KR20240027747A

KR20240027747A - 고강도 강판

Info

Publication number: KR20240027747A
Application number: KR1020247003011A
Authority: KR
Inventors: 교헤이 이시카와
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2021-08-02
Filing date: 2022-07-12
Publication date: 2024-03-04
Also published as: CN117677726A; WO2023013372A1; JPWO2023013372A1

Abstract

판 두께 중심부와, 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 포함하고, 판 두께 중심부가 소정의 화학 조성 및 템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 표층 연질부가 10㎛ 초과로부터 판 두께의 5％ 이하의 두께를 갖고, 페라이트: 80％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고, 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 포함하고, 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)와 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)가 Hs/Hc≤0.50을 충족하고, 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률이 3.0％ 이하인 고강도 강판이 제공된다.

Description

고강도 강판

본 발명은 고강도 강판에 관한 것이다.

강판을 고강도화하면 가공성이 저하되기 때문에, 강판에 있어서 강도와 가공성의 양립을 도모하는 것은 일반적으로 곤란하다. 예를 들어, 건설 기계용 크레인의 붐은, 근년의 건조물의 고층화에 수반하여 장척화되는 경향이 있고, 따라서 경량화와 함께 고강도화가 요구되고 있다. 또한, 강판을 붐 등의 부재에 적용하는 경우에는, 굽힘 가공이 실시되므로, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에 대한 요구가 높아지고 있다.

자동차 업계에 있어서도, 연비 향상의 관점에서 차체의 경량화가 요구되고 있다. 차체의 경량화와 충돌 안전성을 양립하기 위해서는, 사용하는 강판의 고강도화가 유효한 방법 중 하나이고, 이러한 배경으로부터 고강도 강판의 개발이 진행되고 있다. 일반적으로, 고강도 강판에서는 연강판에 대하여 굽힘 가공성 등의 성형성이 저하되어, 연강판애서 사용되는 성형법이 적용될 수 없는 경우가 있다. 따라서, 자동차용 강판의 분야에 있어서도, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판에 대한 높은 요구가 있다.

특허문헌 1에서는, 판 두께 중심부와, 상기 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 갖는 고강도 강판이며, 상기 고강도 강판의 단면에 있어서, 상기 판 두께 중심부의 금속 조직이, 면적률로, 템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상 등을 포함하고, 상기 표층 연질부의 금속 조직이, 면적률로, 페라이트: 65％ 이상, 펄라이트: 5％ 이상 20％ 미만 등을 포함하고, 상기 표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격이 3㎛ 이상이고, 상기 판 두께 중심부의 비커스 경도(Hc) 및 상기 표층 연질부의 비커스 경도(Hs)가 0.50≤Hs/Hc≤0.75를 충족하는 고강도 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 1에서는, 표층 연질부에 경질 조직으로 하여 펄라이트를 분포시킴으로써, 강판의 굽힘 하중 및 굽힘성을 동시에 높일 수 있다고 기재되어 있다.

특허문헌 2에서는, 판 두께 중심부와, 해당 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 배치된 표층 연화부를 포함하는 인장 강도가 800㎫ 이상인 고강도 강판이며, 각 표층 연화부가 10㎛ 초과로부터 판 두께의 30％ 이하의 두께를 갖고, 상기 표층 연화부의 평균 비커스 경도가 판 두께 1/2 위치의 평균 비커스 경도의 0.60배 이하이고, 상기 표층 연화부의 나노 경도의 표준 편차가 0.8 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 2에서는, 표층 연화부를 갖는 것에 더하여, 당해 표층 연화부의 경도 변동을 억제함으로써 굽힘성이 현저하게 향상된다고 교시되어 있다.

특허문헌 3에서는, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 조직의 90％ 이상이 마르텐사이트이고, 압연 방향의 단면에 있어서의 표층으로부터 판 두께 1/8까지의 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 3 이상, 20 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 3에서는, 상기의 구성에 의하면, 굽힘 가공성과 내마모성이 우수한 항복 강도 950㎫ 이상인 고강도 열연 강판을 제공하는 것이 가능해진다고 기재되어 있다.

특허문헌 4 내지 10에서는, 소지 강판의 표면에, 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 도금 강판이며, 상기 소지 강판과 상기 도금층의 계면으로부터 소지 강판측을 향하여 차례로, Si 및 Mn으로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 상기 내부 산화층을 포함하는 층이며, 또한 상기 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때, 비커스 경도가, 상기 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90％ 이하를 충족하는 연질층과, 소정의 경질층을 갖고, 또한 상기 연질층의 평균 깊이 D가 20㎛ 이상, 및 상기 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4㎛ 이상, 상기 D 미만을 충족하고, 인장 강도가 980㎫ 이상인 고강도 도금 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 4 내지 10에서는, 내부 산화층의 평균 깊이 d를 4㎛ 이상으로 두껍게 제어하여 당해 내부 산화층을 수소 트랩 사이트로서 활용함으로써 수소 취화를 유효하게 억제할 수 있고, 내부 산화층의 평균 깊이 d와 당해 내부 산화층의 영역을 포함하는 연질층의 평균 깊이 D의 관계를 적절하게 제어함으로써, 특히 굽힘성이 높아진다고 교시되어 있다.

국제 공개 제2020/196060호 국제 공개 제2018/151331호 일본 특허 공개 제2014-227583호 공보 국제 공개 제2016/111271호 국제 공개 제2016/111272호 국제 공개 제2016/111273호 국제 공개 제2016/111274호 국제 공개 제2016/111275호 국제 공개 제2015/146692호 국제 공개 제2015/005191호

종래 기술에 있어서 제안된 바와 같이, 강판의 표면에 연질층을 배치함으로써 굽힘 가공성을 개선하는 것이 가능하다. 한편, 강판의 표면에 연질층을 배치하면, 일반적으로 표면 경도가 저하되기 때문에, 흠집의 발생에 의한 외관의 열화나, 내마모성의 저하 등을 초래하는 경우가 있다. 이에 관련하여, 특허문헌 3에서는, 표층으로부터 판 두께 1/8까지의 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비를 3 이상, 20 이하로 함으로써, 표면 경도를 향상시킴과 함께, 굽힘 가공성이 우수한 강판이 얻어진다고 교시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에서는, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비 이외의 표층부에 있어서의 조직 제어에 대해서는 반드시 충분한 검토가 이루어져 있는 것은 아니고, 그러므로 특허문헌 3에 기재된 발명에 있어서는, 굽힘 가공성 및 표면 경도의 향상에 관하여 여전히 개선의 여지가 있었다.

따라서, 본 발명은 개선된 굽힘 가공성을 갖고 또한 흠집의 발생에 대해서도 억제 가능한 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자는, 상기 목적을 달성하기 위해, 1250㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판에 있어서, 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도에 대하여 소정의 비율의 평균 비커스 경도를 갖는 표층 연질부를 마련하여 굽힘 가공성을 개선함과 함께, 당해 표층 연질부의 최표층부에 소정의 두께를 갖는 내부 산화층을 형성하고, 또한 표층 근방에 형성되는 보이드를 적절한 범위 내로 제어함으로써, 표면 경도를 향상시켜서 강판 표면에 있어서의 흠집의 발생을 억제할 수 있는 것을 발견하고, 본 발명을 완성시켰다.

상기 목적을 달성할 수 있는 본 발명은 하기와 같다.

(1) 판 두께 중심부와, 상기 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 포함하는 고강도 강판이며,

상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

C: 0.10 내지 0.30％,

Si: 0.01 내지 2.50％,

Mn: 0.10 내지 10.00％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0500％ 이하,

Al: 0 내지 1.50％,

N: 0.0100％ 이하,

O: 0.0060％ 이하,

Cr: 0 내지 2.00％,

Mo: 0 내지 1.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ti: 0 내지 0.30％,

Nb: 0 내지 0.30％,

V: 0 내지 0.50％,

Cu: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 1.00％,

Ca: 0 내지 0.040％,

Mg: 0 내지 0.040％,

REM: 0 내지 0.040％, 그리고

잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,

1.50≤[Si]+[Mn]+[Al]+[Cr]≤20.00을 충족하고, 식 중, [Si], [Mn], [Al] 및 [Cr]은 각 원소의 함유량(질량％)인 화학 조성을 갖고,

면적률로,

템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,

상기 표층 연질부가, 10㎛ 초과로부터 판 두께의 5.0％ 이하의 두께를 갖고,

면적률로,

페라이트: 80％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,

상기 고강도 강판의 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 포함하고,

상기 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)와 상기 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)가 Hs/Hc≤0.50을 충족하고,

상기 고강도 강판의 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률이 3.0％ 이하인, 고강도 강판.

(2) 상기 판 두께 중심부가, 면적률로,

템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상,

페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 15％ 미만, 그리고

??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만으로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는, 상기 (1)에 기재된 고강도 강판.

