KR20230059822A

KR20230059822A - 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20230059822A
Application number: KR1020237010815A
Authority: KR
Inventors: 다쿠야 구와야마; 구니오 하야시; 다카후미 요코야마
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2020-10-15
Filing date: 2021-10-15
Publication date: 2023-05-03
Also published as: WO2022080497A1; US20230304119A1; JPWO2022080497A1; JP7464887B2; CN116018416A; MX2023003341A; EP4186987A4; EP4186987A1

Abstract

이 강판은, 소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 마이크로 조직이, 체적 분율로, 페라이트: 0％ 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％, 베이나이트: 5％ 내지 60％, 템퍼링 마르텐사이트: 5％ 내지 50％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 펄라이트: 0％ 내지 5％를 함유하고, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이고, 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 이하이고, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 이하이다.

Description

강판 및 그 제조 방법

본 개시는, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2020년 10월 15일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2020-174217호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

근년, 지구 온난화 대책에 수반하는 온실 가스 배출량 규제의 관점에서 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 차체의 경량화와 충돌 안전성 확보를 위해서, 고강도 강판의 적용이 점점 확대되어 가고 있다. 특히 최근에는, 인장 강도가 980MPa 이상의 고강도 강판의 요구가 높아져 가고 있다.

자동차 부품에 제공하는 고강도 강판에는, 강도뿐만 아니라, 프레스 성형성 등의 부품 성형을 위하여 필요한 특성이, 요구된다. 강도와 프레스 성형성과는 트레이드오프의 관계에 있지만, 이들을 양립시키는 수단으로서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP 강판(TRansformation Induced Plasticity)이 알려져 있다.

또한, 실차 주행 시에는 충돌 특성이 중요해진다. 충돌 특성에 대해서, 프레스 성형에 의해 역변형이 부여되고, 또한 도장 베이킹 공정에서의 열처리를 실시한 후의 인성이나 굽힘성이 중요해진다.

특허문헌 1 및 2에는, 조직의 체적 분율을 소정의 범위로 제어하여, 신율과 구멍 확장률을 개선한 고강도 TRIP 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 980MPa 이상의 고강도 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트 및 베이니틱페라이트의 면적 분율 및 형태를 소정의 것으로 함으로써, 우수한 구멍 확장성 및 굽힘성, 저온에서의 내취화 특성, 0.2％ 내력이 얻어지는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는, 복수회 어닐링을 행함으로써, 잔류 오스테나이트 상을 포함하면서, 신장된 템퍼링 마르텐사이트를 20％ 미만으로 하고, 고강도 강판의 성형성을 개선하는 기술이 개시되어 있다.

국제 공개 제2013/051238호 일본 특허 공개 2006-104532호 공보 국제 공개 제2019/186989호 일본 특허 공개 2013-185196호 공보

상기 어느 선행 문헌에서도, 제조 후의 강판의 프레스 성형성 및 인성에 대하여 설명하고 있고, 프레스 성형 후의 베이킹 공정에서 열처리를 실시한 후의 충돌 특성을 적합하게 하기 위한 강판에 관한 기술의 개시는 이루어져 있지 않다. 또한, 가공 유기 변태에 의해 잔류 오스테나이트로부터 변태한 마르텐사이트는, 인성을 열화시키므로, 차량 충돌 시의 부재의 충격 흡수 에너지를 저하시킨다. 즉, 상기 선행 기술은, 강판 자체의 인성 개선 기술을 개시하고 있지만, 상기 선행 기술에는, 실차량에서의 충돌 특성을 열화시키는 가공 유기 변태 후의 마르텐사이트의 영향을 저감시키는 기술을 향상시키는 여지가 있었다.

본 개시의 목적은, 프레스 성형성이 우수하고, 또한, 프레스 부품에 성형 후에 베이킹 도장을 행한 후에도 인성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자들은, 프레스 성형성이 우수하고, 또한, 프레스 부품에 성형 후에 베이킹 도장을 행한 후에도 인성이 우수한 강판 및 그 제조 방법에 대하여 검토를 행하였다. 그 결과, 이하의 지견 (i) 내지 (iii)을 얻었다. 또한, 이하의 지견 (i) 내지 (iii)에 의해, TRIP 효과에 의한 고강도화 및 성형성 향상의 효과를 확보하면서, 가공 유기 변태에 의해 발생하는 프레시 마르텐사이트에 의한 인성 저하를 억제할 수 있는 것을 발견하였다.

(i) 강판 조직중의 잔류 오스테나이트의 분포 상태는, 오스테나이트 생성 원소인 Mn의 편석에 영향을 받는다. 이러한 Mn 편석은, 주로 주조 공정에서의 응고 과정에서 발생하고 있고, 덴드라이트 암 성장 시의 고액 공존 영역에서의 원소 분배에 기인한다. 이 응고 편석은, 열연 공정에 있어서 슬래브를 재가열 후, 열연 강판이 된 때에, 판 두께 방향 및 판 폭 방향으로 Mn 농도의 분포를 발생시킨다. Mn은 대표적인 치환형 원소이고, 확산 단독에서의 균질화에는 1200℃ 이상의 고온에서 24시간 이상의 유지가 필요해진다. 따라서, 일반적인 열간 압연 후의 냉간 압연 공정이나 어닐링 공정에서 대폭으로 개선하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 최종적으로 제품판에 있어서도 띠상으로 Mn 편석이 잔존하고, 이 Mn 농도가 높은 영역을 따라 잔류 오스테나이트가 띠상으로 존재하게 된다. 그 후, 프레스 성형 공정에서 가공 유기 변태에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트가 되므로, 이 띠상의 마르텐사이트가 원인이 되어 대폭으로 부품의 인성이 열화된다. 따라서, 고강도와 우수한 성형성을 양립하면서 부품의 인성을 개선하기 위해서는, 열연 강판이 될 때까지의 공정에서 Mn의 편석을 개선하는 것이 필요해진다.

(ii) 상기 (i)과 같은 열간 압연 공정보다도 전의 단계에서의 Mn 편석 완화만으로는, Mn 편석을 완전히 없애는 것은 공업적으로 용이하지 않다. 그 때문에, 열연 공정 및 어닐링 공정에서의 마이크로 조직 제어에 의해, 잔류 오스테나이트를 더 균일하게 분산시킬 필요가 있다. 통상, 냉간 압연 후의 어닐링에 의해 마이크로 조직 제어를 행하는 경우, 최고 가열 온도에서의 냉각 중의 상 변태는 불균일하게 진행된다. 그 결과, 미변태 영역으로서 남는 잔류 오스테나이트의 분포는 Mn의 편석부에 치우쳐 불균일해진다. 이것은, 통상 냉연 강판을 제조할 때에 행해지는 냉간 압연에 의한 강판에 대한 변형의 부여가, 어닐링 공정에서의 가열 중에 일어나는 페라이트의 재결정 및 오스테나이트에 대한 역변태를 불균일하게 하는 것에 의한다. 이에 비해, 권취나 중간 어닐링에 의해 최종 어닐링 전의 마이크로 조직을 라스상인 베이나이트나 마르텐사이트를 주체로 하고, 그 이후에는 냉간 압연 등에 의한 변형을 부여하지 않는, 또는 변형의 부여를 억제하고, 그 상태에서 어닐링(최종 어닐링)을 행함으로써, 가열 중의 재결정을 억제하고, 라스에서 유래되는 바늘상 조직을 유지할 수 있다. 게다가, 최종 어닐링 전의 베이나이트나 마르텐사이트는 높은 전위 밀도를 가지므로, 어닐링 가열 시에 전위를 통한 Mn의 확산이 촉진된다. 이에 의해, 오스테나이트 중의 Mn 농도는 균질화되고, 어닐링 후의 냉각 후에 남는 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도 분포를 균질화할 수 있다.

(iii) 잔류 오스테나이트의 균질화에 추가하여, 강재 중의 개재물을 최대한 저감하는 것도 중요해진다. 부품으로 성형한 후(부품 성형 후, 즉, 프레스 성형 및 베이킹 도장 후)의 인성에 대한 개재물의 영향을 조사한 바, 1㎛ 이상의 사이즈를 갖는 개재물이 악영향을 미치는 것이 판명되었다. 즉, 1㎛ 이상의 개재물을 저감함으로써, 부품 성형 후의 인성은 개선된다.

본 개시는 상기 지견에 기초하여 실현한 것이고, 구체적으로는 이하와 같다.

[1] 화학 조성이, 질량％로, C: 0.150％ 내지 0.400％, Si: 0.01％ 내지 2.50％, Mn: 1.50％ 내지 3.50％, P: 0.050％ 이하, S: 0.0100％ 이하, Al: 0.001％ 내지 1.500％, Si 및 Al: 합계로 0.50％ 내지 3.00％, N: 0.0100％ 이하, O: 0.0100％ 이하, Ti: 0％ 내지 0.200％, V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, B: 0％ 내지 0.0100％, Sn: 0％ 내지 1.00％, Sb: 0％ 내지 1.00％, Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및 Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 마이크로 조직이, 체적 분율로, 페라이트: 0％ 내지 50％, 잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％, 베이나이트: 5％ 내지 60％, 템퍼링 마르텐사이트: 5％ 내지 50％, 프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％, 펄라이트: 0％ 내지 5％를 함유하고, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이고, 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 이하이고, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 이하인, 강판.

[2] [1]에 기재된 강판은, 상기 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]의 비가, 하기 (1) 식을 만족시켜도 된다.

Hv_sur/[Hv]≤0.80 (1)

[3] [1] 또는 [2]에 기재된 강판은, 상기 표면 상에 도금층을 가져도 된다.

[4] [1]에 기재된 강판의 제조 방법이며, [1]에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과; 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과; 상기 열연 강판을 25 내지 680℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과; 상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 20％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과; 상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과; 상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 제2 어닐링을 실시하는 제2 어닐링 공정과; 상기 제2 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열(均熱) 처리 공정을 갖고, 상기 주조 공정에서는, 상기 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도를 100 내지 1000℃/분으로 하고, 또한, 단위 시간당의 용강 주입량을 2.0 내지 6.0톤/분으로 하고, 또한, 상기 용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로 하여 냉각하고, 상기 열간 압연 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 상기 슬래브의 평균 가열 속도가 2 내지 50℃/분이고, 또한, 상기 슬래브가 1200℃ 이상에서 20분 이상 가열된 후에 열간 압연을 행하고, 상기 제1 어닐링 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 이상이고, 또한, Ac3 내지 950℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하고, 또한, 650℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 1℃/초 이상이고, 또한, 냉각 정지 온도가 25 내지 450℃이고, 상기 제2 어닐링 공정에서는, Ac1+20℃ 이상 Ac3 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지한 후, 250℃ 이하까지 냉각하는, 강판의 제조 방법.

[5] [1]에 기재된 강판의 제조 방법이며, [1]에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과; 상기 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과; 상기 열연 강판을 25 내지 450℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과; 필요에 따라, 상기 열연 강판에 대하여 압하율 30％ 이하에서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과; 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과; 상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열 처리 공정을 갖고, 상기 주조 공정에서는, 상기 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도를 100 내지 1000℃/분으로 하고, 또한, 단위 시간당의 용강 주입량을 2.0 내지 6.0톤/분으로 하고, 또한, 상기 용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로서 냉각하고, 상기 열간 압연 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 상기 슬래브의 평균 가열 속도가 2 내지 50℃/분이고, 또한, 상기 슬래브가 1200℃ 이상에서 20분 이상 가열된 후에 열간 압연을 행하고, 850℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 완료 후, 600℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상에서 냉각하고, 상기 제1 어닐링 공정에서는, Ac1+20℃ 이상 Ac3 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지한 후, 250℃ 이하까지 냉각하는, 강판의 제조 방법.

