱 페라이트의 면적률 및, 잔류 오스테나이트의 체적률은 이하의 방법으로 측정하였다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역 및 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서, 각각, Si 농도 및 Mn 농도를, 이하의 방법으로 측정하였다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 존재하는 연질층의 두께, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역의 Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량도, 상기 서술한 방법으로 측정하였다. 결과는 표 3 에 나타낸다.

페라이트, 베이나이틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트의 면적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 면적률은, 판두께의 1/4 위치에서 측정하였다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면이 관찰면이 되도록 시료를 잘라낸 후, 다이아몬드 페이스트를 사용하여 관찰면을 경면 연마하고, 그 후, 콜로이달 실리카를 사용하여 마무리 연마를 실시하고, 추가로, 3 vol.％ 나이탈로 에칭하여 조직을 현출시켰다. 가속 전압이 15 kV 인 조건으로, SEM (Scanning Electron Microscope ; 주사 전자 현미경) 을 사용하여, 5000 배의 배율로, 17 ㎛×23 ㎛ 의 시야 범위에서 3 시야 관찰하였다. 얻어진 조직 화상을, Adobe Systems 사의 Adobe Photoshop 을 사용하여, 각 구성 조직 (페라이트, 베이나이틱 페라이트, 템퍼드 마텐자이트) 의 면적을 측정 면적으로 나눈 면적률을 3 시야분 산출하고, 그들의 값을 평균하여 각 조직의 면적률로서 구하였다.

잔류 오스테나이트의 체적률의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판을 판두께 방향 (깊이 방향) 으로 판두께의 1/4 까지 기계 연삭한 후, 옥살산에 의한 화학 연마를 실시하여, 관찰면으로 하였다. 그 관찰면을, X 선 회절법에 의해 관찰하였다. 입사 X 선으로는, Mo 의 Kα 선원을 사용하여, bcc 철의 (200), (211), (220) 각 면의 회절 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 의 (200), (220), (311) 각 면의 회절 강도의 비를 구하고, 이것을 잔류 오스테나이트의 체적률로 하였다.

기타 강판의 조직 (잔부 조직) 은, 예를 들어 SEM 관찰로 확인하여 판정하면 된다.

강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 은, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저 (FE-EPMA : Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서 전자빔 직경 1 ㎛ 에서의 점 분석을 임의로 10 점 실시하고, 그 평균에 의해 구하였다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Si 농도는, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 4.9 ㎛ 에 있어서의 Si 농도의 농도 분포를 얻었다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Si 농도를, 상기 농도 L_Si로 하고 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 농도도, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 4.9 ㎛ 에 있어서의 Mn 농도의 농도 분포를 얻었다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Mn 농도를, 상기 농도 L_Mn으로 하고 있다. 또한, 여기서 말하는 Si 농도, Mn 농도, L_Si, T_Si, L_Mn및 T_Mn 의 단위는, 질량％ 이다. 또한, 본 발명에 있어서의 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저에 의한 Si 농도 및 Mn 농도의 측정은, 측정하는 위치에 입상물이 존재하지 않는 지점을 10 군데 선택하여 실시하고, 그들의 평균값을 각각 Si 농도 및 Mn 농도로 하였다.

또한, 강판의 단면 (L 단면) 에 대하여 SEM 관찰과 에너지 분산형 X 선 분석 (EDX) 을 실시함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 산화물의 종류의 특정과, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 측정하였다. 결정립의 평균 입경은, 강판의 단면 (L 단면) 에 있어서, 강판 표면에 평행한 방향에 대하여 절편법으로 측정하여 구한 입경의 길이의 평균값이다.

또한, 연질층의 측정 방법은, 이하와 같다. 강판의 압연 방향에 평행한 판두께 단면 (L 단면 : 압연 방향에 평행하고, 강판 표면에 대하여 수직인 단면) 을 습식 연마에 의해 평활화한 후, 비커스 경도계를 사용하여, 하중 10 gf 로, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎛ 의 위치에서부터, 판두께 방향 100 ㎛ 의 위치까지, 1 ㎛ 간격으로 측정을 실시하였다. 그 후에는 판두께 중심까지 20 ㎛ 간격으로 측정을 실시하였다. 경도가 판두께 1/4 위치의 경도에 비하여 65 ％ 이하로 감소한 영역을 연질층으로 정의하고, 당해 영역의 판두께 방향의 두께를 연질층의 두께로 정의한다.