(3) 상기 표층 연질부가, 면적률로,

페라이트: 80％ 이상,

템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 20％ 미만,

펄라이트: 5％ 미만, 그리고

??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만으로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 강판.

(4) 상기 표층 연질부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강판.

본 발명에 따르면, 개선된 굽힘 가공성을 갖고 또한 흠집의 발생에 대해서도 억제 가능한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이러한 고강도 강판은 흠집의 발생에 대한 저항성이 높고, 외관 성상을 양호하게 유지할 수 있으므로, 예를 들어 자동차의 특히 준외판 부품이라고 불리는 높은 강도와 함께 의장성이나 외관성이 요구되는 필러 부재와 같은 골격 부재로서의 사용에 매우 유용하다. 또한, 이러한 고강도 강판은 표면 경도가 높고 그러므로 내마모성도 우수하기 때문에, 예를 들어 건설 기계용 크레인의 붐 등, 고강도 외에도, 높은 굽힘 가공성 및 내마모성이 요구되는 용도에 있어서도 매우 적합하다.

<고강도 강판>

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은 판 두께 중심부와, 상기 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 포함하고,

상기 판 두께 중심부가, 질량％로,

C: 0.10 내지 0.30％,

Si: 0.01 내지 2.50％,

Mn: 0.10 내지 10.00％,

P: 0.100％ 이하,

S: 0.0500％ 이하,

Al: 0 내지 1.50％,

N: 0.0100％ 이하,

O: 0.0060％ 이하,

Cr: 0 내지 2.00％,

Mo: 0 내지 1.00％,

B: 0 내지 0.0100％,

Ti: 0 내지 0.30％,

Nb: 0 내지 0.30％,

V: 0 내지 0.50％,

Cu: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 1.00％,

Ca: 0 내지 0.040％,

Mg: 0 내지 0.040％,

REM: 0 내지 0.040％, 그리고

잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,

면적률로,

페라이트: 80％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,

상기 고강도 강판의 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률이 3.0％ 이하인 것을 특징으로 하고 있다.

앞에 설명한 바와 같이, 강판의 표면에 연질층을 배치함으로써 굽힘 가공성을 개선할 수 있지만, 한편 이러한 표층 연질부에 기인하여 일반적으로 표면 경도가 저하되기 때문에, 흠집의 발생에 의한 외관의 열화나, 내마모성의 저하 등을 초래하는 경우가 있다. 그래서, 본 발명자는 1250㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판에 있어서, 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 마련되는 표층 연질부 외에도, 당해 표층 연질부에 있어서의 최표층부나 표층 근방의 조직에도 착안하여 검토를 행하였다. 보다 구체적으로는, 본 발명자는, 먼저, 소정의 두께를 갖는 표층 연질부의 마이크로 조직을 면적률로 80％ 이상의 페라이트를 포함하는 것으로 하면서, 당해 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)와 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)를 그들이 Hs/Hc≤0.50의 식을 충족하도록 제어함으로써, 고강도 강판의 굽힘 가공성을 현저하게 개선할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자는 압연(전형적으로는 열간 압연 및 냉간 압연) 후에 행해지는 어닐링 처리에 있어서 강판 중의 비교적 산화되기 쉬운 성분(예를 들어 Si, Al 등)이 어닐링 분위기 중의 산소와 결합함으로써 강판의 최표층부에 형성되는 내부 산화층이나, 다른 제조 조건에 관련하여 표층 근방에 형성되는 경우가 있는 보이드(공극)에 착안하여 거듭 검토를 행하였다. 그 결과, 본 발명자는 Si나 Al 등의 산화물을 포함하는 내부 산화층을 강판 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께로 하면서, 표층 근방에 형성되는 보이드의 면적률, 보다 구체적으로는 강판 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률을 3.0％ 이하로 제어함으로써, 강판의 표면 경도가 크게 향상되는 것에 더하여, 강판 표면에 있어서의 흠집의 발생을 현저하게 억제할 수 있는 것을 발견하였다.

어떤 특정한 이론에 속박되는 것을 의도하는 것은 아니지만, 내부 산화층 중에 존재하는 내부 산화물 입자가 강 중의 전위에 대한 장해물이 되고, 그에 의해 전위 운동이 피닝되어 강판의 표면 경도가 향상되는 것으로 생각된다. 보다 상세하게 설명하면 전위는 일반적으로 선상의 결정 결함을 말하는 것이지만, 강의 변형은, 일반적으로, 강 중에 포함되는 전위 근방의 철 원자가 외력 등에 의해 재배치됨으로써 당해 전위의 위치가 이동함으로써 발생한다. 여기서, 강판의 표층부에 소정의 두께, 구체적으로는 강판의 표면(강판의 표면에 도금층이 존재하는 경우에는, 도금층과 강판의 계면)으로부터 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층이 형성되어 있으면, 그 내부에는 미세한 산화물 입자가 수많이 분산되어 존재하고 있으므로, 이러한 내부 산화물 입자가 장해물이 되어 전위의 운동이 저해되고, 그 결과로서 강판의 표면 경도가 향상되는 것으로 생각된다. 한편, 단순히 내부 산화층을 형성한 것만으로는, 표면 경도는 향상되지만, 균열이나 박리 등 흠집의 발생을 확실하게 방지할 수 없는 경우가 있다.

금회, 본 발명자는, 거듭 검토를 행하여, 표층 근방에 일정량 이상의 보이드(공극)가 존재하는 경우에는, 강판이 어떠한 외력을 받은 경우에 당해 보이드가 기점이 되어 박리나 균열 등의 흠집의 발생이 일어나는 경우가 있는 것을 발견하고, 강판 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률을 3.0％ 이하로 제어함으로써, 이러한 흠집의 발생을 확실하게 억제할 수 있는 것을 발견하였다. 따라서, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에 의하면, 예를 들어 우수한 굽힘 가공성 및 흠집에 대한 높은 저항성이 요구되는 자동차용의 고강도 강판이나, 나아가 우수한 굽힘 가공성 및 내마모성이 요구되는 건설 기계용 부재, 예를 들어 크레인의 붐 등의 용도에 있어서도 양호하게 사용하는 것이 가능하다. 이하, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에 대해서 보다 상세하게 설명한다.

[판 두께 중심부의 화학 조성]

먼저, 판 두께 중심부의 화학 조성에 대해서 설명한다. 판 두께 중심부에 있어서 표층 연질부와의 경계 부근에서는 표층 연질부와의 합금 원소의 확산에 의해 화학 조성이 경계로부터 충분히 떨어진 위치와 다른 경우가 있다. 그러한 경우에는, 이하의 판 두께 중심부의 화학 조성은, 판 두께 1/2 위치 부근에서 측정되는 화학 조성을 말하는 것이다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 각 원소의 함유량의 단위인 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미하는 것이다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 언급이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.

[C: 0.10 내지 0.30％]

탄소(C)는 소정량의 템퍼링 마르텐사이트를 확보하고, 강판의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, C 함유량은 0.10％ 이상이다. C 함유량은 0.12％ 이상, 0.14％ 이상, 0.16％ 이상 또는 0.18％ 이상이어도 된다. 한편, C를 과도하게 함유하면, 연성 및/또는 굽힘 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, C 함유량은 0.30％ 이하이다. C 함유량은 0.28％ 이하, 0.26％ 이하, 0.24％ 이하 또는 0.22％ 이하여도 된다.

[Si: 0.01 내지 2.50％]

규소(Si)는 ??칭성을 확보하는 데 유효한 원소이다. 또한, Si는 Al과의 합금화를 억제하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, Si 함유량은 0.01％ 이상이다. Si 함유량은 0.05％ 이상, 0.10％ 이상, 0.15％ 이상 또는 0.30％ 이상이어도 된다. 한편, Si를 과도하게 함유하면, 판 두께 중심부가 취화되고, 굽힘 가공성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Si 함유량은 2.50％이다. Si 함유량은 2.20％ 이하, 2.10％ 이하, 2.00％ 이하, 1.80％ 이하 또는 1.50％ 이하여도 된다.

[Mn: 0.10 내지 10.00％]

망간(Mn)은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또한, Mn은 ??칭성을 향상시키는 데 유효한 원소이기도 하다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해, Mn 함유량은 0.10％ 이상이다. Mn 함유량은 0.20％ 이상, 0.50％ 이상, 0.80％ 이상 또는 1.00％ 이상이어도 된다. 한편, Mn을 과도하게 함유하면, 조대한 Mn 산화물이 강 중에 형성되고, 강판의 신장이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Mn 함유량은 10.00％ 이하이다. Mn 함유량은 9.00％ 이하, 8.00％ 이하, 6.00％ 이하 또는 5.00％ 이하여도 된다.