[6] [4]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 제1 어닐링 공정과 상기 제2 어닐링 공정의 적어도 한쪽에 있어서, 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10≤log(PH₂O/PH₂)≤-0.07이어도 된다.

[7] [5]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 제1 어닐링 공정에 있어서, 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10≤log(PH₂O/PH₂)≤-0.07이어도 된다.

[8] [4] 또는 [6]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 균열 처리 공정 전에, 상기 제2 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터 250℃ 이하로의 냉각의 도중에, 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 가져도 된다.

[9] [5] 또는 [7]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 균열 처리 공정 전에, 상기 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터 250℃ 이하로의 냉각의 도중에, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 가져도 된다.

[10] [4] 또는 [6]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 균열 처리 공정 후의 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 가져도 된다.

[11] [5] 또는 [7]에 기재된 강판의 제조 방법은, 상기 균열 처리 공정 후의 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 가져도 된다.

본 개시에 의해, 프레스 성형성이 우수하고, 또한, 프레스 성형 및 베이킹 도장을 행한 후에도 인성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

본 개시의 실시 형태에 관한 강판은, 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.150％ 내지 0.400％,

Si: 0.01％ 내지 2.50％,

Mn: 1.50％ 내지 3.50％,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.0100％ 이하,

Al: 0.001％ 내지 1.500％,

Si 및 Al: 합계로 0.50％ 내지 3.00％,

N: 0.0100％ 이하,

O: 0.0100％ 이하,

Ti: 0％ 내지 0.200％,

V: 0％ 내지 1.00％,

Nb: 0％ 내지 0.100％,

Cr: 0％ 내지 2.00％,

Ni: 0％ 내지 1.00％,

Cu: 0％ 내지 1.00％,

Co: 0％ 내지 1.00％,

Mo: 0％ 내지 1.00％,

W: 0％ 내지 1.00％,

B: 0％ 내지 0.0100％,

Sn: 0％ 내지 1.00％,

Sb: 0％ 내지 1.00％,

Ca: 0％ 내지 0.0100％,

Mg: 0％ 내지 0.0100％,

Ce: 0％ 내지 0.0100％,

Zr: 0％ 내지 0.0100％,

La: 0％ 내지 0.0100％,

Hf: 0％ 내지 0.0100％,

Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및

Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％를

함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,

표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 마이크로 조직이, 체적 분율로,

페라이트: 0％ 내지 50％,

잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％,

베이나이트: 5％ 내지 60％,

템퍼링 마르텐사이트: 5％ 내지 50％,

프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％,

펄라이트: 0％ 내지 5％를

함유하고,

상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이고, 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 이하이고,

상기 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치(1/20 두께의 위치)에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 이하이다.

『화학 조성』

먼저, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성을 상술한 바와 같이 한정한 이유에 대하여 설명한다. 본 명세서에 있어서 화학 조성을 규정하는 「％」는 특별히 정함이 없는 한 모두 「질량％」이다.

[C: 0.150％ 내지 0.400％]

C(탄소)는, 강판의 강도 확보를 위하여 필수적인 원소이다. C 함유량을 0.150％ 이상으로 함으로써 원하는 고강도를 얻을 수 있다. C 함유량은, 0.170％ 이상 또는 0.180％ 이상이어도 된다. 또한, 가공성이나 용접성을 확보하기 위해서, C 함유량은 0.400％ 이하로 한다. C 함유량은 0.380％ 이하, 0.340％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.

[Si: 0.01％ 내지 2.50％]

Si(규소)는, 철 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트를 남김으로써, 강도와 성형성의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이상, 0.12％ 이상이어도 된다. 또한, 강판의 용접성을 확보하기 위해서, Si 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Si 함유량은, 2.40％ 이하, 2.20％ 이하 혹은 2.00％ 이하여도 된다.

[Mn: 1.50％ 내지 3.50％]

Mn(망간)은 강력한 오스테나이트 안정화 원소이고, 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이들의 효과를 얻기 위해서, Mn 함유량은 1.50％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 1.60％ 이상, 1.70％ 이상, 1.90％ 이상, 혹은 2.10％ 이상이어도 된다. 또한, 용접성이나 저온 인성을 확보하기 위해서, Mn 함유량은 3.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 3.40％ 이하, 3.20％ 이하 혹은 3.00％ 이하여도 된다.

[P: 0.050％ 이하]

P(인)은 고용 강화 원소이고, 강판의 고강도화에 유효한 원소이지만, 과도의 함유는 용접성 및 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은, 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.045％ 이하, 0.035％ 이하 또는 0.020％ 이하이다. P 함유량은 적은 쪽이 바람직하고 0％여도 되지만, P 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈P 비용이 높아진다. 그 때문에, 경제성의 관점에서 P 함유량의 하한을 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

[S: 0.0100％ 이하]

S(황)은 불순물로서 함유되는 원소이고, 강 중에서 MnS를 형성하여 인성이나 구멍 확장성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 인성이나 구멍 확장성의 열화가 현저하지 않은 범위로서, S 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하, 0.0040％ 이하 또는 0.0030％ 이하이다. S 함유량은 적은 쪽이 바람직하고 0％여도 되지만, S 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈황 비용이 높아진다. 그 때문에, 경제성의 관점에서 S 함유량의 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

[Al: 0.001％ 내지 1.500％]

Al(알루미늄)은, 강의 탈산을 위해 사용되는 원소이고, Si와 마찬가지로 철 탄화물의 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트를 남기기 위하여 유효한 원소이다. 그 때문에, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 0.005％ 이상, 0.010％ 이상, 0.025％ 이상, 0.050％ 이상 혹은 0.100％ 이상으로 해도 된다. 한편, Al을 과잉으로 함유시켜도 효과가 포화하여 공연히 비용 상승을 초래할 뿐만 아니라, 강의 변태 온도가 상승하여 열간 압연 시의 부하가 증대한다. 그 때문에, Al 함유량은 1.500％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 1.200％ 이하, 1.000％ 이하 또는 0.800％ 이하이다.

[Si 및 Al: 합계로 0.50％ 내지 3.00％ 이하]

Si 및 Al은, 공업적으로 TRIP 강판을 제조하기 위하여 유용한 원소이다. Si 및/또는 Al을 함유시킴으로써, C 농도가 상승한 오스테나이트 중에서의 철 탄화물의 생성이 억제되고, 실온에서도 안정된 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있게 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량, Al 함유량을 상기의 범위로 한 뒤에, Si와 Al의 합계 함유량으로 0.50％ 이상이 필요해진다. Si와 Al의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.20％ 이상이다. 한편, 과도한 함유는, 주조 시의 주조성이나 용접성 등 다른 특성을 열화시킨다. 그 때문에, Si와 Al의 합계 함유량을 3.00％ 이하로 한다. Si와 Al의 합계 함유량은, 바람직하게는 2.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 2.50％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.00％ 이하이다.

[N: 0.0100％ 이하]

N(질소)은 불순물로서 함유되는 원소이고, 그 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 질화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키는 원소이다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. N 함유량은 적은 쪽이 바람직하고 0％여도 되지만, N 함유량을 극도로 저감시키기 위해서는, 탈N 비용이 높아진다. 그 때문에, 경제성의 관점에서 N 함유량의 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

[O: 0.0100％ 이하]

O(산소)는 불순물로서 함유되는 원소이고, 그 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 조대한 산화물을 형성하여 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키는 원소이다. 따라서, O 함유량은 0.0100％ 이하로 한다. O 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하이다. N 함유량은 적은 쪽이 바람직하고 0％여도 되지만, 제조 비용의 관점에서, O 함유량의 하한을 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

본 개시의 실시 형태에 관한 강판에 포함되는 기본 원소는 상기한 바와 같다. 즉, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판은, 그 화학 조성이, 상기의 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물인 것을 기본으로 한다. 불순물이란, 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판에 대하여 의도적으로 첨가한 성분이 아닌 것을 포함한다.

한편으로, 각종 특성을 향상시키기 위해서, 당해 강판은, 필요에 따라 Fe 대신에 이하의 원소(임의 원소)를 더 함유해도 된다. 이들의 원소는 반드시 함유되지 않아도 되므로, 하한은 0％이다.

[Ti: 0％ 내지 0.200％, V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, B: 0％ 내지 0.0100％, Sn: 0％ 내지 1.00％ 및 Sb: 0％ 내지 1.00％]

Ti(티타늄), V(바나듐), Nb(니오븀), Cr(크롬), Ni(니켈), Cu(구리), Co(코발트), Mo(몰리브덴), W(텅스텐), B(붕소), Sn(주석) 및 Sb(안티몬)은 모두 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라 이들의 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나 이들의 원소를 과도하게 함유시키면 효과가 포화되고, 공연히 비용의 증대를 초래한다. 따라서, 그 함유량은, 각각, Ti: 0％ 내지 0.200％, V: 0％ 내지 1.00％, Nb: 0％ 내지 0.100％, Cr: 0％ 내지 2.00％, Ni: 0％ 내지 1.00％, Cu: 0％ 내지 1.00％, Co: 0％ 내지 1.00％, Mo: 0％ 내지 1.00％, W: 0％ 내지 1.00％, B: 0％ 내지 0.0100％, Sn: 0％ 내지 1.00％, Sb: 0％ 내지 1.00％로 한다. 충분한 효과를 얻기 위해서, 각 원소의 함유량은, 0.005％ 이상 또는 0.010％ 이상이어도 된다. 특히, B 함유량은 0.0001％ 이상 또는 0.0005％ 이상이어도 된다.

[Ca: 0％ 내지 0.0100％, Mg: 0％ 내지 0.0100％, Ce: 0％ 내지 0.0100％, Zr: 0％ 내지 0.0100％, La: 0％ 내지 0.0100％, Hf: 0％ 내지 0.0100％, Bi: 0％ 내지 0.0100％ 및 Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％]

Ca(칼슘), Mg(마그네슘), Ce(세륨), Zr(지르코늄), La(란탄), Hf(하프늄) 및 Ce, La 이외의 REM(희토류 원소)은 강 중 개재물의 미세 분산화에 기여하는 원소이고, Bi(비스무트)는 강 중에 있어서의 Mn, Si 등의 치환형 합금 원소의 마이크로 편석을 경감하는 원소이다. 각각 강판의 가공성 향상에 기여하는 점에서, 필요에 따라서 이들의 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 단, 과도의 함유는 연성의 열화를 야기한다. 따라서, 그 함유량은 각각 0.0100％ 이하로 한다. 또한, 충분한 효과를 얻기 위해서, 각 원소의 함유량은 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다.

본 개시의 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 상술한 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 즉, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성은, 기본 원소를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는, 또는, 기본 원소를 함유하고, 또한 임의 원소의 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

『강판 내부의 마이크로 조직』

다음으로, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 내부 조직(마이크로 조직)에 대하여 설명한다.

본 개시의 실시 형태에 관한 강판에서는, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치(1/4 두께의 위치)의 마이크로 조직을 규정한다. 본 실시 형태에 있어서, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치(1/4 두께의 위치)을 중심으로 한, 표면으로부터 판 두께의 1/8의 깊이(1/8 두께)의 위치 내지 표면으로부터 판 두께의 3/8의 깊이(3/8 두께)의 위치까지의 범위를, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치(1/4 두께의 위치)로 간주한다.