또한, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량의 측정 방법은, 이하와 같다. 냉연 강판의 경우, 길이가 30 mm, 폭이 5 mm 인 시험편을 채취하였다. 강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판의 경우, 길이가 30 mm, 폭이 5 mm 인 시험편을 채취하여, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 알칼리 제거하였다. 그 후, 시험편으로부터 방출되는 수소량을 승온 탈리 분석법에 의해 측정하였다. 구체적으로는, 실온에서부터 300 ℃ 까지를 승온 속도 200 ℃/h 로 연속 가열한 후, 실온까지 냉각하고, 실온에서부터 210 ℃ 까지 시험편으로부터 방출된 적산 수소량을 측정하여, 강판 중의 확산성 수소량으로 한다.

＜인장 특성＞

인장 시험은, JIS Z 2241 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 압연 방향에 대해 직각이 되도록 JIS 5 호 시험편을 채취하였다. 그 시험편을 사용하여, 크로스헤드 속도가 10 mm/min 인 조건으로 인장 시험을 실시하여, YS, TS 및 전연신 (El) 을 측정하였다. 또한, 본 발명에서는, TS 가 1180 MPa 이상이고, YS 및 El 이 하기를 만족하는 경우를 합격으로 판단하였다.

1180 MPa ≤ TS ＜ 1320 MPa 의 경우, 700 MPa ≤ YS, 또한 13 ％ ≤ El

1320 MPa ≤ TS ＜ 1470 MPa 의 경우, 850 MPa ≤ YS, 또한 11 ％ ≤ El

1470 MPa ≤ TS 의 경우, 1000 MPa ≤ YS, 또한 9 ％ ≤ El

＜신장 플랜지성 (구멍 확장성)＞

신장 플랜지성 (구멍 확장성) 은, 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 구멍 확장 시험은, JIS Z 2256 에 준거하여 실시하였다. 얻어진 강판으로부터, 100 ㎜×100 ㎜ 의 샘플을 전단에 의해 채취하였다. 그 샘플에, 클리어런스를 12.5 ％ 로 하여 직경 10 ㎜ 의 구멍을 타발하였다. 내경 75 ㎜ 의 다이스를 사용하여, 구멍의 주위를 주름 누름력 9 ton (88.26 kN) 으로 누른 상태에서, 꼭지각 60°의 원추 펀치를 구멍에 밀어 넣어 균열 발생 한계에 있어서의 구멍 직경을 측정하였다. 하기의 식에 기초하여, 한계 구멍 확장률 : λ (％) 을 구하고, 이 한계 구멍 확장률의 값으로부터 구멍 확장성을 평가하였다.

λ (％) = {(D_f－D₀)/D₀}×100

단, 상기 식에 있어서, D_f 는 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜), D₀ 은 초기 구멍 직경 (㎜) 이다. 또한, 본 발명에서는, λ 가 20 ％ 이상인 경우를 신장 플랜지성이 양호하다고 판단하였다.

＜내 LME 특성＞

내 LME 특성은, 저항 용접 균열 시험에 의해 판단하였다. 얻어진 강판의 압연 방향과 직각 방향을 길이로 하여 30 mm×100 mm 로 절단한 시험편을 1 장과, 다른 1 장은 980 MPa 급의 용융 아연 도금 강판을 사용해서, 이들에 저항 용접 (스폿 용접) 을 실시함으로써, 부재를 제작하였다. 용접기에는 2 장의 강판을 포갠 판 세트에 대하여, 용접 건에 장착된 서보 모터 가압식으로 단상 교류 (50 ㎐) 의 저항 용접기를 사용하여 판 세트를 5°기울인 상태에서 저항 스폿 용접을 실시하였다. 용접 조건은 가압력을 3.8 kN, 홀드 시간을 0.2 초로 하였다. 또한, 용접 전류를 5.7 ∼ 6.2 kA, 통전 시간을 21 사이클, 홀드 시간을 5 사이클로 하였다. 용접 후에는 시험편을 반절하고, 단면을 광학 현미경으로 관찰하여, 0.02 mm 이상의 균열이 인정되지 않은 것을 LME 균열성이 매우 양호 (◎) 로 하고, 균열이 발생하지만 균열이 0.02 mm 이상 0.1 mm 미만인 것을 LME 균열성이 양호 (○) 로 하고, 0.1 mm 이상의 균열이 인정된 것을 LME 균열성이 불량 (×) 으로 하였다.