[P: 0.100％ 이하]

인(P)은 제조 공정에서 혼입되는 원소이다. P 함유량은 0％여도 된다. 그러나, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하기 위해서는 정련에 시간을 요하고, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.0001％ 이상, 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, P를 과도하게 함유하면, 강판의 판 두께 중심부에 편석되어 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, P 함유량은 0.100％ 이하이다. P 함유량은 0.080％ 이하, 0.060％ 이하, 0.040％ 이하 또는 0.020％ 이하여도 된다.

[S: 0.0500％ 이하]

황(S)은 제조 공정에서 혼입되는 원소이다. S 함유량은 0％여도 된다. 그러나, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하기 위해서는 정련에 시간을 요하고, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, S 함유량은 0.0001％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다. 한편, S를 과도하게 함유하면, 조대한 MnS가 형성되어 강판의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, S 함유량은 0.0500％ 이하이다. S 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하, 0.0200％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.

[Al: 0 내지 1.50％]

알루미늄(Al)은 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이다. Al 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Al 함유량은 0.01％ 이상, 0.02％ 이상 또는 0.03％ 이상이어도 된다. 한편, Al을 과도하게 함유하면, 조대한 Al 산화물이 생성되어 강판의 신장이 저하되는 경우가 있거나, 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 충분히 생성할 수 없는 경우가 있다. 따라서, Al 함유량은 1.50％ 이하이다. Al 함유량은 1.40％ 이하, 1.30％ 이하, 1.00％ 이하 또는 0.80％ 이하여도 된다.

[N: 0.0100％ 이하]

질소(N)는 제조 공정에서 혼입되는 원소이다. N 함유량은 0％여도 된다. 그러나, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하기 위해서는 정련에 시간을 요하고, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, N 함유량은 0.0001％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다. 한편, N을 과도하게 함유하면, 조대한 질화물이 형성되어 강판의 굽힘 가공성 및/또는 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, N 함유량은 0.0100％ 이하이다. N 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0050％ 이하여도 된다.

[O: 0.0060％ 이하]

산소(O)는 제조 공정에서 혼입되는 원소이다. O 함유량은 0％여도 된다. 그러나, O 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하기 위해서는 정련에 시간을 요하고, 생산성의 저하를 초래한다. 따라서, O 함유량은 0.0001％ 이상, 0.0005％ 이상 또는 0.0010％ 이상이어도 된다. 한편, O를 과도하게 함유하면, 조대한 개재물이 형성되어 강판의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, O 함유량은 0.0060％ 이하이다. O 함유량은 0.0050％ 이하, 0.0045％ 이하 또는 0.0040％ 이하여도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 판 두께 중심부의 기본 화학 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 당해 판 두께 중심부는, 필요에 따라서, 잔부의 Fe의 일부에 바꾸어서 이하의 임의 선택 원소 중 적어도 1종을 함유해도 된다. 예를 들어, 판 두께 중심부는 Cr: 0 내지 2.00％, Mo: 0 내지 1.00％ 및 B: 0 내지 0.0100％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 또한, 판 두께 중심부는 Ti: 0 내지 0.30％, Nb: 0 내지 0.30％ 및 V: 0 내지 0.50％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 또한, 판 두께 중심부는 Cu: 0 내지 1.00％ 및 Ni: 0 내지 1.00％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 또한, 판 두께 중심부는 Ca: 0 내지 0.040％, Mg: 0 내지 0.040％ 및 REM: 0 내지 0.040％로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유해도 된다. 이하, 이들 임의 선택 원소에 대해서 상세하게 설명한다.

[Cr: 0 내지 2.00％]

크롬(Cr)은 ??칭성을 높여서 강판을 고강도화하는 데 유효한 원소이다. Cr 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.01％ 이상, 0.10％ 이상 또는 0.20％ 이상이어도 된다. 한편, Cr을 과도하게 함유하면, Cr이 강판의 판 두께 중심부에 편석되어 조대한 Cr 탄화물이 형성되어, 강판의 신장을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하다. Cr 함유량은 1.80％ 이하, 1.00％ 이하, 0.50％ 이하여도 된다.

[Mo: 0 내지 1.00％]

몰리브덴(Mo)은 Cr과 마찬가지로 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. Mo 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.01％ 이상, 0.05％ 이상 또는 0.10％ 이상이어도 된다. 한편, Mo를 과도하게 함유하면, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어 강판의 냉간 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mo 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.90％ 이하, 0.80％ 이하 또는 0.60％ 이하여도 된다.

[B: 0 내지 0.0100％]

붕소(B)는 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. B 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 된다. 한편, B를 과도하게 함유하면, 인성 및 또는 용접성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0040％ 이하여도 된다.

[Ti: 0 내지 0.30％]

티타늄(Ti)은 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 페라이트의 강도 증가를 촉진하는 원소이기도 하다. Ti 함유량은 0％여도 되지만, 이들 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Ti 함유량은 0.005％ 이상, 0.01％ 이상 또는 0.02％ 이상이어도 된다. 한편, Ti를 과도하게 함유하면, 조대한 산화물 또는 질화물이 강 중에 생성되어 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.30％ 이하인 것이 바람직하다. Ti 함유량은 0.20％ 이하, 0.15％ 이하 또는 0.10％ 이하여도 된다.

[Nb: 0 내지 0.30％]

니오븀(Nb)은 Ti와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 피닝 효과에 의해 조직을 미세화하여 강판의 인성 향상에 기여하는 원소이기도 하다. Nb 함유량은 0％여도 되지만, 이들 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.005％ 이상, 0.01％ 이상 또는 0.02％ 이상이어도 된다. 한편, Nb를 과도하게 함유하면, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되어, 강판 강도의 상승과 함께 연성이 저하되고, 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.30％ 이하인 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.20％ 이하, 0.15％ 이하 또는 0.10％ 이하여도 된다.

[V: 0 내지 0.50％]

바나듐(V)은 Ti 및 Nb와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 피닝 효과에 의해 조직을 미세화하여 강판의 인성 향상에 기여하는 원소이기도 하다. V 함유량은 0％여도 되지만, 이들 효과를 얻기 위해서는, V 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. V 함유량은 0.005％ 이상, 0.01％ 이상 또는 0.02％ 이상이어도 된다. 한편, V를 과도하게 함유하면, 미세한 V 탄화물이 다수 석출되어, 강판 강도의 상승과 함께 연성이 저하되고, 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, V 함유량은 0.50％ 이하인 것이 바람직하다. V 함유량은 0.30％ 이하, 0.20％ 이하 또는 0.10％ 이하여도 된다.

[Cu: 0 내지 1.00％]

구리(Cu)는 강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. Cu 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.01％ 이상, 0.03％ 이상 또는 0.05％ 이상이어도 된다. 한편, Cu를 과도하게 함유하면, 적열 취성을 초래하여 열간 압연에서의 생산성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Cu 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.80％ 이하, 0.60％ 이하 또는 0.40％ 이하여도 된다.

[Ni: 0 내지 1.00％]

니켈(Ni)은 Cu와 마찬가지로 강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. Ni 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.01％ 이상, 0.03％ 이상 또는 0.05％ 이상이어도 된다. 한편, Ni를 과도하게 함유하면, 연성이 저하되어 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Ni 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.80％ 이하, 0.60％ 이하 또는 0.40％ 이하여도 된다.

[Ca: 0 내지 0.040％]

칼슘(Ca)은 미량 첨가에 의해 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Ca 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Ca를 과도하게 함유하면, 조대한 Ca 산화물이 생성되어 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.030％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.015％ 이하여도 된다.

[Mg: 0 내지 0.040％]

마그네슘(Mg)은 Ca와 마찬가지로 미량 첨가에 의해 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. Mg 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, Mg를 과도하게 함유하면, 조대한 개재물이 생성되어 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mg 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.030％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.015％ 이하여도 된다.

[REM: 0 내지 0.040％]

희토류 금속(REM)은 Ca 및 Mg와 마찬가지로 미량 첨가에 의해 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이다. REM 함유량은 0％여도 되지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. REM 함유량은 0.0005％ 이상, 0.001％ 이상 또는 0.005％ 이상이어도 된다. 한편, REM을 과도하게 함유하면, 조대한 개재물이 생성되어 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, REM 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. REM 함유량은 0.030％ 이하, 0.020％ 이하 또는 0.015％ 이하여도 된다. 본 명세서에 있어서의 REM이란, 원자 번호 21번의 스칸듐(Sc), 원자 번호 39번의 이트륨(Y) 및 란타노이드인 원자 번호 57번의 란탄(La) 내지 원자 번호 71번의 루테튬(Lu)의 17원소의 총칭이고, REM 함유량은 이들 원소의 합계 함유량이다.