[페라이트: 0％ 내지 50％]

페라이트는 연성이 우수하지만 연질의 조직이다. 강판의 신율을 향상시키기 위해서, 요구되는 강도 또는 연성에 따라서 함유시켜도 된다. 단, 과도하게 함유하면 원하는 강판 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 체적 분율을 50％ 이하로 한다. 페라이트의 체적 분율은, 45％ 이하, 40％ 이하 또는 35％ 이하여도 된다. 페라이트의 체적 분율은, 0％여도 되고, 예를 들어 3％ 이상, 5％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다.

[잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％]

잔류 오스테나이트는, 강판의 변형 중에 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태하는 TRIP 효과에 의해 강판의 연성을 개선하는 조직이다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 6％ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 8％ 이상 또는 10％ 이상으로 해도 된다. 잔류 오스테나이트는, 그 체적 분율이 많을수록 강판의 신율이 상승하지만, 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 C 등의 합금 원소를 다량으로 함유시킬 필요가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트는 체적 분율로 30％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, 25％ 이하 또는 20％ 이하여도 된다.

[베이나이트: 5％ 내지 60％]

본 실시 형태에 있어서, 조대한 템퍼링 마르텐사이트의 생성을 억제하기 위해서, 마르텐사이트 변태 전에 베이나이트 변태를 부분적으로 진행시킨다. 그 때문에, 베이나이트의 체적 분율을 5％ 이상으로 한다. 베이나이트의 체적 분율은, 8％ 이상, 12％ 이상, 13％ 이상, 또는 15％ 이상이어도 된다. 또한, 강도와 연성의 밸런스를 적합하게 확보하기 위해서, 베이나이트의 체적 분율을 60％ 이하로 한다. 베이나이트의 체적 분율은, 50％ 이하, 40％ 이하 또는 35％ 이하여도 된다.

[템퍼링 마르텐사이트: 5％ 내지 50％]

템퍼링 마르텐사이트는 고강도 또한 강인한 조직이다. 강도, 연성, 구멍 확장성을 높은 수준으로 밸런스 취하기 위해서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 5％ 이상으로 한다. 템퍼링 마르텐사이트는, 체적 분율로 10％ 이상, 15％ 이상 또는 20％ 이상이어도 된다. 또한, 강도와 연성의 밸런스를 적합하게 확보하기 위해서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율을 50％ 이하로 한다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은, 45％ 이하, 40％ 이하 또는 30％ 이하여도 된다.

[프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％]

본 실시 형태에 있어서, 프레시 마르텐사이트란, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트(탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트)를 나타낸다. 프레시 마르텐사이트는 무른 조직이기 때문에, 소성 변형 시에 파괴의 기점이 되고, 강판의 국부 연성을 열화시킨다. 따라서, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 10％ 이하로 한다. 프레시 마르텐사이트의 체적 분율, 바람직하게는 8％ 이하 또는 5％ 이하이다. 국부연성의 열화를 억제하는 관점에서, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은 이상적으로는 0％이지만, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.

[펄라이트: 0％ 내지 5％]

펄라이트는 경질 또한 조대한 시멘타이트를 포함하고 있고, 소성 변형 시에 파괴의 기점이 됨으로써, 강판의 국부연성을 열화시키는 조직이다. 따라서, 펄라이트의 체적 분율을 5％ 이하로 한다. 펄라이트의 체적 분율은, 바람직하게는 3％ 이하 또는 2％ 이하이다. 국부 연성의 열화를 억제하는 관점에서, 펄라이트의 체적 분율은 0％여도 된다.

[강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 모든 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상]

잔류 오스테나이트는, 성형 시에, 가공 유기 변태에 의해 마르텐사이트로 변태한다. 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태한 때, 이 가공 유기 마르텐사이트가 연질 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트와 인접하고 있는 경우, 이들 사이에 큰 경도 차가 발생한다. 이러한 큰 경도 차는, 구멍 확장이나 신장 플랜지 성형 등의 성형을 받은 경우에, 변형 조기에 균열이 발생하는 원인이 된다. 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP 강철에 있어서는, 이러한 경도 차가 발생하는 것은 불가피하다. 그러나, 그 분산 상태를 제어함으로써, 연속적인 균열 전파를 억제할 수 있다.

잔류 오스테나이트의 애스펙트비가 2.0 이상인 경우, 그 형태는 라스상이 된다. 잔류 오스테나이트는 어닐링 후의 미변태 영역이므로, 잔류 오스테나이트가 라스상인 경우, 인접하는 연질 페라이트, 베이나이트 및 템퍼링 마르텐사이트도 라스상의 형태가 된다. 이러한 라스상의 조직 형태는, Mn 편석의 영향을 받기 어려우므로, 띠상의 잔류 오스테나이트 분포가 되기 어려워진다. 애스펙트비가 2.0 미만의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 50％ 이상인 경우, 라스상의 조직 체적 분율이 불충분해지고, 프레스 성형 후에 충분한 인성을 얻을 수 없다. 이 때문에, 애스펙트비가 2.0 이상의 라스상의 형태를 갖는 잔류 오스테나이트 개수 비율은, 전체 잔류 오스테나이트의 개수의 50％ 이상으로 하고, 바람직하게는 60％ 이상으로 한다.

여기서, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비란, 당해 잔류 오스테나이트 입자의 등가 타원의 장축 길이를 단축의 길이로 제산하여 얻어지는 값이다. 등가 타원이란, 당해 잔류 오스테나이트 입자와 면적이 동등하고, 또한, 당해 잔류 오스테나이트 입자의 최대 길이 L2를 그 장축의 길이로 하는 타원이다. 잔류 오스테나이트 입자가 복잡한 형상을 갖고 있어도, 그 등가 타원의 단축 길이 L1 및 장축의 길이 L2로부터 당해 잔류 오스테나이트 입자의 애스펙트비(L2/L1)가 얻어진다.

[강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 이하]

강판에 존재하는 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도를 30개/㎟ 이하로 한다. 여기서, 개재물 및 석출물의 입경은, 개재물 및 석출물의 면적으로부터 환산한 원 상당 직경이다. 개재물은 Al계나 Ti계의 산화물이고, 그 대표적인 것은 Al₂O₃이다. 또한, 석출물은 Ti계나 Al계의 석출물이고, 그 중에서도 사이즈가 큰 대표적인 것은 TiN이나 AlN 등의 질화물이다. 특히, TiN은 고온에서 생성하여 조대화한다. 이들의 개재물 및 석출물은 모두 경질이기 때문에, 이들의 개재물이나 석출물 중 입경 1㎛ 이상의 조대한 것이 강판에 다수 존재하면, 자동차의 충돌 시에 부품의 인성이 열화된다. 따라서, 강판 중에 존재하는 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도를 30개/㎟ 이하로 한다. 개재물 및 석출물 중 입경 1㎛ 미만의 것은, 프레스 성형 후의 부품의 인성에 미치게 하는 영향은 작으므로, 특별히 한정되지는 않는다.

[표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛ 이하]

표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향(판 폭 방향)에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격은 300㎛ 이하로 한다. 응고 시의 덴드라이트 암의 1차 간격에 상당하는 응고 편석이 판 폭 방향에 나타나지만, 이 응고를 제어함으로써, 덴드라이트 암의 1차 간격을 미세화하여, 상기 Mn 농화부의 평균 간격을 300㎛ 이하로 제어한다. 상기 응고 제어가 불충분하고, 슬래브에 있어서의 덴드라이트 암의 1차 간격이 넓어지면, 슬래브 냉각 중 및 열간 압연 공정에서의 가열 중에 충분히 Mn이 확산되지 않고 Mn 농화부가 잔존하고, 상기 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛보다도 커진다.

Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛를 초과하면, 인성 열화를 억제하는 것이 곤란해진다.

여기서, 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치란, 표면으로부터 판 두께의 1/40의 깊이(1/40 두께)의 위치 내지 표면으로부터 판 두께의 3/40의 깊이(3/40 두께)의 위치까지의 범위를 가리킨다.

Mn 농화부의 평균 간격의 하한은 한정되지는 않지만, 100㎛ 미만으로 하는 것은 용이하지 않으므로, 100㎛ 이상으로 해도 된다.

[표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 이하]

잔류 오스테나이트 중의 질량％에 의한 Mn 농도의 표준 편차(이하 단순히 Mn 농도의 표준 편차라고 하는 경우가 있음)를 0.40％ 이하로 함으로써, 자동차 충돌 시의 인성을 향상시킬 수 있다. 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 큰(변동이 큰) 경우, 가공 유기 변태가 일어나기 쉬운 Mn 농도가 낮은 영역과(Mn은 오스테나이트 포머이기 때문), 가공 유기 변태가 일어나기 어려운 Mn 농도가 높은 영역으로 나뉘므로, 자동차 충돌 시에 경도 차가 발생하게 되고, 인성이 저하된다.

[표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]의 비가, Hv_sur/[Hv]≤0.80을 만족시킨다]

적어도 한쪽의 표면에 있어서, 바람직하게는 한쪽의 표면 및 대향하는 다른 한쪽의 표면(즉 표면 및 이면)의 어느 것에 있어서도, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 30㎛의 위치에 있어서의 경도가, 표면으로부터 판 두께 방향으로 1/4 들어간 위치에 있어서의 경도에 비해 연질화되어 있음으로써, 자동차가 충돌한 때의 흡수 에너지를 더 높일 수 있기 때문에, 바람직하다. 특히, 인장 강도가 980MPa 이상의 고강도 강판에 있어서는, 부품 충돌 시의 강판 표층으로의 변형 부여에 견디지 못하고, 조기에 파단하는 경우가 있다. 그 때문에, 강판 표층의 변형에 의한 파단을 억제하기 위해서는, 강판 표층의 연화가 유효한 수단이 된다. 비커스 경도는, 압자의 하중에 의해 강판에 발생하는 압흔을 측정함으로써 경도를 측정하기 위해서, 기술적으로 안정된 표층 경도를 얻을 수 있는 표면으로부터 30㎛의 위치에서의 경도를 표층 경도 Hv_sur로 규정한다. 또한, 강판 중의 대표적인 경도와의 비가 중요해지기 때문에, 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에서의 경도[Hv]와의 비를, 0.80 이하로 함으로써 굽힘성의 개선이 얻어지고, 자동차 부품의 충돌 성능이 더욱 향상된다.

[표면 상에 도금층을 가진다]

상기 강판은, 강판 표면에 도금층이 존재하고 있어도 된다. 강재가 사용되는 환경에 의해 내식성이 요구되는 경우에는, 예를 들어 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 아연을 주로 하는(아연을 50질량％ 이상 포함하는) 도금층이 포함되어 있어도 전혀 문제는 없다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지된 임의의 조성을 갖는 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층이면 되고, Zn 이외에도 Al 등의 원소를 포함하고 있어도 된다. 또한, 당해 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지는 않고 일반적인 부착량이면 된다.

강판의 마이크로 조직 분율, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비 및 개재물이나 조대한 석출물의 수 밀도는, SEM-EBSD법(전자선 후방 산란 회절법), SEM 2차 전자상 관찰 및 X선 회절법에 의해 평가한다.

먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 관찰면으로서 시료를 채취하고, 관찰면을 기계 연마하여 경면으로 마무리한 후, 전해 연마를 행한다. 이어서, 관찰면에 있어서의 모재 강판의 표면으로부터 1/4 두께를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위 관찰 시야에 있어서, 배율을 3000배로 하고, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상의 면적에 대하여, SEM-EBSD법에 의해 결정 구조 및 방위 해석을 행한다. EBSD법에 의해 얻어진 데이터의 해석에는 TSL사제의 「OIM Analysys」의 Ver.6.0 이상을 사용한다. 또한, 평점 간 거리(step)는 0.03 내지 0.20㎛로 한다. 관찰 결과로부터 FCC철이라고 판단되는 영역을 잔류 오스테나이트로 하고, 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 얻는다. 이 면적 분율로써 체적 분율로 간주한다. 또한, 결정 방위 차가 15도 이상으로 되는 경계를 입계로서 결정립계 맵을 얻는다. 이 결정립계 맵에 의해 얻어진 잔류 오스테나이트는, OIM Analysis를 사용함으로써, 단축, 장축 및 원 상당 직경을 측정할 수 있고, 이 측정 결과로부터 잔류 오스테나이트의 애스펙트비를 결정한다.

이어서, EBSD 관찰을 실시한 것과 동일 시료에 대하여 나이탈 부식을 행하고, EBSD 관찰과 동일 시야에 대해서 2차 전자상 관찰을 행한다. EBSD 측정 시와 동일 시야를 관찰하기 위해서, 비커스 압흔 등의 표시를 미리 붙여 두면 된다. 얻어진 2차 전자상으로부터, 「페라이트」, 「베이나이트」, 「템퍼링 마르텐사이트」, 「프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트」, 「펄라이트」를 구별하고, 각각의 면적 분율을 측정하여, 얻어진 면적 분율을 체적 분율로 간주한다.

조직을 구별할 때, 입자 내에 하부 조직을 갖고, 또한, 시멘타이트가 복수의 밸리언트를 갖고 석출하고 있는 영역을 템퍼링 마르텐사이트라고 판단한다. 시멘타이트가 라멜라상으로 석출하고 있는 영역을 펄라이트라고 판단한다. 잔부 중 상대적으로 휘도가 낮고, 또한 하부 조직이 보이지 않은 영역을 페라이트라고 판단한다. 휘도가 높고, 또한 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역을 프레시 마르텐사이트 및/또는 잔류 오스테나이트라고 판단한다. 상기 영역의 어느 것에도 해당하지 않는 영역을 베이나이트라고 판단한다. 각각의 면적 분율을, 포인트 카운팅법에 의해 산출함으로써, 각 조직의 체적 분율을 얻는다. 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 상기 하부 조직이 에칭에 의해 현출되어 있지 않은 영역의 면적으로부터, 상술한 측정에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 뺌으로써 구할 수 있다.

개재물 및 조대한 석출물의 수 밀도의 측정은, 2차 전자상으로 관찰한다. 관찰 시에는, 배율: 3000배로 2.0×10^-9㎡ 이상의 시야 면적을 관찰하고, 각 제조 조건에 대해서 n=20의 시야를 관찰한다. 입경은 화상 해석에 의해 구해지는 각각의 개재물 및 석출물의 면적으로부터 원상당 입경으로 환산하고, 그 직경을 각각의 개재물 및 석출물의 입경으로 한다. 그 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 개수를 카운트하고, 단위 면적에 있어서의 개수(수 밀도)를 환산한다.

Mn 농화부의 평균 간격 및 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차 측정에는, EPMA를 사용한다.

강판의 압연면을 연삭 및 버프 연마하고, 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치의 분석면을 현출시킨 분석용 샘플을 제작하고, EPMA에서 Mn 분포를 조사한다. Mn 농화부의 평균 간격은, 비교적 넓은 범위에서의 측정이 필요해지기 때문에, 압연 방향에 대한 직교 방향(판 폭 방향) 상의 8mm의 선분을 1㎛ 간격으로 연속하여 측정한다. 각 측정 지점의 농도는, 각 측정 지점으로부터 압연 방향으로 500㎛의 선분상을 1㎛ 점 측정하고, 그 평균값으로 한다. 판 폭 방향으로 8mm의 측정점 전체에 있어서의 Mn 농도의 평균값을 Mnave, 최대를 Mnmax로 하고, Mn 농도가(Mnave+Mnmax)/2 이상의 영역을 Mn 농화부로 하고, Mn 농화부의 간격의 평균을 구한다. 또한, 각 측정점에서는 Si 농도도 측정하고, Si가 강판의 평균 Si 농도보다도 낮은 영역의 Mn 농도를 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도로 간주하고, 그 표준 편차를 구한다.

[기계 특성]

본 개시의 실시 형태에 관한 강판은, 자동차용 강판으로서 사용되는 것을 상정한 경우, 기계 특성으로서, TS가 980MPa 이상, 또한, TS×El×λ^0.5/1000이 80 이상인 것이 바람직하다.

인장 강도(TS) 및 전체 신율(El)은, 압연 방향으로 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 평점 간 거리를 50mm, 인장 속도를 10mm/min으로 하여, JIS Z2241(2011)에 준거한 인장 시험을 행하여 측정한다.

또한, 구멍 확장률(λ)은, 펀치 직경을 10mm, 펀칭 클리어런스를 12％, 펀치 형상을 선단부 60°의 원추 펀치로 하여, 「JFS T1001 구멍 확장 시험 방법」에 준거한 구멍 확장 시험을 행하여 측정한다.

[판 두께]

본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 판 두께는 한정되지는 않지만, 예를 들어 0.1 내지 30mm이다.

『강판의 제조 방법』

이어서, 본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 개시의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 크게 나누어, 이하의 (4)에 나타내는 제조 방법과 (5)에 나타내는 제조 방법의 2가지가 있다.

(4) 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과;

상기 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과;

상기 열연 강판을 25 내지 680℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과;

상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 20％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과;

상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과;

상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 제2 어닐링을 실시하는 제2 어닐링 공정과;

상기 제2 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열 처리 공정을

포함하는 강판의 제조 방법.

(5) 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과;

상기 슬래브에 850℃ 이상의 처리 온도에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과;

상기 열연 강판을 25 내지 450℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과;

필요에 따라, 상기 열연 강판에 대하여 압하율 30％ 이하에서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과;

상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과;

상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 열연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열 처리 공정을

포함하는 강판의 제조 방법.

<주조 공정>

먼저, 주조 공정에 대하여 상세를 설명한다.

상기 (4), (5)의 어느 제조 방법에 있어서도, 주조에 의해 슬래브를 제조하는 공정은 공통되고 있고, 상기 화학 조성을 갖는 용강을, 전로나 전기로 등의 공지된 용제 방법으로 용제하고, 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도를 100 내지 1000℃/분으로 하고, 또한, 단위 시간당의 용강 주입량을 2.0 내지 6.0톤/분으로 하고, 또한, 상기 용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로 하여 냉각하여, 200mm 이상 300mm 이하의 두께의 슬래브로 주조한다.

주조 방법은 한정되지는 않지만, 생산성 등의 관점에서, 연속 주조가 바람직하다.

[응고 속도: 100℃/분 이상 1000℃/분 이하]

주조 공정에서의 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도는 100℃/분 이상 1000℃/분 이하로 한다. 이 응고 속도가 100℃/분 미만이면, 슬래브 표면으로부터 슬래브 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서의 덴드라이트 1차 암 간격을 300㎛ 이하로 하는 것이 곤란해지고, 강판의 굽힘성을 개선할 수 없는 경우나, Mn 농도의 표준 편차를 0.40％ 이하로 할 수 없는 경우가 있다. Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 초과이면 강 중에 있어서 Mn 농도가 상대적으로 낮은 영역의 비율이 증가하기 때문에, 예를 들어 냉연 강판에 대하여 행하는 어닐링 공정의 냉각 과정에 있어서 베이나이트 변태를 억제할 수 없는 경우가 있다. 한편, 응고 속도가 1000℃/분 초과이면, 슬래브의 표면 균열을 유발하는 경우가 있다.

[단위 시간당의 용강 주입량: 2.0 내지 6.0톤/분]

단위 시간당의 용강 주입량이 2.0톤/분 미만이면, 주형에 공급되는 열량이 감소하고, 응고 셸 상부의 클로 길이가 길어지기 때문에, 슬래브 표층으로의 몰드 파우더의 포착이 발생하기 쉬워지고, 강판 표면에 존재하는 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 초과가 되는 경우가 있다. 따라서, 단위 시간당의 용강 주입량은 2.0톤/분 이상으로 한다. 몰드 파우더는, 일반적으로, Al₂O₃, SiO₂, CaO의 성분계로 구성되어 있다. 한편, 단위 시간당의 용강 주입량이 6.0톤/분 초과이면, 용강의 유동이 너무 커져서, 몰드 파우더의 말림에 의한 알루미나계 개재물의 슬래브 표층으로의 포착이 발생하기 쉬워지고, 강판 표면에 존재하는 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 초과가 되는 경우가 있다. 따라서, 단위 시간당의 용강 주입량을 6.0톤/분 이하로 한다.

[용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상]

액상선 온도와 고상선 온도 사이는 응고의 도중 과정이기 때문에, Ti, Al, N 등이 용강 편석하고, 그 응고 계면에서 TiN이나 AlN의 석출이 개시하여 성장한다. 따라서, 슬래브의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치의 표층부의, 액상선 온도와 고상선 온도 사이에 있어서의 평균 냉각 속도가 4℃/초 미만이면, 냉각 속도가 작음으로써, 용강 편석이 진행하여 석출 핵 생성이 촉진됨과 함께 석출 후의 석출물의 입성장도 촉진되어 버려, 강판 표면에 존재하는 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 초과가 될 경우가 있다. 따라서, 슬래브의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치의 표층부의, 액상선 온도와 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로 한다. 강판 표면의 석출물 생성을 억제하는 관점에서는, 상기 평균 냉각 속도는 큰 쪽이 바람직하므로, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없지만, 냉각 속도가 과대하면 슬래브에 균열(龜裂)이 발생할 가능성이 있으므로, 평균 냉각 속도는 100℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.

[슬래브 두께: 200mm 이상 300mm 이하]

슬래브 두께는 200mm 이상 300mm 이하로 한다. 슬래브 두께가 200mm 미만이면, 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 한편, 슬래브 두께가 300mm 초과이면, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향으로 전신한 Mn 농화부의 압연 방향에 대하여 직각 방향에 있어서의 평균 간격을 300㎛ 이하로 하는 것이 곤란해진다. 또한, 슬래브 두께가 300mm를 초과하면, 가열 시에 표면과 내부의 온도가 커지고, 강판에 있어서, 1/4 두께의 위치에서 소정의 조직을 얻을 수 없게 된다.

<열간 압연 공정>

다음으로, 열간 압연 공정에 대하여 상세를 설명한다. 상기 (4), (5)의 어느 제조 방법에 있어서도 열간 압연 공정의 마무리 압연 전까지의 조건은 공통되어 있고, 상기 화학 조성을 갖는 슬래브가 열간 압연 전에 가열된다.

[Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도: 2 내지 50℃/분]

본 방법에서는, 열간 압연에 앞서는 슬래브 가열 시의, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 상기 슬래브의 평균 가열 속도가 2 내지 50℃/분으로 제어된다. Ac1 바로 위의 2상(오스테나이트와 페라이트) 온도역은 오스테나이트와 페라이트 사이에서 합금 원소의 분배가 특히 진행되기 쉽다. 그 때문에, 슬래브를 재가열할 때는, 상기 온도역을 2℃/분 이상의 비교적 빠른 평균 가열 속도로 가열한다. 평균 가열 속도가 2℃/분을 하회하면, 가열 도중에 오스테나이트와 페라이트 사이에서 Mn이 분배되어, Mn 농도의 표준 편차를 0.40％ 이하로 하는 것이 곤란해지기 때문이다. 예를 들어, 상기의 평균 가열 속도는 4℃/분 이상이어도 된다.