＜내지연 파괴 특성＞

내지연 파괴 특성은, 응력을 부하한 V 굽힘 가공 샘플을 사용한 염산 침지 시험에 의해 판단하였다. 전단에 의해 두께 1.4 mm×폭 30 mm×길이 110 mm 의 시험편을 채취하고, 그 시험편에 폭 중앙이면서 또한 길이 단부로부터 17.5 mm 위치를 중심으로 한 Φ15 mm 의 구멍 뚫기 가공을 실시하였다. 전단 조건은, 블랭크 홀더를 구비하여, 전단 레이크각을 0.5°, 전단 클리어런스를 15 ％ 로 하고, 전단 블레이드는 1000 쇼트 이상 사용한 것으로 하였다. 그 후, 그 시험편에 굽힘 반경 (R) 을 판두께 (t) 로 나눈 R/t = 5.0 으로 90°V 굽힘 가공을 실시하고, V 굽힘 정점의 응력이 그 재료의 YS±50 MPa 가 되도록 Φ15 mm 구멍에 통과시킨 볼트의 조임량을 조정하였다. 얻어진 응력을 부하한 V 굽힘 가공 샘플을 염산에 침지하여, 균열의 유무를 판단하였다. 침지 조건은, 침지 용액을 pH = 3 의 염산으로 일정 관리로 하고, 액온을 25 ℃, 침지 시간을 96 시간으로 하였다. 또한, 본 발명에서는, 내지연 파괴 특성의 합격 여부 판단으로서, 염산 침지 시험 후, 1 mm 이상의 균열이 발생하지 않은 경우에는 양호 (○), 1 mm 이상의 균열이 발생한 경우에는 불량 (×) 으로 하였다.

결과를 표 3 에 나타낸다.

[표 3-1]

[표 3-2]

표 3 에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 강판은, TS 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내지연 파괴 특성, 및 내 LME 특성을 갖는다. 한편, 비교예의 강판은, 이들 중 적어도 1 개가 본 발명예에 대해 열등하였다.

[실시예 2]

실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.1 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.3 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 내 LME 균열성이 평가 「◎」로 우수하고, 또한, 내지연 파괴 특성 균열성이 평가 「○」 로 우수하다. 또, 상기 본 발명예의 부재는, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 가지고 있다. 그 때문에, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (본 발명예) 로부터 얻어지는 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.4 (본 발명예) 로부터 얻어지는 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.29 (본 발명예) 로부터 얻어지는 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 내 LME 균열성이 평가 「○」로 우수하고, 또한, 내지연 파괴 특성 균열성이 평가 「○」 로 우수하다. 또, 상기 본 발명예의 부재는, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 가지고 있다. 그 때문에, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

[실시예 3]

표 1 의 G 강, U 강, W 강, AT 강, AU 강 또는 AX 강의 성분 조성을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를 전로에서 용제하여, 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하였다. 얻어진 강 슬래브를 1250 ℃ 로 가열하여, 조압연하였다. 이어서 마무리 압연 온도 900 ℃ 에서 마무리 압연을 실시하고, 표 4 에 나타내는 다양한 권취 온도에서 권취하여, 열연 강판으로 하였다. 이어서, 표 4 에 나타내는 조건으로, 냉간 압연 공정, 제 1 어닐링 공정 및 제 2 어닐링 공정을 거쳐, 냉연 강판 (CR) 을 얻었다.

제 1 실시형태에서는, 상기 제 2 어닐링 공정 후, 표 4 에 나타내는 조건으로 재가열 처리를 실시하였다. 이어서, 일부의 강판에 대하여 표 4 에 나타내는 조건으로 도금 처리를 실시하였다. 이어서, 일부의 강판에 대하여 표 4 에 나타내는 조건으로 탈수소 처리를 실시하여, 강판을 얻었다.