(기타)

또한, 판 두께 중심부는, 이하의 원소를 의도적 또는 불가피하게 함유해도 되고, 그들에 의해 본 발명의 효과가 저해되는 일은 없다. 이들 원소는, W: 0 내지 0.10％, Ta: 0 내지 0.10％, Co: 0 내지 0.50％, Sn: 0 내지 0.050％, Sb: 0 내지 0.050％, As: 0 내지 0.050％, 및 Zr: 0 내지 0.050％이다. 이들 원소의 함유량은 각각 0.0001％ 이상 또는 0.001％ 이상이어도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 판 두께 중심부에 있어서, 상기의 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어진다. 불순물이란, 강판 또는 그 판 두께 중심부를 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분 등이다.

[1.50≤[Si]+[Mn]+[Al]+[Cr]≤20.00]

본 발명의 실시 형태에 관한 판 두께 중심부의 화학 조성은, 하기 식을 충족할 필요가 있다.

1.50≤[Si]+[Mn]+[Al]+[Cr]≤20.00

식 중, [Si], [Mn], [Al] 및 [Cr]은 각 원소의 함유량(질량％)이다. 앞에 설명한 바와 같이, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에서는, 최표층부에 형성되는 내부 산화물이 강판의 표면 경도를 향상시키는 데 있어서 매우 중요하다. 당해 내부 산화층은, 주로 냉간 압연 후의 어닐링 처리 시에 강판 중의 비교적 산화되기 쉬운 성분, 예를 들어 Si, Mn, Al 및 Cr이 어닐링 분위기 중의 산소와 결합함으로써 강판의 최표층부에 형성된다. 따라서, 내부 산화층을 강판의 표면 경도를 향상시키는 데 충분한 두께, 구체적으로는 강판 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께까지 형성시키기 위해서는, 이들 원소가 강 중에 합계로 일정량 이상 함유되어 있을 필요가 있다. 본 발명의 실시 형태에 관한 판 두께 중심부의 화학 조성은, 각 합금 원소의 함유량을 앞에 설명한 범위 내로 제어하면서, Si, Mn, Al 및 Cr의 합계의 함유량이 1.50％ 이상, 즉 [Si]+[Mn]+[Al]+[Cr]≥1.50을 충족하도록 제어된다. 이러한 판 두께 중심부의 화학 조성과 특히 어닐링 처리의 조건 등을 적절하게 조합함으로써, 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 확실하게 형성하는 것이 가능해진다. 그 결과로서, 높은 표면 경도를 달성하여 강판 표면에 있어서의 흠집의 발생을 억제함과 함께, 우수한 내마모성을 달성하는 것이 가능해진다.

Si, Mn, Al 및 Cr의 합계의 함유량은, 1.60％ 이상, 1.70％ 이상, 1.80％ 이상, 1.90％ 이상, 2.00％ 이상, 2.20％ 이상 또는 2.50％ 이상이어도 된다. 한편, Si, Mn, Al 및 Cr의 합계의 함유량이 너무 높으면, 내부 산화물의 형성을 촉진하여 표면 경도를 높게 한다는 관점에서는 반드시 불리하게 영향을 주지는 않지만, 개개의 합금 원소의 함유량이 너무 높아지기 때문에 그에 관련되는 특성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Si, Mn, Al 및 Cr의 합계의 함유량은 20.00％ 이하로 한다. 예를 들어, Si, Mn, Al 및 Cr의 합계의 함유량은 15.00％ 이하, 12.00％ 이하, 10.00％ 이하, 9.00％ 이하, 8.00％ 이하 또는 7.00％ 이하여도 된다.

[판 두께 중심부의 마이크로 조직]

[템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상]

판 두께 중심부의 마이크로 조직은, 면적률로, 85％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트를 포함한다. 템퍼링 마르텐사이트는 고강도이면서 강인한 조직이다. 본 발명에 관한 실시 형태에 있어서는, 앞에 설명한 소정의 화학 조성, 특히 0.10％ 이상의 C 함유량을 가짐과 함께, 판 두께 중심부에 있어서 템퍼링 마르텐사이트를 85％ 이상 포함함으로써, 높은 인장 강도, 구체적으로는 1250㎫ 이상의 인장 강도를 확실하게 달성하는 것이 가능해진다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 86％ 이상, 88％ 이상 또는 90％ 이상이어도 된다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률의 상한은, 특별히 한정되지 않고 100％여도 된다. 예를 들어, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 98％ 이하, 96％ 이하 또는 94％ 이하여도 된다.

[페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 15％ 미만]

판 두께 중심부의 마이크로 조직은, 면적률로, 85％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트를 포함한다는 요건을 충족하는 한, 다른 임의의 조직을 포함하고 있어도 된다. 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 판 두께 중심부에 있어서, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 15％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

페라이트는 연질인 조직이기 때문에 변형되기 쉽고, 강판의 연성 향상에 기여한다. 따라서, 강판의 연성 향상의 관점에서, 판 두께 중심부의 마이크로 조직은 페라이트를 포함하고 있어도 된다. 그러나, 템퍼링 마르텐사이트의 경질 조직과 페라이트의 연질 조직의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있으므로, 페라이트를 과도하게 포함하는 경우에는, 강판에 있어서의 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, 베이나이트는 경질이므로, 강판의 강도 향상에 기여한다. 따라서, 강판의 강도 향상의 관점에서, 판 두께 중심부의 마이크로 조직은 베이나이트를 포함하고 있어도 된다. 그러나, 베이나이트를 과도하게 포함하는 경우에는, 강판의 강도는 향상되지만, 마이크로 조직의 균일성이 저하되어 강판에 있어서의 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 베이나이트는 라스 사이에 탄화물을 갖는 상부 베이나이트, 라스 내에 탄화물을 갖는 하부 베이나이트, 탄화물을 갖지 않는 베이니틱 페라이트, 베이나이트의 라스 경계가 회복되어 불선명해진 그래뉼러 베이니틱 페라이트 중 어느 것이어도 되고, 그들의 혼합 조직이어도 된다.

펄라이트는 연질인 페라이트와 경질인 시멘타이트가 층 형상으로 배열된 경질인 조직이고, 강판의 강도 향상에 기여하는 조직이다. 따라서, 강판의 강도 향상의 관점에서, 판 두께 중심부의 마이크로 조직은 펄라이트를 포함하고 있어도 된다. 그러나, 연질인 페라이트와 경질인 시멘타이트의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있으므로, 펄라이트를 과도하게 포함하는 경우에는, 강판에 있어서의 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태(TRIP) 효과에 의해 강판의 연성 향상에 기여하는 조직이다. 따라서, 강판의 연성 향상의 관점에서, 판 두께 중심부의 마이크로 조직은 잔류 오스테나이트를 포함하고 있어도 된다. 한편, 잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태에 의해 ??칭 상태 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 잔류 오스테나이트를 과도하게 포함하는 경우에는, 강판에 있어서의 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다.

페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계를 15％ 미만으로 제어함으로써, 이들의 조직을 과도하게 포함하는 것의 불이익, 보다 구체적으로는 본 발명의 목적과는 관계되지 않는 구멍 확장성의 저하를 확실하게 회피할 수 있고, 한편 이들의 조직에 기인하는 추가의 효과를 충분히 발현시킬 수 있다. 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 0％여도 되지만, 예를 들어 1％ 이상, 3％ 이상, 4％ 이상 또는 5％ 이상이어도 된다. 또한, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 14％ 이하, 12％ 이하, 11％ 이하 또는 10％ 이하여도 된다.

[??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만]

??칭 상태 마르텐사이트란, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트, 즉 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트를 말하는 것이다. ??칭 상태 마르텐사이트는 매우 경질인 조직이다. 따라서, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 0％여도 되지만, 강도 향상의 관점에서 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다. 한편, ??칭 상태 마르텐사이트는 무른 조직이기도 하므로, 보다 높은 인성을 확보하는 관점에서는, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 5％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 4％ 이하 또는 3％ 이하여도 된다.

[판 두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출]

[템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트]

판 두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출은 이하와 같이 하여 행해진다. 먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면을 나이탈 시약으로 부식하고, 부식된 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 100㎛×100㎛의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM)을 사용하여 1000 내지 50000배로 관찰한다. 이 관찰 영역에 있어서 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 이하와 같이 하여 템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트를 동정한다. 템퍼링 마르텐사이트에서는, 마르텐사이트 라스의 내부에 시멘타이트가 존재하지만, 마르텐사이트 라스와 시멘타이트의 결정 방위가 2종류 이상 있고, 시멘타이트가 복수의 배리언트를 갖기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정된 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 포인트 카운팅법(ASTM E562 준거)에 의해 산출한다. 한편, 베이나이트의 존재 상태로서는, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우나, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우가 있다. 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우에는, 베이니틱 페라이트의 계면을 알 수 있기 때문에, 베이나이트를 동정할 수 있다. 또한, 라스 형상의 베이니틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우에는, 베이니틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1종류이고, 시멘타이트가 동일한 배리언트를 갖기 때문에, 베이나이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정된 베이나이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.