한편, 평균 가열 속도가 50℃/분을 상회하는 것과 같은 급속 가열을 실시한 경우, 슬래브의 두께 방향에 있어서의 온도 분포가 불균일해져 열응력이 발생한다. 이 경우, 슬래브의 열변형 등의 문제가 발생하는 경우가 있다. 예를 들어, 상기의 평균 가열 속도는 40℃/분 이하, 30℃/분 이하, 20℃/분 이하 혹은 10℃/분 이하여도 된다.

Ac1점은 다음 식에 의해 계산한다. 하기 식에 있어서의 원소 기호에는 당해 원소의 질량％를 대입한다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0(질량％)을 대입한다.

Ac1(℃)=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr

[슬래브가 1200℃ 이상에서 20분 이상 가열된다]

Mn 편석의 완화에는, 고온에서의 장시간 유지가 유효해진다. Mn은 치환형 원소이기 때문에, 그 확산 속도는 매우 느리고, 1200℃ 이상의 고온으로 가열함으로써 처음으로 확산이 진행된다. 1200℃ 이상으로 가열되어, 그 온도역에 20분 이상 유지됨으로써, Mn 농도의 표준 편차가 저감되고, 0.40％ 이하를 달성하는 것이 가능하게 된다.

[조압연]

본 방법에서는, 예를 들어 가열된 슬래브에 대하여, 판 두께 조정 등을 위해서, 마무리 압연 전에 조압연을 실시한다. 이러한 조압연은, 특별히 한정되지는 않지만, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 이상으로 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 총 압하율이 60％ 미만이면, 열간 압연 중의 재결정이 불충분해지기 때문에, 열연 강판의 조직 불균질화에 연결되는 경우가 있다. 상기의 총 압하율은, 예를 들어 90％ 이하여도 된다.

열간 압연 공정의 마무리 압연 이후의 제조 조건은, 상기 (4)와 (5)로 다르다. 이 때문에, 상기 (4)의 제조 조건으로부터 상세를 설명한다.

[복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연]

마무리 압연의 조건은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 당업자가 일반적으로 사용하는 복수의 압연기로 이루어지는 설비 구성에 있어서, 최종 패스 출측 온도(마무리 온도)가 800℃ 이상의 오스테나이트 영역이 되도록 압연되어 있으면 된다.

<권취 공정>

[열연 강판을 25 내지 680℃의 온도역에서 권취한다]

권취 온도는 25 내지 680℃로 한다. 수랭의 경우에도, 실온인 25℃를 하회하는 것은 사실상 곤란하기 때문에 이것을 하한으로 한다. 단, 화학 조성에 따라서는 열연 강판의 강도가 과대해지고, 냉간 압연성을 손상시키는 경우가 있기 때문에, 화학 조성의 선택 및 그 후의 냉간 압연기의 능력에 의해 선택하면 된다. 권취 온도는, 400℃ 이상 혹은 500℃ 이상이어도 된다. 한편, 권취 온도를 680℃ 이하로 함으로써, 페라이트 변태 및 페라이트와 오스테나이트 사이에 있어서의 합금 원소(특히 Mn)의 분배를 억제할 수 있다. 권취 온도는, 650℃ 이하 혹은 600℃ 이하여도 된다.

<냉간 압연 공정>

[열연 강판에 20％ 이상의 압하율(냉간 압연율)로 냉간 압연을 실시한다]

본 방법에 있어서, 열연 강판에 냉간 압연을 실시한다. 압하율(냉간 압연율)(누적 압하율)은 25％ 이상 또는 30％ 이상으로 해도 된다. 한편, 과도한 압하는 압연 가중이 과대해져 냉연 밀의 부하 증대를 초래한다. 그 때문에, 압하율은 75％ 이하 또는 70％ 이하로 해도 된다.

냉간 압연을 행하기 전에는, 필요에 따라, 공지된 조건에서 산세를 행해도 된다.

<제1 어닐링 공정>

[냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시한다]

제1 어닐링 공정에서는, 냉연 강판을, 오스테나이트 단상이 되는 Ac3(℃) 이상의 온도까지 가열하고, 냉각 후에 베이나이트 또는 마르텐사이트를 주체로 하는 라스상의 조직으로 한다. 이때, 확산 변태에 의해 발생하는 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하는 것이 필요해진다.

구체적으로는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도를 0.5℃/초 이상으로 하고, Ac3 내지 950℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하고, 또한, 650℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 이상이고, 또한, 냉각 정지 온도가 25 내지 450℃이도록 냉각한다.

강판 가열 시에 있어서, 600℃ 내지 Ac1(℃) 사이의 평균 가열 속도는, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 10.0℃/초 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 평균 가열 속도가 10.0℃/초를 초과하면, 페라이트의 재결정이 충분히 진행되지 않고 강판의 신율이 열화되는 경우가 있다. 이 평균 가열 속도는 6.0℃/초 이하여도 된다. 또한, 당해 평균 가열 속도의 하한값은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이어도 된다.

[Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 이상]

상기 강판 가열 시에 있어서의 Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도는 0.5℃/초 이상으로 한다. Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 페라이트와 오스테나이트 사이에서의 Mn의 분배가 현재화하므로, 소성 변형 후의 최종 조직에 있어서 조대한 프레시 마르텐사이트의 양이 증가한다. 이 평균 가열 속도는 1.0℃/초 이상이어도 된다. 평균 가열 속도의 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 평균 가열 속도는 10.0℃/초 이하여도 된다.

[Ac3 내지 950℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지]

충분히 오스테나이트화를 진행시키기 위해서, 강판을 적어도 Ac3(℃) 이상으로 가열하고, 당해 온도(최고 가열 온도)에서 균열 처리를 행한다. 단, 과잉으로 가열 온도를 높이면, 오스테나이트 입경의 조대화에 의한 인성의 열화를 초래할 뿐만 아니라, 어닐링 설비의 손상에도 연결된다. 그 때문에 최고 가열 온도는 950℃ 이하, 바람직하게는 900℃ 이하로 한다. 균열(均熱) 시간이 짧으면 오스테나이트화가 충분히 진행되지 않는다. 그 때문에, 균열 시간은 적어도 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 30초 이상 또는 60초 이상이다. 한편, 균열 시간이 너무 길면 생산성을 저해한다. 그 때문에, 균열 시간은 1000초 이하, 바람직하게는 500초 이하로 한다. 균열 중에는 강판을 반드시 일정 온도로 유지할 필요는 없고, 상기 조건을 만족시키는 범위에서 온도는 변동해도 상관없다.

[650℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초 이상이고 냉각 정지 온도가 25 내지 450℃]

최고 가열 온도로 유지한 후에는 냉각을 행한다. 최고 가열 온도에서의 냉각 중에 페라이트 변태가 시작되면, 현저하게 특성이 열화된다. 그 때문에, 최고 가열 온도에서 페라이트 변태가 일어나기 쉬운 650℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상으로 한다. 평균 냉각 속도는 5.0℃/초 이상 또는 20.0℃/초 이상이어도 된다.

냉각 정지 온도는, 제1 어닐링 공정 후의 강판 조직을 베이나이트 또는 마르텐사이트를 주상으로 한 조직으로 하기 위해서, 25℃ 내지 450℃의 범위로 한다.

<제2 어닐링 공정>

[제1 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여 제2 어닐링을 실시한다]

제2 어닐링 공정에서는, 제1 어닐링 공정에서 베이나이트 또는 마르텐사이트를 주체로 하여 라스상 조직으로 한 후에 다시 가열하고, 그 후 250℃ 이하까지 냉각한다.

[Ac1+20℃ 이상 Ac3(℃) 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지한 후, 250℃ 이하까지 냉각]

제1 어닐링 공정 후의 강판의 마이크로 조직은, 베이나이트 및 마르텐사이트를 주체로 하고 있다. 그 때문에, 제2 어닐링 공정에 있어서 Ac1+20℃ 이상 Ac3(℃) 미만의 최고 가열 온도로 다시 가열하고, 그 온도역에서 1초 내지 1000초간 유지함으로써, 원하는 오스테나이트 체적 분율로 한다. 최고 가열 온도가 Ac1+20℃ 미만인 경우, 가열에 의해 역변태하는 오스테나이트의 체적 분율이 불충분해지고, 그 후의 냉각 및 균열 처리 공정에서 생성하는 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 본 실시 형태의 범위를 만족시킬 수 없다. 한편, Ac3(℃) 이상의 온도까지 가열하면, 제1 어닐링 공정에서 형성한 라스상 조직이 완전히 상실되어 버리므로, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비를 2.0 이상으로 제어할 수 없게 된다. 동 온도역에서의 유지 시간은, 적어도 1초 필요하고, 상한은 공업적으로 현실적인 1000초로 한다.

최고 가열 온도까지 가열된 강판은, 본 실시 형태의 범위 잔류 오스테나이트 체적 분율을 얻기 위해서, 베이나이트 변태 또는 마르텐사이트 변태의 정도를 제어하는 것이 필요해진다. 이 때문에, 최고 가열 온도까지 가열된 강판은, 250℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 250℃ 초과이면, 계속되는 균열 처리 공정에서의 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않는 것이나, 당해 250℃ 이하로의 냉각에서 얻어지는 마르텐사이트의 템퍼링을 할 수 없게 되고, 원하는 마이크로 조직에 있어서의 체적 분율을 얻을 수 없다.

<균열 처리 공정>

[제2 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지한다]

본 실시 형태에 있어서의 소정의 체적 분율의 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서, 제2 어닐링 공정에서 250℃ 이하까지 냉각된 강판을, 가열하고, 260 내지 450℃의 온도역으로 유지한다. 당해 온도역으로 유지함으로써, 베이나이트 변태에 의해 배출된 탄소 원자가 미변태 오스테나이트에 농축하여 당해 미 변태 오스테나이트의 안정성이 향상됨으로써, 원하는 잔류 오스테나이트양을 확보할 수 있다. 균열 처리 공정의 유지 온도가 260℃보다도 낮은 경우, 베이나이트 변태의 진행이 느려지고, 최종적으로 베이나이트의 체적 분율뿐만 아니라 잔류 오스테나이트 체적 분율도 불충분해진다. 한편, 450℃보다도 고온으로 유지한 경우, 베이나이트의 강도가 저하될 뿐만 아니라, 오스테나이트 중에 탄화물이 생성되고, 오스테나이트 중의 C 농도가 저하됨으로써, 최종적으로 냉각한 때에 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 부족하다. 동 온도역에서의 유지 시간은, 적어도 10초는 필요하고, 이것보다도 짧은 경우에는 베이나이트 변태가 불충분해진다. 또한, 1000초 초과 유지하는 것은 공업적으로 곤란하기 때문에 이것을 상한으로 한다.

균열 처리 공정에서의 유지 후의 냉각에 대해서는 한정되지는 않는다.