제 2 실시형태에서는, 상기 제 2 어닐링 공정 후, 표 4 에 나타내는 조건으로 도금 공정을 실시하였다. 이어서, 표 4 에 나타내는 조건으로 재가열 공정을 실시하여, 강판을 얻었다.

도금 공정에서는, 냉연 강판에 대하여 도금 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 을 얻었다. 용융 아연 도금욕으로는, Al : 0.14 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 아연욕을 사용하였다. 욕온도는 470 ℃ 로 하였다. 도금 부착량은, 편면당 45 g/m² (양면 도금) 정도로 하였다. 합금화 처리는, 표 2 에 나타내는 온도에서 실시하였다. GA 의 도금층의 조성은, Fe : 7 ∼ 15 질량％, Al : 0.1 ∼ 1.0 질량％ 를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어져 있었다.

[표 4]

이상과 같이 하여 얻어진 강판 및 각 도금 강판을 공시강으로 하여, 이하의 시험 방법에 따라, 인장 특성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 내 LME 특성 및 내지연 파괴 특성을 평가하였다. 또한, 각 강판의 페라이트의 면적률, 템퍼드 마텐자이트의 면적률, 베이나이틱 페라이트의 면적률 및, 잔류 오스테나이트의 체적률은 이하의 방법으로 측정하였다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역 및 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서, 각각, Si 농도 및 Mn 농도를, 이하의 방법으로 측정하였다. 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 존재하는 연질층의 두께, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역의 Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경, 강판 중에 포함되는 확산성 수소량도, 상기 서술한 방법으로 측정하였다. 결과는 표 5 에 나타낸다.

기타 강판의 조직 (잔부 조직) 은, SEM 관찰로 확인하여 판정하였다.

강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 은, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저 (FE-EPMA : Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer) 를 사용하여, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서 전자빔 직경 1 ㎛ 에서의 점 분석을 임의로 10 점 실시하고, 그 평균에 의해 구하였다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Si 농도는, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 15.0 ㎛ 에 있어서의 Si 농도의 농도 분포를 얻었다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Si 농도를, 상기 농도 L_Si로 하고 있다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 Mn 농도도, 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저를 사용하여, 전자빔 직경 0.1 ㎛ 로 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 선 분석을 실시하여, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 0 ∼ 15.0 ㎛ 에 있어서의 Mn 농도의 농도 분포를 얻었다. 여기서, 당해 농도 분포 중 최소의 Mn 농도를, 상기 농도 L_Mn으로 하고 있다. 또한, 여기서 말하는 Si 농도, Mn 농도, L_Si, T_Si, L_Mn및 T_Mn 의 단위는, 질량％ 이다. 또한, 본 발명에 있어서의 전계 방출형 전자 프로브 마이크로 애널라이저에 의한 Si 농도 및 Mn 농도의 측정은, 측정하는 위치에 입상물이 존재하지 않는 지점을 10 군데 선택하여 실시하고, 그들의 평균값을 각각 Si 농도 및 Mn 농도로 하였다.

또한, 강판의 단면 (L 단면) 에 대하여 SEM 관찰과 에너지 분산형 X 선 분석 (EDX) 을 실시함으로써, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 산화물의 종류의 특정과, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경을 측정하였다. 결정립의 평균 입경은, 강판의 단면 (L 단면) 에 있어서, 강판 표면에 평행한 방향에 대하여 절편법으로 측정하여 구한 입경의 길이의 평균값이다.

＜인장 특성＞

1180 MPa ≤ TS ＜ 1320 MPa 의 경우, 700 MPa ≤ YS, 또한 13 ％ ≤ El

1320 MPa ≤ TS ＜ 1470 MPa 의 경우, 850 MPa ≤ YS, 또한 11 ％ ≤ El

1470 MPa ≤ TS 의 경우, 1000 MPa ≤ YS, 또한 9 ％ ≤ El

＜신장 플랜지성 (구멍 확장성)＞

λ (％) = {(D_f－D₀)/D₀}×100

＜내 LME 특성＞

＜내지연 파괴 특성＞

결과를 표 5 에 나타낸다.

[표 5]

표 5 에 나타내는 바와 같이, 본 발명예의 강판은, TS 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성), 피로 특성, 및 내 LME 특성을 갖는다. 한편, 비교예의 강판은, 이들 중 적어도 1 개가 본 발명예에 대해 열등하였다.