[페라이트]

먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치를 중심으로 하는 100㎛×100㎛의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 주사형 전자 현미경에 의해 1000 내지 50000배로 관찰함으로써 전자 채널링 콘트라스트상을 얻는다. 전자 채널링 콘트라스트상은 결정립 내의 결정 방위차를 콘트라스트의 차로서 검출하는 방법이고, 이 전자 채널링 콘트라스트상에 있어서 균일한 콘트라스트의 부분이 페라이트이다. 이와 같이 하여 동정된 페라이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.

[펄라이트]

템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트에 관련하여 설명한 나이탈 시약으로 부식된 관찰 영역을 광학 현미경에 의해 1000 내지 50000배로 관찰하고, 관찰상에 있어서 어두운 콘트라스트의 영역을 펄라이트로서 동정한다. 동정된 펄라이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.

[잔류 오스테나이트]

잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법에 의해 측정한다. 먼저, 상기와 같이 채취한 시료 중 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하고, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4 위치의 면을 노출시킨다. 노출된 면에 MoKα선을 조사하고, bcc상의 (200)면 및 (211)면, 그리고 fcc상의 (200)면, (220)면 및 (311)면의 회절 피크의 적분 강도비를 구한다. 이 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률이 산출된다. 이 산출 방법으로서는, 일반적인 5피크법이 사용된다. 산출된 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로서 결정한다.

[??칭 상태 마르텐사이트]

먼저, 페라이트의 동정에 사용한 관찰면과 마찬가지의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 페라이트의 동정과 마찬가지의 영역을 관찰 영역으로 한다. 레페라액에 의한 부식에서는, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트는 부식되지 않는다. 그 때문에, 레페라액에 의해 부식된 관찰 영역을 FE-SEM으로 관찰하고, 부식되어 있지 않은 영역을 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로서 동정한다. 동정된 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다. 다음에, 상기에서 결정한 잔류 오스테나이트의 면적률을 이 합계 면적률로부터 차감함으로써, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률이 결정된다.

[표층 연질부]

상기의 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성되는 표층 연질부는 10㎛ 초과로부터 판 두께의 5.0％ 이하의 두께를 갖고, 또한 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)의 0.50배 이하의 평균 비커스 경도(Hs)를 갖는다(즉, Hs/Hc≤0.50). 10㎛ 초과의 두께를 갖고 또한 Hs/Hc≤0.50을 만족시킴으로써 강판의 편측 또는 양측에 표층 연질부를 마련한 효과를 확실하게 발휘시킬 수 있어, 결과로서 강판의 굽힘 가공성을 현저하게 향상시키는 것이 가능해진다. 예를 들어, 굽힘 가공성의 향상 효과를 보다 높이기 위해, 표층 연질부의 두께는 15㎛ 이상, 20㎛ 이상, 25㎛ 이상, 30㎛ 이상, 35㎛ 이상, 또는 40㎛ 이상이어도 된다. 또한, 표층 연질부의 두께는 판 두께의 4.5％ 이하, 4.0％ 이하, 3.5％ 이하, 3.0％ 이하 또는 2.5％ 이하여도 된다. 판 두께 중심부의 양측에 표층 연질부가 형성되는 경우에는, 한쪽의 측의 표층 연질부의 두께와 다른 쪽의 측의 표층 연질부의 두께는 동일해도 되고 또는 달라도 된다. 마찬가지로, 굽힘 가공성의 향상 효과를 보다 높이기 위해, 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)와 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)의 비(Hs/Hc)는 0.50배 미만, 0.49배 이하, 0.48배 이하, 0.47배 이하, 0.46배 이하 또는 0.45배 이하여도 된다. Hs/Hc의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 Hs/Hc는 0.20배 이상, 0.25배 이상 또는 0.30배 이상이어도 된다. 판 두께 중심부의 양측에 표층 연질부가 형성되는 경우에는, 한쪽의 측의 표층 연질부에 관한 Hs/Hc와 다른 쪽의 측의 표층 연질부에 관한 Hs/Hc는 동일해도 되고 또는 달라도 된다.

본 발명에 있어서, 「표층 연질부의 두께」, 「판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)」 및 「표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)」는, 이하와 같이 하여 결정되고, 비커스 경도 시험에 대해서는, JIS Z 2244-1:2020에 준거하여 행해진다. 먼저, 강판의 판 두께 1/2 위치에서의 비커스 경도를 압입 하중 10g중으로 측정하고, 이어서 그 위치로부터 판 두께에 수직인 방향이고 또한 압연 방향에 평행한 선 위에 마찬가지로 압입 하중 10g중으로 합계 3점 이상, 예를 들어 5점 또는 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그들의 평균값이 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)로서 결정된다. 각 측정점의 간격은, 압흔의 4배 이상이 거리로 하는 것이 바람직하다. 압흔의 4배 이상의 거리란, 비커스 경도의 측정 시에 다이아몬드 압자에 의해 발생한 압흔의 직사각 형상 개구에 있어서의 대각선의 길이의 4배 이상의 거리를 의미하는 것이다. 다음에, 글로우 방전 발광 표면 분석 장치(GDS)를 사용하여 표면으로부터 깊이 방향으로 C 농도를 측정하고, 표면으로부터 C 농도가 점차 증가하여 모상의 평균 C 농도(판 두께 중심부의 C 함유량)의 1/2이 될 때까지의 영역을 표층 연질부라고 정의하고, 표층 연질부의 두께(㎛) 및 판 두께에 차지하는 그 비율(％)이 결정된다. 이와 같이 하여 결정된 표층 연질부 내에서 랜덤하게 10점의 비커스 경도를 압입 하중 10g중으로 측정하고, 그들의 평균값을 산출함으로써 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)가 결정된다. 판 두께 중심부의 양측에 표층 연질부가 형성되는 경우에는, 상기에서 설명한 것과 마찬가지로 측정함으로써, 다른 쪽의 측의 표층 연질부의 두께 및 평균 비커스 경도(Hs)가 결정된다.

[표층 연질부의 마이크로 조직]

[페라이트: 80％ 이상]

표층 연질부의 마이크로 조직은, 면적률로, 80％ 이상의 페라이트를 포함한다. 페라이트는 연질인 조직이기 때문에 변형되기 쉬운 조직이다. 그 때문에, 표층 연질부에 있어서 페라이트를 80％ 이상 포함함으로써, 높은 굽힘 가공성을 달성할 수 있다. 페라이트의 면적률은 82％ 이상, 85％ 이상, 87％ 이상 또는 90％ 이상이어도 된다. 페라이트의 면적률의 상한은, 특별히 한정되지 않고 100％여도 된다. 예를 들어, 페라이트의 면적률은 98％ 이하, 96％ 이하 또는 94％ 이하여도 된다.

[템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 20％ 미만]

표층 연질부의 마이크로 조직은, 면적률로, 80％ 이상의 페라이트를 포함한다는 요건을 충족하는 한, 다른 임의의 조직을 포함하고 있어도 된다. 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 표층 연질부에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 20％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

템퍼링 마르텐사이트 및 베이나이트는 경질인 조직이다. 또한, 잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태에 의해 경질인 ??칭 상태 마르텐사이트로 변태한다. 이 때문에, 강판에 있어서의 굽힘 가공성을 더욱 개선하는 관점에서, 예를 들어 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 18％ 이하, 16％ 이하, 14％ 이하 또는 12％ 이하여도 된다. 템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종의 면적률의 합계는 0％여도 되지만, 예를 들어 1％ 이상, 3％ 이상, 5％ 이상, 8％ 이상 또는 10％ 이상이어도 된다.

[펄라이트: 5％ 미만]

상기한 바와 같이, 표층 연질부의 마이크로 조직은, 면적률로, 80％ 이상의 페라이트를 포함함으로써 충분히 높은 굽힘 가공성을 달성할 수 있지만, 강판의 굽힘 가공성을 더욱 개선하는 관점에서, 경질 조직인 펄라이트의 면적률은 5％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 펄라이트의 면적률은 4.5％ 이하, 4％ 이하 또는 3％ 이하여도 된다. 한편, 펄라이트의 면적률의 하한은, 특별히 한정되지 않고 0％여도 된다. 예를 들어, 펄라이트의 면적률은 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.

[??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만]

펄라이트의 경우와 마찬가지로, 강판의 굽힘 가공성을 더욱 개선하는 관점에서, 경질 조직인 ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 5％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 4％ 이하 또는 3％ 이하여도 된다. 한편, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률의 하한은, 특별히 한정되지 않고 0％여도 된다. 예를 들어, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률은 1％ 이상 또는 2％ 이상이어도 된다.