[제1 어닐링 공정과 제2 어닐링 공정의 적어도 한쪽에 있어서, 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10≤log(PH₂O/PH₂)≤-0.07을 만족시킨다]

강판 표층을 탈탄하는 경우에는, 두 번의 어닐링 공정에서의 산소 포텐셜 log(PH₂O/PH₂)를 높게 하는 것이 바람직하다. 산소 포텐셜이 -1.10 미만이면 산소 포텐셜이 불충분해져 탈C가 진행되지 않고, 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur을 충분히 작게 할 수 없다(표층을 연질화할 수 없다). 한편, 산소 포텐셜이 -0.07보다도 높아지면, 철 자체의 산화가 시작되어 제품이 되지 않으므로, 이것을 상한으로 한다. 탈C는, 제1 어닐링 공정 및 제2 어닐링 공정의 어느 것으로 행해도 개의치 않고, 양쪽에서 행해도 된다. 탈C의 진행에 의해, 굽힘성이 개선되는 한편, 강판의 강도는 저하된다. 그 때문에, 필요한 특성에 따라서 산소 포텐셜을 조정하면 된다. log(PH₂O/PH₂)는 최고 가열 온도로 승온하기 전으로부터 상기 범위로 되어 있어도 된다.

다음으로, 상기 (5)의 제조 조건의 상세를 설명한다. 상기 (4)의 제조 조건과 다른, 열간 압연 공정의 마무리 압연으로부터 상세를 설명한다.

[복수의 압연 스탠드에 의한 마무리 압연]

마무리 압연의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 당업자가 일반적으로 사용하는 복수의 압연기로 이루어지는 설비 구성에 있어서, 최종 패스 출측 온도(마무리 온도)를 850℃ 이상으로 할 필요가 있다. 마무리 온도가 850℃ 미만인 경우, 가공 오스테나이트로의 상 변태가 빨라지고, 냉각 중에 페라이트 등의 고온 변태 생성상이 발생하고, 전체 면을 라스상 조직으로 할 수 없다.

[열연 강판을 25 내지 450℃의 온도역에서 권취한다(권취 공정)]

권취 온도는 25 내지 450℃로 한다. 상한 온도가 상기 (4)의 제조 조건의 680℃와 다른 것은, (5)의 제조 조건에 있어서는 열연 강판의 마이크로 조직을 베이나이트 또는 마르텐사이트를 주체로 한 마이크로 조직으로 하기 때문이다. 450℃보다도 높은 온도에서 권취한 경우, 베이나이트를 주체로 한 마이크로 조직이 되지 않고, 펄라이트 등이 발생하기 때문에 이것을 상한으로 한다.

<냉간 압연 공정>

[필요에 따라, 압하율 30％ 이하에서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다]

권취 공정 후의 열연 강판에 대하여 판 두께 정밀도의 향상이나 평탄도의 개선을 위해, 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

단, 압하율이 너무 높은 경우, 변형이 과도하게 도입되어, 어닐링 가열에 있어서의 페라이트의 재결정이 촉진하고, 라스에서 유래되는 바늘상 조직을 유지할 수 없다. 그 때문에, 냉간 압연을 행하는 경우에는, 냉간 압연에 있어서의 압하율(냉간 압연율)은 30％ 이하로 한다. 또한, 압하율의 증가에 수반하여, 제품의 가공성이 열화되는 점에서, 압하율은, 바람직하게는 10％ 이하, 더욱 바람직하게는 5％ 이하이다. 냉간 압연을 행하지 않아도 되므로, 압하율의 하한은 0％이다.

<제1 어닐링 공정>

[열연 강판 또는 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시한다]

상술한 바와 같이, 권취 공정에서는, 베이나이트 또는 마르텐사이트를 주체로 한 마이크로 조직으로 하고 있다. 그 때문에, 권취 공정 후, 냉간 압연을 실시하지 않은 열연 강판 또는 압하율을 30％ 이하로 한 냉간 압연을 행한 냉연 강판에, 제1 어닐링 공정에서의 열처리를 행한다.

권취 공정에서의 상 변태에 의해, 마이크로 조직은 베이나이트 및 마르텐사이트를 주체로 하고 있다. 그 때문에, 제1 어닐링 공정에 있어서 Ac1+20℃ 이상 Ac3(℃) 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지함으로써, 원하는 오스테나이트 체적 분율로 한다. 최고 가열 온도가 Ac1+20℃ 미만인 경우, 가열에 의해 역변태하는 오스테나이트의 체적 분율이 불충분해지고, 그 후의 냉각 및 균열 처리 공정에서 생성하는 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 원하는 범위를 만족시킬 수 없다. 한편, Ac3(℃) 이상의 온도까지 가열하면, 제1 어닐링 공정에서 형성한 라스상 조직이 완전히 상실되어 버림으로써, 잔류 오스테나이트의 애스펙트비를 2.0 이상으로 제어할 수 없게 된다. 동 온도역에서의 유지 시간은, 적어도 1초 필요하고, 상한은 공업적으로 현실적인 1000초로 한다.

최고 가열 온도까지 가열된 강판은, 본 개시의 범위 잔류 오스테나이트 체적 분율을 얻기 위해서, 베이나이트 변태 또는 마르텐사이트 변태를 시키는 것이 필요해진다. 이 때문에, 최고 가열 온도까지 가열된 강판은, 250℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 250℃ 초과이면, 계속되는 균열 처리 공정에서의 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않는 것이나, 당해 250℃ 이하로의 냉각에서 얻어지는 마르텐사이트의 템퍼링을 할 수 없게 되고, 마이크로 조직에 있어서의 원하는 체적 분율을 얻을 수 없다.

<균열 처리 공정>

[제1 어닐링 공정 후의 열연 강판 또는 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지한다]

본 실시 형태에 있어서의 소정의 체적 분율의 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서, 제2 어닐링 공정에서 250℃ 이하까지 냉각된 강판을, 가열하고, 260 내지 450℃의 온도역으로 유지한다. 당해 온도역으로 유지함으로써, 베이나이트 변태에 의해 배출된 탄소 원자가 미변태 오스테나이트에 농축하여 당해 미 변태 오스테나이트의 안정성이 향상됨으로써, 원하는 잔류 오스테나이트양을 확보 할 수 있다. 균열 처리 공정의 유지 온도가 260℃보다도 낮은 경우, 베이나이트 변태의 진행이 느려지고, 최종적으로 베이나이트의 체적 분율뿐만 아니라 잔류 오스테나이트 체적 분율도 불충분해진다. 한편, 450℃보다도 고온에서 유지한 경우, 베이나이트의 강도가 저하될 뿐만 아니라, 오스테나이트 중에 탄화물이 생성되고, 오스테나이트 중의 C 농도가 저하됨으로써, 최종적으로 냉각한 때에 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 부족하다. 동 온도역에서의 유지 시간은, 적어도 10초는 필요하고, 이것보다도 짧은 경우에는 베이나이트 변태가 불충분해진다. 또한, 1000초 초과 유지하는 것은 공업적으로 곤란하기 때문에 이것을 상한으로 한다.

[제1 어닐링 공정에 있어서, 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10log(PH₂O/PH₂)≤-0.07을 만족시킨다]

강판 표층을 탈탄하는 경우에는, 제1 어닐링 공정에서의 산소 포텐셜 log(PH₂O/PH₂)를 높게 하는 것이 바람직하다. 산소 포텐셜이 -1.10 미만이면 산소 포텐셜이 불충분해져 탈C가 진행되지 않고, 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur을 충분히 작게 할 수 없다(표층을 연질화할 수 없다). 한편, 산소 포텐셜이 -0.07보다도 높아지면, 철 자체의 산화가 시작되어 제품이 되지 않으므로 이것을 상한으로 한다. log(PH₂O/PH₂)는 최고 가열 온도로 승온하기 전부터 상기 범위로 되어 있어도 된다.

<도금 공정>

도금 공정에 대해서, 상세를 설명한다.

본 방법에 있어서, (4) 및 (5)의 제조 방법의 어느 것을 선택한 경우에도, 강판을 도금욕에 침지하는 도금 공정을, 필요에 따라 실시해도 된다. 이에 의해, 강판의 표면에 도금층이 형성된다. 도금 공정은, 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하는 용융 아연 도금 공정인 것이 바람직하다. 용융 아연 도금층을 형성하는 경우, 용융 아연 도금욕으로의 침지는, 균열 처리 공정 전의 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터 250℃ 이하로의 냉각의 도중에 실시해도, 또는, 균열 처리 공정 후에 실시해도 된다. 이때의 강판 온도가 강판 성능에 미치게 하는 영향은 작지만, 강판 온도와 도금욕 온도의 차가 너무 크면, 도금욕 온도가 변화해 버려 조업에 지장을 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 도금욕 온도-20℃ 내지 도금욕 온도+20℃의 범위로 강판을 재가열 또는 냉각하는 공정을 마련하는 것이 바람직하다. 용융 아연 도금은 통상의 방법에 따라 행하면 된다. 예를 들어, 도금욕 온은 440 내지 470℃, 침지 시간은 5초 이하이면 된다. 도금욕은, Al을 0.08 내지 0.2질량％ 함유하고, 잔부가 Zn인 도금욕이 바람직하지만, 기타, 불순물로서 Fe, Si, Mg, Mn, Cr, Ti, Pb를 함유해도 된다. 또한, 도금의 단위 면적당 중량을, 가스 와이핑 등의 공지된 방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 단위 면적당 중량은, 편면당 25 내지 75g/㎡가 바람직하다.

[합금화 처리]

용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에 대하여 필요에 따라 합금화 처리를 행해도 된다. 그 경우, 합금화 처리 온도가 460℃ 미만이면, 합금화 속도가 느려져 생산성을 손상시킬 뿐만 아니라, 합금화 처리 불균일이 발생하므로, 합금화 처리 온도는 460℃ 이상으로 한다. 한편, 합금화 처리 온도가 600℃를 초과하면, 합금화가 과도하게 진행되고, 강판의 도금 밀착성이 열화되는 경우가 있다. 또한, 펄라이트 변태가 진행되어 원하는 금속 조직을 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 합금화 처리 온도는 600℃ 이하로 한다.

균열 처리 공정의 후, 또는, 균열 처리의 후에 도금 공정 및/또는 합금화 처리를 행한 경우에는, 도금 공정 및/또는 합금화 처리 후, 실온까지 냉각하고, 최종 제품으로 한다. 강판의 평탄 교정, 표면 조도의 조정을 위해서, 조질 압연을 행해도 된다. 이 경우, 연성의 열화를 피하기 위해서, 신율을 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

제조 조건의 한정에 사용한 변태 온도 Ac1(℃), Ac3(℃)은 각각 하기의 계산식을 사용하여 산출하였다. (식 중의 원소 기호는, 당해 원소의 강 중의 질량％임)

Ac1=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr

Ac3=912-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo

실시예 1에서는, 청구항 1, 2, 3, 4, 6, 8, 10에 관한 발명에 관한 것으로, 그 조건예를 나타내고, 실시예 2에서는, 청구항 1, 2, 3, 5, 7, 9, 11에 관한 발명에 관한 것으로, 그 조건예를 나타낸다.