[실시예 4]

실시예 3 의 표 4 의 제조 조건 No.77 (본 발명예) 에 대해, 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 프레스 성형하여, 본 발명예의 부재를 제조하였다. 또한, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.77 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판과, 실시예 1 의 표 2 의 제조 조건 No.80 (본 발명예) 에 대해 아연 도금 처리를 실시한 아연 도금 강판을 스폿 용접에 의해 접합하여 본 발명예의 부재를 제조하였다. 이들 본 발명예의 부재는, 상기 서술한 내 LME 균열성이 평가 「◎」로 우수하고, 또한, 내지연 파괴 특성 균열성이 평가 「○」 로 우수하다. 또, 상기 본 발명예의 부재는, 인장 강도 (TS) 가 1180 MPa 이상이고, 항복 응력 (YS) 이 높고, 우수한 연성, 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 을 가지고 있다. 그 때문에, 이들 부재는, 자동차 부품 등에 바람직하게 사용되는 것을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로, Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 및 Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하를 함유하는 성분 조성과,
페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 30 ％ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 이상 50 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이고,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si및 최소의 Mn 농도 L_Mn과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족하고,
인장 강도가 1180 MPa 이상인 강판.
L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하, 및
N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
Sb : 0.200 ％ 이하 및
Sn : 0.200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.100 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cu : 1.000 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.500 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Mg : 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.020 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.020 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하,
Ce : 0.0200 ％ 이하,
Se : 0.0200 ％ 이하,
Te : 0.0200 ％ 이하,
Ge : 0.0200 ％ 이하,
As : 0.0200 ％ 이하,
Sr : 0.0200 ％ 이하,
Cs : 0.0200 ％ 이하,
Hf : 0.0200 ％ 이하,
Pb : 0.0200 ％ 이하,
Bi : 0.0200 ％ 이하,
REM (Ce 를 제외한다) : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 경도에 대하여 65 ％ 이하의 경도의 영역을 연질층으로 했을 때,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하의 상기 연질층을 갖는 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 4.9 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하인 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Mn 농도 L_Mn과 상기 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (2) 를 만족하는 강판.
L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 중에 포함되는 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 강판.
제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 강판.
제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과,
상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,
상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판을 (상기 냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 12 항에 있어서,
상기 재가열 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과,
상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,
상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정과,
상기 도금 공정 후의 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 12 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 재가열 공정 후, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 12 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 강판의 제조 방법.
제 12 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.
질량％ 로, Si : 0.20 ％ 이상 2.00 ％ 이하, 및 Mn : 2.70 ％ 이상 4.00 ％ 이하를 함유하는 성분 조성과,
페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 30 ％ 이하, 베이나이틱 페라이트의 면적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하, 템퍼드 마텐자이트의 면적률이 20 ％ 이상 50 ％ 이하, 잔류 오스테나이트의 체적률이 5 ％ 이상 35 ％ 이하인 강 조직을 갖고,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 농도가 강판의 성분 조성의 Si 농도의 1/3 이하이고, 또한 Mn 농도가 강판의 성분 조성의 Mn 농도의 1/3 이하인 영역이 두께 1.0 ㎛ 이상이고,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서의 최소의 Si 농도 L_Si 및 최소의 Mn 농도 L_Mn 과, 강판의 판두께 1/4 위치에 있어서의 Si 농도 T_Si 및 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (1) 을 만족하고,