[표층 연질부에 있어서의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출]

표층 연질부에 있어서의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출은 이하와 같이 하여 행해진다. 먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면 중, 표층 연질부라고 정의되는 범위 내에 있어서 판 두께 방향으로 치우침이 없도록 랜덤하게 복수의 관찰 영역을 선택한다. 이들의 관찰 영역의 합계 면적은 2.0×10^-9㎡ 이상으로 한다. 잔류 오스테나이트 이외의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출은 관찰 영역이 다른 것을 제외하고, 판 두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직의 동정 및 면적률의 산출과 동일하다.

[잔류 오스테나이트]

표층 연질부의 잔류 오스테나이트의 체적률은, 전자 후방 산란 회절법(EBSD)을 사용하여 관찰 영역의 결정 방위 정보를 취득함으로써 구해진다. 구체적으로는, 먼저, 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취한다. 당해 단면을 관찰면으로 하고, 에머리 페이퍼에 의한 습식 연마, 1㎛의 평균 입자 사이즈를 갖는 다이아몬드 지립에 의한 연마, 및 화학 연마를 관찰면에 순차 실시한다. 이어서, 연마된 관찰면 중 표층 연질부라고 정의되는 범위 내에 있어서 판 두께 방향으로 치우침이 없도록 랜덤하게 복수의 관찰 영역을 선택하고, 합계로 2.0×10^-9㎡ 이상의 영역의 결정 방위를 0.05㎛ 간격으로 취득한다. 결정 방위의 데이터 취득 소프트로서는, 가부시키가이샤 TSL 솔루션즈제의 소프트웨어 「OIM Data Collection TM(ver.7)」을 사용한다. 취득한 결정 방위 정보는, 가부시키가이샤 TSL 솔루션즈제의 소프트웨어 「OIM Analysis TM(ver.7)」로 bcc상과 fcc상으로 분리한다. 이 fcc상이 잔류 오스테나이트이다. 이와 같이 하여 얻어진 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로서 결정한다.

[표층 연질부의 화학 조성]

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 표층 연질부의 화학 조성은 표면 근방의 탄소 농도가 낮아지는 것 이외에는 기본적으로 판 두께 중심부의 화학 조성과 동등하다. 앞에 설명한 표층 연질부의 정의로부터, 표층 연질부의 C 함유량은 판 두께 중심부의 C 함유량의 0.5배 이하로 된다.

[내부 산화층의 두께: 3㎛ 이상]

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 표층 연질부는 강판의 표면(강판의 표면에 도금층이 존재하는 경우에는, 도금층과 강판의 계면)으로부터 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 포함한다. 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 포함함으로써, 당해 내부 산화층 중에 수많이 존재하는 미세한 산화물 입자에 의해 강 중에 포함되는 전위의 운동이 피닝되고, 그 결과로서 강판의 표면 경도를 현저하게 향상시킬 수 있다고 생각된다. 내부 산화층의 두께는 4㎛ 이상, 5㎛ 이상, 6㎛ 이상, 8㎛ 이상 또는 10㎛ 이상이어도 된다. 내부 산화층의 두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 내부 산화층의 두께는 30㎛ 이하, 25㎛ 이하 또는 20㎛ 이하여도 된다.

내부 산화층의 두께는, 강판의 표면으로부터 강판의 판 두께 방향(강판의 표면에 수직인 방향)으로 진행한 경우에 있어서의 강판 표면으로부터 내부 산화물이 존재하는 가장 먼 위치까지의 거리를 말한다. 내부 산화층의 두께는 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 강판의 표층 부분을 포함하는 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 SEM 관찰함으로써 결정된다. 측정하는 깊이는 강판의 표면으로부터 50㎛까지의 영역으로 한다.

[표층 근방의 보이드 면적률: 3.0％ 이하]

본 발명의 실시 형태에 있어서는, 강판의 표면(강판의 표면에 도금층이 존재하는 경우에는, 도금층과 강판의 계면)으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률이 3.0％ 이하이다. 표층 근방에 일정량 이상의 보이드(공극)가 존재하는 경우에는, 강판이 어떠한 외력, 예를 들어 굽힘 가공 등의 외력을 받은 경우에 당해 보이드가 기점이 되어 박리 등에 의한 흠집의 발생이 일어나는 경우가 있다. 본 발명의 실시 형태에 따르면, 강판의 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률을 3.0％ 이하로 제어함으로써, 이러한 흠집의 발생을 확실하게 억제하는 것이 가능해진다. 당해 보이드 면적률은 2.0％ 이하, 1.5％ 이하, 또는 1.0％ 이하여도 된다. 당해 보이드 면적률의 하한은 특별히 한정되지 않고 0％여도 된다. 예를 들어, 당해 보이드 면적률은 0.1％ 이상 또는 0.5％ 이상이어도 된다.

본 발명에 있어서, 보이드 면적률은 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 버프 연마에 의해 관찰면을 경면 마무리로 한 것을 관찰 시료로 한다. 이어서, SEM에 의해 관찰 시료의 표면 또는 도금층과 지철의 계면으로부터 5㎛ 아래를 중심으로 하여 배율 9000배로 촬영하고, 10㎛×10㎛의 영역을 1시야로 하여, 인접하는 연속된 15시야의 반사 전자 요철상을 얻는다. 요철 부분이 관찰된 영역을 에너지 분산형 X선 분광기(EDS)에 의해 분석하고, 개재물인지 공극인지의 판별을 행하고, 순수한 공극 부분만을 보이드로서 계상하고, SEM에 의해 촬영한 10㎛×150㎛의 영역에 차지하는 보이드의 비율을 보이드 면적률로서 결정한다.

[판 두께]

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은, 일반적으로 0.6 내지 6.0㎜의 판 두께를 갖는다. 특별히 한정되지 않지만, 판 두께는 1.0㎜ 이상, 1.2㎜ 이상 또는 1.4㎜ 이상이어도 되고, 및/또는 5.0㎜ 이하, 4.0㎜ 이하, 3.0㎜ 이하 또는 2.5㎜ 이하여도 된다.

[도금]

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은 내식성의 향상 등을 목적으로 하여, 표층 연질부의 표면에 도금층을 더 포함해도 된다. 도금층은 용융 도금층 및 전기 도금층 중 어느 것이어도 된다. 용융 도금층은, 예를 들어 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg 합금 도금층, 용융 Zn-Al-Mg-Si 합금 도금층 등을 포함한다. 전기 도금층은, 예를 들어 전기 아연 도금층, 전기 Zn-Ni 합금 도금층 등을 포함한다. 바람직하게는, 도금층은 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 또는 전기 아연 도금층이다. 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지 않고 일반적인 부착량이어도 된다.

[기계 특성]

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에 의하면, 우수한 기계 특성, 예를 들어 1250㎫ 이상의 인장 강도를 달성할 수 있다. 인장 강도는, 바람직하게는 1300㎫ 이상이고, 보다 바람직하게는 1350㎫ 이상이다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 인장 강도는 2000㎫ 이하, 1800㎫ 이하 또는 1650㎫ 이하여도 된다. 마찬가지로, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에 의하면, 높은 경도를 달성할 수 있고, 보다 구체적으로는 400Hv 초과의 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)(즉 판 두께 1/2 위치에서의 평균 비커스 경도)를 달성할 수 있다. 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)는, 바람직하게는 415Hv 이상이고, 보다 바람직하게는 430Hv 이상이다. 또한, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판에 의하면, 우수한 굽힘 가공성을 달성할 수 있고, 보다 구체적으로는 10％ 이상의 전연신율을 달성할 수 있다. 전연신율은, 바람직하게는 11％ 이상, 보다 바람직하게는 12％ 이상이다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 전연신율은 25％ 이하 또는 20％ 이하여도 된다. 인장 강도 및 전연신율은 강판의 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)으로부터 채취한 JIS5호 시험편에 기초하여 JIS Z 2241:2011에 준거한 인장 시험을 행함으로써 측정된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판은 개선된 굽힘 가공성을 갖고 또한 흠집의 발생에 대한 저항성이 높고, 외관 성상을 양호하게 유지할 수 있으므로, 예를 들어 자동차의 특히 외관성도 요구되는 골격 부재로서의 사용에 매우 유용하다. 또한, 당해 고강도 강판은 표면 경도가 높고 그러므로 내마모성도 우수하기 때문에, 예를 들어 건설 기계용 크레인의 붐 등, 고강도 외에도, 높은 굽힘 가공성 및 내마모성이 요구되는 용도에 있어서도 매우 적합하다.

<고강도 강판의 제조 방법>

다음으로, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다. 이하의 설명은, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판을 제조하기 위한 특징적인 방법의 예시를 의도하는 것이며, 당해 고강도 강판을 이하에 설명하는 바와 같은 제조 방법에 의해 제조되는 것에 한정하는 것을 의도하는 것은 아니다.