(실시예 1)

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 주조하고, 200 내지 300mm 두께의 슬래브를 제작하였다. 표 1에 있어서, 단위는 질량％이고, 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 이들의 슬래브를 표 2-1 내지 표 2-3에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하고, 열연 강판을 제조하였다. 열간 압연 시, 조압연에서는, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 내지 90％가 되도록 실시하고, 마무리 압연에서는, 복수의 압연 스탠드에 의해 마무리 온도가 800℃ 이상이 되도록 실시하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하고, 표면의 스케일을 제거하였다. 그 후, 표 2-1 내지 표 2-6에 기재된 조건으로, 냉간 압연 공정 및 제1 어닐링 공정, 제2 어닐링 공정, 균열 처리 공정을 실시하였다. 균열 처리 공정 전 또는 균열 처리 공정 후에 용융 아연 도금 또는 또한 합금화를 실시한 조건에는, 용융 아연 도금이라고 기재하고 있다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 2-3]

[표 2-4]

[표 2-5]

[표 2-6]

다음으로 이와 같이 하여 얻어진 각 강판에 대해서, 상술한 방법에 의해 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 마이크로 조직을 관찰하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 펄라이트에 대해서, 각각의 체적 분율을 조사하였다.

또한, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 전체 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율을 조사하였다.

또한, 상술한 방법에 의해, 표면으로부터 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서의 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도, 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서의, Mn 농화부의 평균 간격, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차를 조사하였다.

기계 특성은, 압연 방향으로 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241(2011)에 준거하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS) 및 전체 신율(El)을 측정하였다. 평점 간 거리는 50mm, 인장 속도는 10mm/min으로 하였다.

또한, 일본 철강 연맹 규격의 「JFS T 1001 구멍 확장 시험 방법」을 행하고, 구멍 확장률(λ)을 측정하였다. 펀치 직경을 10mm, 펀칭 클리어런스를 12％, 펀치 형상을 선단부 60°의 원추 펀치로 하였다.

TS가 980MPa 이상, 또한, TS×El×λ^0.5/1000이 80 이상의 것을 기계 특성이 양호하고, 자동차 부품으로서 사용되는데 바람직한 프레스 성형성을 갖는다고 판단하였다.

소성 변형 도입 후의 인성(프레스 성형 후의 인성)은 이하의 방법에 의해 평가하였다. 압연 방향으로 직각 방향으로부터 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험에 의해 5％의 소성 변형(역변형)을 부여하고, 베이킹 도장 시의 입열에 의한 시효 경화를 모의하기 위해서, 170℃×20분의 열처리를 실시하였다. 변형 부여 및 베이킹 도장을 모의한 열처리 후의 인장 시험편의 평행부로부터, 2mmV 노치가 구비된 샤르피 시험편을 채취하였다. 그 후, JISZ2242(2018)에 준하여, 시험 온도-20℃에서 샤르피 시험을 실시하였다. 변형 부여 후의 샤르피 흡수 에너지/소성 변형 부여 전의 샤르피 흡수 에너지가 0.7 초과인 것을 Very Good(VG), 0.5 내지 0.7인 것을 Good(G), 0.5 미만인 것을 Bad(B)라고 판정하였다. VG 및 G의 평가를 합격으로 하였다.

또한, 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]와의 비를 측정하기 위해서, 단면의 매립 샘플의 당해 깊이 위치에 있어서, JISZ2244(2009)에 준하여, 하중 20g의 설정으로 비커스 경도를 3점 측정하고, 각각의 평균값으로부터 Hv_sur/[Hv]를 구하였다.

이들의 결과를, 표 3-1 내지 표 3-4에 나타낸다.

표 중에서는, 아연 도금을 실시하고 있지 않은 냉연 강판을 CR로 기재하고, 용융 아연 도금 강판을 GI로 기재하고, 합금화 용융 아연 도금 강판을 GA로 기재하였다.

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 3-3]

[표 3-4]

본 발명예의 강판은, 고강도에서, 강도와 신율과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하고, 소성 변형(역변형 부여) 및 베이킹 도장을 모의한 170℃×20분의 열처리 후의 샤르피 흡수 에너지의 열화가 작은 강판이었다.

한편, 비교예에서는, 강판을 제조할 수 없는, 혹은, 강도, 강도와 신율과 구멍 확장성의 밸런스, 소성 변형(역변형 부여) 및 베이킹 도장 후를 모의한 170℃×20분 후의 샤르피 흡수 에너지의 어느 것이 떨어져 있었다.

실시예 No.9에서는, 용강 표면으로부터 10mm 위치의 응고 속도가 빠르고, 슬래브에 균열이 발생했기 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.13에서는, 용강 표면으로부터 10mm 위치의 응고 속도가 느리고, 1/20 깊이의 Mn 농화부의 평균 간격이 넓어져, 그 결과, Mn 농도의 표준 편차가 높아졌기 때문에, 기계 특성의 밸런스 열화에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지의 열화도 커졌다.

실시예 No.18에서는, 단위 시간당의 용강 주입량이 적기 때문에, 주조 중에 슬래브 표층 부근으로의 개재물 및 석출물의 포착이 증가했기 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.19에서는, 단위 시간당의 용강 주입량이 많기 때문에, 몰드 파우더의 말림에 기인한 슬래브 표층 부근으로의 개재물 및 석출물의 포착이 증가하였다. 그 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.17에서는, 용강의 5mm 깊이 위치의 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 너무 속도가 느리기 때문에, 응고 과정에서 개재물 및 석출물의 입성장이 진행되고, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.23에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃에서의 슬래브의 가열 너무 속도가 느리기 때문에, 승온 중에 α/γ에서의 Mn 분배가 진행되고, Mn 농도의 표준 편차가 커지고, 그 결과, 부분적인 Mn 농화에 기인한 마르텐사이트 변태 온도의 저하가 일어나고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.26에서는, 슬래브 가열 온도가 저온이 되었기 때문에, 충분히 Mn이 균일하게 되지 않고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율 증가에 추가하여, Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.27에서는, 1200℃ 이상에서의 슬래브의 가열 시간이 짧았기 때문에, Mn이 충분히 균일화되지 않고, Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.5에서는, 열간 압연에 있어서의 권취 온도가 고온이 되고, 권취 후의 상 변태에 있어서 Mn의 분배가 진행되고, Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.31에서는, 제1 어닐링 공정에서의 Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도가 느리기 때문에, Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.15에서는, 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 제1 어닐링 공정 후의 마이크로 조직이 전체 면 라스상 조직이 되지 않았다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 부족하거나, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하거나 했기 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.30에서는, 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도 내지 650℃의 평균 냉각 속도가 느렸기 때문에, 냉각 중에 페라이트 변태가 일어나고, 제1 어닐링 공정 후의 마이크로 조직이 전체 면 라스상 조직이 되지 않았다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.3에서는, 제1 어닐링 공정에서의 냉각 정지 온도가 고온이었기 때문에, 그 후의 유지 중에 완전한 라스상 조직이 얻어지지 않고, 최종적인 제품에 있어서 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가한 것이나, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 감소하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.7, 40에서는, 제2 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 최종적으로 제품에서 얻어지는 잔류 오스테나이트가 감소하고, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.12에서는, 제2 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 높기 때문에, 제1 어닐링 공정에서 만들어 넣은 라스상 조직이 붕괴되고, 소정의 마이크로 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.11, 22, 43에서는, 제2 어닐링 공정에서의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 감소한 결과, 그 후의 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종적으로 냉각한 때에 발생하는 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.4, 39에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 높았기 때문에, 고온에 노출된 잔류 오스테나이트 중에 시멘타이트가 생성되어 불안정해졌다. 그 때문에, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 감소하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.16, 25에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 낮았기 때문에, 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종적으로 냉각한 때에 프레시 마르텐사이트의 생성량이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다. 실시예 25에서는 또한, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.54에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 저온이었기 때문에, 베이나이트의 체적 분율이 부족하게 되었다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율도 과도가 된, 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.58에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 고온이었기 때문에 베이나이트 변태가 과도하게 진행되고, 베이나이트의 체적 분율이 과도가 되었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.44에서는 Si와 Al의 합계 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.45에서는 C 함유량이 적었기 때문에, Ms점이 크게 저하되지 않고, 그 결과, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 적고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.46에서는 Si와 Al의 합계 함유량이 적었기 때문에, 미변태 오스테나이트에 대한 탄소 농화가 적고, 그 결과, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 적고, 펄라이트의 체적 분율이 많고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.47, No.64에서는 Mn 함유량이 적었기 때문에, Ms점이 저하되지 않고, 그 결과, 페라이트 및 펄라이트의 체적 분율이 많고, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 많고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 인장 강도가 불충분하였다.

실시예 No.48에서는 Mn 함유량이 많았기 때문에, 냉간 압연 공정 중의 강판에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 그 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.49에서는 C 함유량이 많았기 때문에, 냉간 압연 공정 중의 강판에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 그 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.50에서는 Si 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열(龜裂)이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.51에서는 Al 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.2, 10, 14, 21, 29, 32, 34, 35, 36, 37, 38, 41, 42, 61, 62에서는, 제1 어닐링 공정 또는 제2 어닐링 공정의, 한쪽 또는 양쪽에서 산소 포텐셜을 높게 하고 있기 때문에, 강판 표층 부근에서 내부 산화가 일어남과 동시에, 탈탄이 진행되어 연질화되기 때문에, 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]의 비가 작아지고, 굽힘성이 개선됨으로써 샤르피 흡수 에너지가 개선되어 있다.

(실시예 2)

실시예 1과 동일한 슬래브를 사용하여, 표 4-1 내지 표 4-2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하고, 열연 강판을 제조하였다. 그 후, 열연 강판을 산세하고, 표면의 스케일을 제거하였다. 열간 압연 시, 조압연에서는, 1050℃ 이상에서의 총 압하율이 60％ 내지 90％로 되도록 실시하였다. 그 후, 표 4-3 내지 표 4-4에 기재된 조건에서, 냉간 압연, 제1 어닐링 공정, 균열 처리 공정을 실시하였다. 균열 처리 공정 전 또는 균열 처리 공정 후에 용융 아연 도금을 실시한 조건에는, 용융 아연 도금이라고 기재되어 있다. 또한, 산세 후의 열연 강판의 일부는, 형상 교정을 위해 2％의 압하율로 냉간 압연을 실시하였다.

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 4-3]

[표 4-4]

상기 조건에 제조한 강판을, 실시예 1과 동일한 조건에서 조사한 결과를, 표 5-1 내지 표 5-4에 나타낸다.

[표 5-1]

[표 5-2]

[표 5-3]

[표 5-4]

본 발명예의 강판은, 고강도에서, 강도와 신율과 구멍 확장성의 밸런스가 양호하고, 소성 변형 및 베이킹 도장 후를 모의한 170℃×20분 후의 샤르피 흡수 에너지의 열화가 작은 강판이었다.

실시예 No.73에서는, 용강 표면으로부터 10mm 위치의 응고 속도가 빠르고, 슬래브에 균열이 발생했기 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.77에서는, 용강 표면으로부터 10mm 위치의 응고 속도가 느리고, 1/20 두께의 위치 Mn 농화부의 평균 간격이 넓어지고, 그 결과, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 높아졌기 때문에, 기계 특성의 밸런스 열화에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지의 열화도 커졌다.