인장 강도가 1180 MPa 이상인 강판.
L_Si＋L_Mn ≤ (T_Si＋T_Mn)/4 … (1)
제 18 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
C : 0.120 ％ 이상 0.400 ％ 이하,
P : 0.001 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0.0200 ％ 이하,
Al : 0.010 ％ 이상 2.000 ％ 이하, 및
N : 0.0100 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판.
제 19 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
Sb : 0.200 ％ 이하 및
Sn : 0.200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
제 19 항 또는 제 20 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로,
Ti : 0.200 ％ 이하,
Nb : 0.200 ％ 이하,
V : 0.100 ％ 이하,
B : 0.0100 ％ 이하,
Cu : 1.000 ％ 이하,
Cr : 1.000 ％ 이하,
Ni : 1.000 ％ 이하,
Mo : 0.500 ％ 이하,
Ta : 0.100 ％ 이하,
W : 0.500 ％ 이하,
Mg : 0.0200 ％ 이하,
Zn : 0.020 ％ 이하,
Co : 0.020 ％ 이하,
Zr : 0.020 ％ 이하,
Ca : 0.0200 ％ 이하,
Ce : 0.0200 ％ 이하,
Se : 0.0200 ％ 이하,
Te : 0.0200 ％ 이하,
Ge : 0.0200 ％ 이하,
As : 0.0200 ％ 이하,
Sr : 0.0200 ％ 이하,
Cs : 0.0200 ％ 이하,
Hf : 0.0200 ％ 이하,
Pb : 0.0200 ％ 이하,
Bi : 0.0200 ％ 이하,
REM (Ce 를 제외한다) : 0.0200 ％ 이하 중에서 선택되는 적어도 1 종을 함유하는 강판.
제 18 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면으로부터 판두께 1/4 위치에 있어서의 경도에 대하여 65 ％ 이하의 경도의 영역을 연질층으로 했을 때,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 두께 1.0 ㎛ 이상 50.0 ㎛ 이하의 상기 연질층을 갖는 강판.
제 18 항 내지 제 22 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면으로부터 판두께 방향으로 15.0 ㎛ 이내의 영역에 있어서, Si 및/또는 Mn 의 산화물을 포함하는 결정립의 평균 입경이 1 ㎛ 이상 15 ㎛ 이하인 강판.
제 18 항 내지 제 23 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Mn 농도 L_Mn과 상기 Mn 농도 T_Mn 이, 하기 식 (2) 를 만족하는, 강판.
L_Mn ≤ T_Mn/3 … (2)
제 18 항 내지 제 24 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판.
제 18 항 내지 제 25 항 중 어느 한 항에 있어서,
강판 중에 포함되는 확산성 수소량이 0.50 질량ppm 이하인 강판.
제 18 항 내지 제 26 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 강판.
제 18 항 내지 제 27 항 중 어느 한 항에 기재된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하여 이루어지는 부재.
제 18 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과,
상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상 20 ℃ 이하인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 150 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,
상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판을 (상기 냉각 정지 온도＋50 ℃) 이상 500 ℃ 이하의 온도역까지 재가열하고, 그 온도역에서 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 29 항에 있어서,
상기 재가열 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 18 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브에 열간 압연을 실시하고, 450 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강판을 400 ℃ 이상의 온도역에서 3600 초 이상 유지하고, 산세한 후, 압하율 30 ％ 이상으로 냉간 압연을 실시하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 공정 후의 강판을 820 ℃ 이상의 온도역에서 20 초 이상 유지하는 제 1 어닐링 공정과,
상기 제 1 어닐링 공정 후의 강판을 이슬점이 -35 ℃ 이상 20 ℃ 이하인 분위기 중을 740 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 온도역에서 20 초 이상 유지한 후, 그 온도역에서부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 8 ℃/초 이상으로, 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 740 ℃ 에서부터 그 냉각 정지 온도까지 냉각할 때에 반경 100 mm 이상 1000 mm 이하의 롤로 굽힘 및 교정을 합계 3 회 이상 15 회 이하로 실시하는 제 2 어닐링 공정과,
상기 제 2 어닐링 공정 후의 강판에 대하여, 용융 아연 도금을 실시하거나, 또는 용융 아연 도금을 실시한 후에 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역으로 재가열하여 합금화 처리를 실시하는 도금 공정과,
상기 도금 공정 후의 강판을 50 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각한 후, 그 냉각 정지 온도 초과이면서 또한 300 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여 10 초 이상 유지하는 재가열 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 29 항 내지 제 31 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 재가열 공정 후, 강판을 50 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 온도역 내에서 0.5 시간 이상 72.0 시간 이하 유지하는 탈수소 처리 공정을 갖는 강판의 제조 방법.
제 29 항 내지 제 32 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성의 탄소 당량 Ceq 가 0.697 ％ 이상인 강판의 제조 방법.
제 29 항 내지 제 33 항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 제조 방법에 의해 제조된 강판에 대하여, 성형 가공 및 용접의 적어도 일방을 실시하는 공정을 갖는 부재의 제조 방법.