본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판의 제조 방법은,

판 두께 중심부에 관련하여 상기에서 설명한 화학 조성을 갖는 슬래브를 1100 내지 1250℃의 온도로 가열하고, 이어서 마무리 압연하고, 마무리 압연된 강판을 즉시 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하여 590℃ 이하의 온도에서 권취하는 것을 포함하는 열간 압연 공정이며, 상기 마무리 압연의 종료 온도가 840 내지 1050℃이고, 권취 후의 열연 코일의 최고 온도가 580℃ 이하로 제어되고, 또한 상기 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간이 4시간 이하로 제한되는 열간 압연 공정,

얻어진 열연 강판을 산세하는 공정,

산세된 열연 강판을 30 내지 80％의 압하율로 냉간 압연하는 냉간 압연 공정,

얻어진 냉연 강판을 산소 분압 P_O2(atm)의 대수 logP_O2가 -20 내지 -16의 분위기 중 (Ac3-30)℃ 이상의 온도역에서 가열하는 것을 포함하는 어닐링 공정,

상기 냉연 강판을 0.5 내지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 680 내지 780℃의 온도까지 1차 냉각하고, 이어서 20℃/초 초과의 평균 냉각 속도로 25 내지 600℃의 온도까지 2차 냉각하는 것을 포함하는 냉각 공정, 및

상기 냉연 강판을 100 내지 400℃의 온도역에서 150 내지 1000초의 시간에 걸쳐 정류시키는 것을 포함하는 템퍼링 공정

을 포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 이하, 각 공정에 대해서 상세하게 설명한다.

[열간 압연 공정]

[슬래브의 가열]

먼저, 판 두께 중심부에 관련하여 상기에서 설명한 화학 조성을 갖는 슬래브가 가열된다. 사용하는 슬래브는 생산성의 관점에서 연속 주조법에 있어서 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다. 사용되는 슬래브는 고강도 강판을 얻기 위해 합금 원소를 비교적 많이 함유하고 있다. 이 때문에, 슬래브를 열간 압연에 제공하기 전에 가열하여 합금 원소를 슬래브 중에 고용시킬 필요가 있다. 가열 온도가 1100℃ 미만이면, 합금 원소가 슬래브 중에 충분히 고용되지 않고 조대한 합금 탄화물이 남고, 열간 압연 중에 취화 균열을 발생하는 경우가 있다. 이 때문에, 가열 온도는 1100℃ 이상인 것이 바람직하다. 가열 온도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 가열 설비의 능력이나 생산성의 관점에서 1250℃ 이하인 것이 바람직하다.

[조압연]

본 방법에서는, 예를 들어 가열된 슬래브에 대하여 판 두께 조정 등을 위해, 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 조압연은, 원하는 시트바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지는 않는다.

[마무리 압연]

가열된 슬래브 또는 그에 더하여 필요에 따라서 조압연된 슬래브는, 다음에 마무리 압연을 실시한다. 상기와 같이 사용되는 슬래브는 합금 원소를 비교적 많이 함유하고 있으므로, 열간 압연 시에 압연 하중을 크게 할 필요가 있다. 이 때문에, 열간 압연은 고온에서 행해지는 것이 바람직하다. 특히 마무리 압연의 종료 온도는, 강판의 금속 조직의 제어의 점에서 중요하다. 마무리 압연의 종료 온도가 낮으면, 금속 조직의 불균일로 되어, 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 840℃ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 오스테나이트의 조대화를 억제하기 위해, 마무리 압연의 종료 온도는 1050℃ 이하인 것이 바람직하다.

[권취]

다음에, 마무리 압연된 강판은, 즉시 40℃/초 이상, 예를 들어 40 내지 100℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각되고, 이어서 590℃ 이하의 온도에서 권취된다. 마무리 압연 후 냉각 개시까지의 시간이 길거나, 마무리 압연 후의 평균 냉각 속도가 느리거나 또는 권취 온도가 높으면, 열연 강판의 표층에 있어서 내부 산화층의 형성이 촉진되어 버린다. 형성된 내부 산화층은 그 후의 산세에 의해서도 충분히 제거할 수 없으므로, 내부 산화층을 포함하는 상태에서 냉간 압연 공정이 행해지게 된다. 이 경우에는, 냉간 압연 시에 내부 산화물의 주위에 보이드가 형성되고, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서 3.0％ 이하의 보이드 면적률을 달성할 수 없는 경우가 있다. 열간 압연 공정에서의 이러한 내부 산화층의 형성을 확실하게 억제하기 위해서는, 마무리 압연된 강판은, 즉시 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각할 필요가 있고, 보다 구체적으로는 마무리 압연 후 3초 이내에 40℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 냉각된다. 동일한 이유로부터, 권취 온도는 590℃ 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 550℃ 미만이다.

권취 후의 열연 코일(열연 강판)의 최고 온도는 580℃ 이하로 제어되고, 또한 당해 열연 코일의 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간은 4시간 이하로 제한된다. 냉간 압연 시에 내부 산화물의 주위에 보이드가 형성되는 것을 억제하기 위해서는, 마무리 압연 후의 냉각 및 권취 온도의 제어 외에도, 권취 후의 열연 코일의 열 이력을 적절하게 제어하는 것도 중요하다. 예를 들어, 권취 후의 열연 코일에 대하여 냉연성을 확보하기 위해 보열 처리를 실시하는 경우가 있지만, 이러한 보열 처리가 고온이고 또한 처리 시간이 길면, 열연 코일의 산화 스케일이나 표층의 내부 산화층이 두껍게 생성되는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 그 후의 산세에 의해서도, 이들을 충분히 제거할 수 없어, 열연 코일의 폭 방향이나 길이 방향을 따라서 제거의 불균일이 발생하고, 이것에 기인하여 보이드가 발생하는 경우가 있다. 강 조직의 변태는 발열 반응이므로, 변태 속도에 따라서는 권취 후여도 온도가 권취 온도보다도 상승되는 경우가 있다. 따라서, 권취 후의 열연 코일의 열 이력을 적절하게 감시 및 제어하여, 과도한 산화 스케일이나 내부 산화층의 형성을 억제하는 것이 매우 중요해진다. 바람직하게는, 권취 후의 열연 코일의 최고 온도는 570℃ 이하로 제어되고, 또한 당해 열연 코일의 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간은 3.5시간 이하로 제한된다. 온도의 측정 방법 및 측정 장소는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 열연 코일의 내측 단부로부터 당해 열연 코일의 길이 방향의 외측 단부를 향하여 약 25m의 위치에 있어서의 온도를, 외부로부터 서모 뷰어로 측정해도 되거나 또는 열전대를 열연 코일에 삽입함으로써 측정해도 된다.

[산세 공정]

다음에, 얻어진 열연 강판은, 당해 열연 강판의 표면에 형성된 산화 스케일을 제거하기 위해 산세된다. 산세는 산화 스케일을 제거하는 데 적절한 조건하에서 실시하면 되고, 1회여도 되고, 혹은 산화 스케일을 확실하게 제거하기 위해 복수회로 나누어서 실시해도 된다.

[냉간 압연 공정]

산세된 열연 강판은 냉간 압연 공정에 있어서 30 내지 80％의 압하율로 냉연 압연된다. 냉간 압연의 압하율을 30％ 이상으로 함으로써 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하고, 최종 제품에 있어서의 연성의 저하를 억제할 수 있다. 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 50％ 이상이다. 한편, 냉간 압연의 압하율을 80％ 이하로 함으로써, 압연 하중이 과대해져서 압연이 곤란해지는 것을 방지할 수 있다. 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 70％ 이하이다. 압연 패스의 횟수 및 패스마다의 압하율은, 특별히 한정되지 않고, 냉간 압연 전체의 압하율이 상기 범위로 되도록 적절히 설정하면 된다.

[어닐링 공정]

[분위기의 산소 분압 P_O2(atm)의 대수 logP_O2: -20 내지 -16]

[어닐링 온도역: (Ac3-30)℃ 이상]

얻어진 냉연 강판은, 예를 들어 연속 어닐링 라인의 가열로 및 균열로에 있어서, 노 내 분위기의 산소 분압 P_O2(atm)의 대수 logP_O2를 -20 내지 -16으로 유지하면서, (Ac3-30)℃ 이상의 온도역에서 가열되어 어닐링을 실시한다. 여기서, Ac3점은, 하기 식에 기초하여 근사적으로 산출할 수 있다.

Ac3=937.2-436.5×[C]+56×[Si]-19.7×[Mn]-16.3×[Cu]-26.6×[Ni]-4.9×[Cr]+38.1×[Mo]+124.8×[V]+136.3×[Ti]-19.1×[Nb]+198.4×[Al]+3315×[B]

식 중, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Ti], [Nb], [Al] 및 [B]는 강판 중의 각 원소의 함유량(질량％)이다.