실시예 No.83에서는, 단위 시간당의 용강 주입량이 적기 때문에, 주조 중에 슬래브 표층 부근으로의 개재물 및 석출물의 포착이 증가하였다. 그 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.84에서는, 단위 시간당의 용강 주입량이 많기 때문에, 몰드 파우더의 말림에 기인한 슬래브 표층 부근으로의 개재물 및 석출물의 포착이 증가하였다. 그 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.82에서는, 용강의 5mm 깊이 위치의 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 너무 속도가 느리기 때문에, 응고 과정에서 개재물 및 석출물의 입성장이 진행되고, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.92에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃에서의 슬래브의 가열 속도가 너무 느리기 때문에, 승온 중에 α/γ에서의 Mn 분배가 진행되고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 커지고, 그 결과, 부분적인 Mn 농화에 기인한 마르텐사이트 변태 온도의 저하가 일어나고, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.96에서는, 슬래브 가열 온도가 저온이 되었기 때문에, 충분히 Mn이 균일하게 되지 않고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.88에서는, 1200℃ 이상에서의 슬래브의 가열 시간이 짧았기 때문에, Mn이 충분히 균일화되지 않고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 커졌다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.67, 105에서는, 열간 압연에 있어서의 마무리 온도가 저온이 되었기 때문에, 열간 압연 직후의 오스테나이트 중의 전위 밀도가 증가하고, 페라이트 변태가 촉진되었다. 그 때문에, 열연 압연 후의 마이크로 조직에 있어서 전체 면 라스상의 조직을 얻을 수 없었다. 그 결과, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 부족하거나, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하거나 했기 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.72, 87, 108에서는, 열간 압연에 있어서의 권취 온도가 고온이 되었기 때문에, 권취 후의 상 변태에 의해 페라이트가 생성되었다. 그 때문에, 열연 압연 후의 마이크로 조직에 있어서 전체 면 라스상의 조직을 얻을 수 없었다. 그 결과, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가했기 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.79에서는, 압하율이 높기 때문에, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 감소하였다. 그 결과, 샤르피 흡수 에너지가 열화되었다.

실시예 No.76에서는, 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 낮기 때문에, 최종적으로 제품에서 얻어지는 잔류 오스테나이트가 감소하고, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.68, 95에서는, 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 높기 때문에, 열간 압연 공정에서 만들어 넣은 라스상 조직이 붕괴되고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 감소하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.69에서는, 제1 어닐링 공정에서의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 감소한 결과, 그 후의 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종적으로 냉각한 때에 발생하는 프레시 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.81에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 높았기 때문에, 고온에 노출된 잔류 오스테나이트 중에 시멘타이트가 생성되어 불안정해졌기 때문에, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 감소하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.90, 107에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 낮았기 때문에, 유지 중에 베이나이트 변태가 충분히 진행되지 않고, 최종적으로 냉각한 때에 프레시 마르텐사이트의 생성량이 증가하였다. 그 결과, 기계 특성의 밸런스가 악화된 것에 추가하여, 샤르피 흡수 에너지도 열화되었다.

실시예 No.119에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 저온이었기 때문에, 베이나이트의 체적 분율이 부족이 되었다. 또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율도 과도가 된, 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.121에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 저온이었기 때문에, 베이나이트의 체적 분율이 부족이 되었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.125에서는, 균열 처리 공정에서의 냉각 정지 후의 유지 온도가 고온이고, 또한 냉각 정지 후의 유지 시간이 장시간이었기 때문에 베이나이트 변태가 과도하게 진행되고, 베이나이트의 체적 분율이 과도가 되었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.109에서는 Si와 Al의 합계 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.110에서는 C 함유량이 적었기 때문에, Ms점이 크게 저하되지 않고, 그 결과, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 적고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.111에서는 Si와 Al의 합계 함유량이 적었기 때문에, 미변태 오스테나이트에 대한 탄소 농화가 적고, 그 결과, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 적고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 기계 특성의 밸런스가 악화되었다.

실시예 No.112, 131에서는 Mn 함유량이 적었기 때문에, Ms점이 저하되지 않고, 그 결과, 페라이트 및 펄라이트의 체적 분율이 많고, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 많고, 애스펙트비 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 적었다. 그 때문에, 인장 강도가 불충분하였다.

실시예 No.113에서는 Mn 함유량이 많았기 때문에, 냉간 압연 공정 중의 강판에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 그 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.114에서는 C 함유량이 많았기 때문에, 냉간 압연 공정 중의 강판에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 그 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.115에서는 Si 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.116에서는 Al 함유량이 많았기 때문에, 슬래브에 균열이 발생하였다. 그 때문에, 열간 압연 이후의 공정을 실시하는 것이 불가능하였다.

실시예 No.66, 70, 74, 75, 80, 85, 86, 89, 94, 98, 99, 100, 101, 103, 104, 106, 117, 118, 120, 122, 123, 124, 126, 127, 128, 129에서는, 제1 어닐링 공정에서 산소 포텐셜을 높게 하고 있기 때문에, 강판 표층 부근에서 내부 산화가 일어남과 동시에, 탈탄이 진행되어 연질화되기 때문에, 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]의 비가 작아지고, 굽힘성이 개선됨으로써 샤르피 흡수 에너지가 개선되어 있다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시 형태 및 실시예에 대하여 설명했지만, 이들의 실시 형태, 실시예는, 어디까지나 본 발명의 요지 범위 내의 하나의 예에 지나지 않고, 본 발명의 요지로부터 일탈하지 않는 범위 내에서, 구성의 부가, 생략, 치환 및 그 밖의 변경이 가능하다. 즉 본 발명은 전술한 설명에 의해 한정되지는 않고, 첨부의 특허 청구 범위에 의해서만 한정되고, 그 범위 내에서 적절히 변경 가능한 것은 물론이다.

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C: 0.150％ 내지 0.400％,
Si: 0.01％ 내지 2.50％,
Mn: 1.50％ 내지 3.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0100％ 이하,
Al: 0.001％ 내지 1.500％,
Si 및 Al: 합계로 0.50％ 내지 3.00％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0100％ 이하,
Ti: 0％ 내지 0.200％,
V: 0％ 내지 1.00％,
Nb: 0％ 내지 0.100％,
Cr: 0％ 내지 2.00％,
Ni: 0％ 내지 1.00％,
Cu: 0％ 내지 1.00％,
Co: 0％ 내지 1.00％,
Mo: 0％ 내지 1.00％,
W: 0％ 내지 1.00％,
B: 0％ 내지 0.0100％,
Sn: 0％ 내지 1.00％,
Sb: 0％ 내지 1.00％,
Ca: 0％ 내지 0.0100％,
Mg: 0％ 내지 0.0100％,
Ce: 0％ 내지 0.0100％,
Zr: 0％ 내지 0.0100％,
La: 0％ 내지 0.0100％,
Hf: 0％ 내지 0.0100％,
Bi: 0％ 내지 0.0100％, 및
Ce, La 이외의 REM: 0％ 내지 0.0100％를
함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 마이크로 조직이, 체적 분율로,
페라이트: 0％ 내지 50％,
잔류 오스테나이트: 6％ 내지 30％,
베이나이트: 5％ 내지 60％,
템퍼링 마르텐사이트: 5％ 내지 50％,
프레시 마르텐사이트: 0％ 내지 10％,
펄라이트: 0％ 내지 5％를
함유하고,
상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서, 모든 상기 잔류 오스테나이트에 차지하는, 애스펙트비 2.0 이상의 상기 잔류 오스테나이트의 개수 비율이 50％ 이상이고, 입경 1㎛ 이상의 개재물 및 석출물의 수 밀도가 30개/㎟ 이하이고,
상기 표면으로부터 판 두께의 1/20의 깊이 위치에 있어서, 압연 방향에 대한 직교 방향에 있어서의 Mn 농화부의 평균 간격이 300㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도의 표준 편차가 0.40％ 이하인,
강판.
제1항에 있어서, 상기 표면으로부터 30㎛의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도 Hv_sur과, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도[Hv]의 비가, 하기 (1) 식을 만족시키는, 강판.
Hv_sur/[Hv]≤0.80 (1)
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 표면 상에 도금층을 갖는, 강판.
제1항에 기재된 강판의 제조 방법이며,
제1항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과;
상기 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과;
상기 열연 강판을 25 내지 680℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과;
상기 권취 공정 후의 상기 열연 강판에 20％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과;
상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과;
상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 제2 어닐링을 실시하는 제2 어닐링 공정과;
상기 제2 어닐링 공정 후의 상기 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열(均熱) 처리 공정을
갖고,
상기 주조 공정에서는, 상기 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도를 100 내지 1000℃/분으로 하고, 또한, 단위 시간당의 용강 주입량을 2.0 내지 6.0톤/분으로 하고, 또한, 상기 용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로 하여 냉각하고,
상기 열간 압연 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 상기 슬래브의 평균 가열 속도가 2 내지 50℃/분이고, 또한, 상기 슬래브가 1200℃ 이상에서 20분 이상 가열된 후에 열간 압연을 행하고,
상기 제1 어닐링 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 평균 가열 속도가 0.5℃/초 이상이고, 또한, Ac3 내지 950℃의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지하고, 또한, 650℃까지의 온도 범위의 평균 냉각 속도가 1℃/초 이상이고, 또한, 냉각 정지 온도가 25 내지 450℃이고,
상기 제2 어닐링 공정에서는, Ac1+20℃ 이상 Ac3 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지한 후, 250℃ 이하까지 냉각하는, 강판의 제조 방법.
제1항에 기재된 강판의 제조 방법이며,
제1항에 기재된 상기 화학 조성을 갖는 용강을 200 내지 300mm 두께의 슬래브로 주조하는 주조 공정과;
상기 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 열간 압연 공정과;
상기 열연 강판을 25 내지 450℃의 온도역에서 권취하는 권취 공정과;
필요에 따라, 상기 열연 강판에 대하여 압하율 30％ 이하에서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과;
상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판에 대하여 제1 어닐링을 실시하는 제1 어닐링 공정과;
상기 제1 어닐링 공정 후의 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판에 대하여 260 내지 450℃의 온도역에서 10 내지 1000초간 유지하는 균열 처리 공정을
갖고,
상기 주조 공정에서는, 상기 용강의 표면으로부터 10mm의 깊이 위치에 있어서의 응고 속도를 100 내지 1000℃/분으로 하고, 또한, 단위 시간당의 용강 주입량을 2.0 내지 6.0톤/분으로 하고, 또한, 상기 용강의 표면으로부터 5mm의 깊이 위치인 표층부의 액상선 온도 내지 고상선 온도 사이의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상으로서 냉각하고,
상기 열간 압연 공정에서는, Ac1 내지 Ac1+30℃ 사이의 상기 슬래브의 평균 가열 속도가 2 내지 50℃/분이고, 또한, 상기 슬래브가 1200℃ 이상에서 20분 이상 가열된 후에 열간 압연을 행하고, 850℃ 이상의 온도에서 마무리 압연을 완료 후, 600℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/초 이상에서 냉각하고,
상기 제1 어닐링 공정에서는, Ac1+20℃ 이상 Ac3 미만의 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지한 후, 250℃ 이하까지 냉각하는, 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 제1 어닐링 공정과 상기 제2 어닐링 공정의 적어도 한쪽에 있어서, 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10≤log(PH₂O/PH₂)≤-0.07인,
강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 제1 어닐링 공정에 있어서, 상기 최고 가열 온도에서 1초 내지 1000초간 유지할 때, 가열로 내의 분위기 log(PH₂O/PH₂)가 -1.10≤log(PH₂O/PH₂)≤-0.07인, 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제6항에 있어서, 상기 균열 처리 공정 전에, 상기 제2 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터 250℃ 이하로의 냉각의 도중에, 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 갖는, 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제7항에 있어서, 상기 균열 처리 공정 전에, 상기 제1 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도로부터 250℃ 이하로의 냉각의 도중에, 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 갖는, 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제6항에 있어서, 상기 균열 처리 공정 후의 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 갖는, 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제7항에 있어서, 상기 균열 처리 공정 후의 상기 열연 강판 또는 상기 냉연 강판을 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 공정을 갖는, 강판의 제조 방법.