상기와 같은 비교적 산화성의 분위기이고 또한 고온의 조건하에서 어닐링을 실시함으로써, 강판의 표층부를 탈탄에 의해 연화되어 원하는 표층 연질부를 형성함과 함께, 분위기로부터의 산소를 강 중에 확산시켜서 강판의 표면 근방에 원하는 내부 산화층을 형성할 수 있다. 보다 구체적으로는, 가열로 및 균열로에 있어서 (Ac3-30)℃ 이상의 온도역에서 가열함으로써 강판의 표층부에 있어서의 탈탄이 진행되고, 표층부의 탄소량이 저하된다. 표층부의 탄소량이 저하됨으로써 표층부의 ??칭성이 저하되기 때문에, 표층부에 있어서 적절한 양의 페라이트를 얻는 것이 가능해진다. 이러한 탈탄을 촉진시키기 위해, 노 내 분위기의 산소 분압 P_O2(atm)를 적절한 범위로 제어할 필요가 있다. 분위기의 산소 분압 P_O2의 대수 logP_O2가 -20 이상이면, 산소 포텐셜이 충분히 높아져서 탈탄이 진행된다. 게다가, 이러한 산화성의 분위기하에서는, 분위기로부터 강 중으로의 산소의 확산이 촉진되어, 강판의 표면 근방에 존재하는 Si, Al, Mn 및 Cr 등의 내부 산화가 진행되고, 강판의 표면 근방에 충분한 두께, 보다 구체적으로는 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 형성할 수 있다. logP_O2는, 바람직하게는 -19 이상이다. 한편, logP_O2를 -16 이하로 제어함으로써, 산소 포텐셜이 지나치게 높은 것에 의한 과도한 탈탄 및 내부 산화를 억제할 수 있다. 이 때문에, 원하는 표층 연질부 및 내부 산화층을 확실하게 얻을 수 있다. 또한, Si, Al 및 Mn 등 뿐만 아니라, 소지 강판 자체도 산화되어 버리는 것이 억제되고, 강판에 있어서의 원하는 표면 상태를 보다 얻기 쉽게 할 수 있다. logP_O2는, 바람직하게는 -17 이하이다. 본 방법에 의하면, 냉간 압연 공정 후의 어닐링 공정에 있어서 내부 산화층이 형성되므로, 열간 압연 공정에 있어서 내부 산화층이 형성되는 경우와 비교하여, 냉간 압연 시에 내부 산화물의 주위에 보이드가 형성되는 경우가 없고, 최종적으로 얻어지는 강판에 있어서 3.0％ 이하의 보이드 면적률을 확실하게 달성할 수 있다.

게다가, 어닐링 공정에 있어서 (Ac3-30)℃ 이상의 온도역에서 가열함으로써, 어닐링 중에 오스테나이트가 생성되고, 판 두께 중심부에 있어서의 최종 조직으로서 소정량의 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 쉽게 할 수 있다. 이 때문에, 강판에 있어서의 원하는 고강도를 달성하는 것이 가능해진다. 한편, 어닐링의 온도역이 지나치게 높으면, 강판의 특성상에는 문제없지만, 생산성이 저하된다. 이 때문에, 어닐링 공정의 가열 온도역은 1100℃ 이하인 것이 바람직하고, 950℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. 예를 들어, 표층 연질부를 강판의 편측에만 형성하는 경우에는, 본 어닐링 공정 시에 2매의 냉연 강판을 겹쳐서, 상기에서 설명한 조건하에서의 어닐링을 실시함으로써 강판의 한쪽의 표층부만을 탈탄하여 연화되도록 해도 된다.

[냉각 공정]

어닐링 공정에 이어서, 표층 연질부 및 판 두께 중심부에 있어서 원하는 조직을 형성하기 위해, 얻어진 냉연 강판이 0.5 내지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 680 내지 780℃의 온도까지 1차 냉각되고, 이어서 20℃/초 초과의 평균 냉각 속도로 25 내지 600℃의 온도까지 2차 냉각된다.

[1차 냉각: 0.5 내지 20℃/초의 평균 냉각 속도로 680 내지 780℃의 온도까지 냉각]

1차 냉각의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이하로 함으로써, 표층 연질부에 있어서의 페라이트의 생성을 촉진할 수 있다. 또한, 1차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각 공정을 1차 냉각과 2차 냉각의 2단계로 나눈 효과를 확실하게 얻기 위해 규정되는 것이다. 이러한 관점에서, 1차 냉각의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 18℃/초 이하, 보다 바람직하게는 16℃/초 이하이다. 냉각 공정을 이러한 2단계로 함으로써, 예를 들어 표층 연질부에 있어서 펄라이트 등을 생성시키지 않고 또는 펄라이트 등의 생성을 억제하면서, 보다 높은 페라이트의 면적률을 달성할 수 있다. 한편, 1차 냉각의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 함으로써, 표층 연질부뿐만 아니라 판 두께 중심부에 있어서의 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되므로, 판 두께 중심부에 있어서 소정량의 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 쉽게 할 수 있다. 1차 냉각의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 1℃/초 이상, 보다 바람직하게는 2℃/초 이상이다. 또한, 1차 냉각의 냉각 정지 온도를 680℃ 이상으로 함으로써, 표층 연질부에 있어서 페라이트 이외의 조직이 많이 생성되어 강판의 굽힘 가공성이 저하되는 것을 억제할 수 있다. 1차 냉각의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 700℃ 이상이다. 한편, 1차 냉각의 냉각 정지 온도를 780℃ 이하로 함으로써, 표층 연질부에 있어서의 페라이트의 생성을 촉진할 수 있다.

[2차 냉각: 20℃/초 초과의 평균 냉각 속도로 25 내지 600℃의 온도까지 냉각]

2차 냉각의 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도는, 판 두께 중심부에 있어서 소정량의 템퍼링 마르텐사이트를 얻기 위한 ??칭 상태 마르텐사이트를 형성하는 데 있어서 특히 중요하다. ??칭 상태 마르텐사이트는 25 내지 600℃의 온도역에 있어서 변태 전의 오스테나이트 입자에 존재하는 미량의 전위를 핵으로 하여 변태함으로써 생성된다. 1차 냉각 후, 25 내지 600℃의 온도역에 도달할 때까지의 평균 냉각 속도를 20℃/초 초과로 함으로써, 변태 전의 오스테나이트 입자에 포함되는 전위의 소멸을 억제할 수 있다. 그 결과로서, 판 두께 중심부의 최종 조직에 있어서 85％ 이상의 템퍼링 마르텐사이트를 확실하게 달성할 수 있다. 2차 냉각의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 23℃/초 이상이다. 또한, 2차 냉각의 냉각 정지 온도는 25℃ 이상이지만, 생산성을 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 100℃ 이상이다. 한편, 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 함으로써, 판 두께 중심부에 있어서의 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트의 생성을 억제하면서, 소정량의 마르텐사이트의 생성을 확실하게 할 수 있다. 2차 냉각의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 500℃ 이하이다.

[템퍼링 공정]

냉각 공정 후의 냉연 강판은, 판 두께 중심부에 있어서 주로 ??칭 상태 마르텐사이트를 포함한다. 따라서, 다음의 템퍼링 공정에 있어서 이 ??칭 상태 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 템퍼링할 필요가 있다. 보다 구체적으로는, 템퍼링 공정에서는 냉연 강판을 100 내지 400℃의 온도역에서 150 내지 1000초의 시간에 걸쳐 정류시킴으로써, 판 두께 중심부에 있어서의 ??칭 상태 마르텐사이트를 템퍼링 마르텐사이트로 템퍼링하여, 판 두께 중심부가 주로 ??칭 상태 마르텐사이트를 포함하는 경우와 비교하여, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다. 정류 온도를 100℃ 이상으로 함으로써 템퍼링의 효과를 확실하게 얻을 수 있다. 한편, 정류 온도를 400℃ 이하로 함으로써, 과도한 템퍼링을 억제하여 강판의 강도를 높은 레벨로 유지하는 것이 가능해진다. 또한, 정류 시간을 150초 이상으로 함으로써, 소정량의 템퍼링 마르텐사이트를 얻는 것을 확실하게 할 수 있다. 한편, 생산성의 관점에서, 정류 시간은 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다.

[도금 처리 및 표면 처리]

도금 처리로서 강판에 용융 아연 도금 처리를 행하는 경우, 예를 들어 아연 도금욕의 온도보다 40℃ 낮은 온도 이상 또한 아연 도금욕의 온도보다 50℃ 높은 온도 이하의 온도로 강판을 가열 또는 냉각하고, 당해 강판을 아연 도금욕에 통과시킨다. 이러한 용융 아연 도금 처리에 의해, 표면에 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 용융 아연 도금층은, 예를 들어 Fe: 7 내지 15질량％, 그리고 잔부: Zn, Al 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다. 또한, 용융 아연 도금층은 아연 합금이어도 된다.

용융 아연 도금 처리 후에 합금화 처리를 행하는 경우, 예를 들어 용융 아연 도금 강판을 460℃ 이상 600℃ 이하의 온도로 가열한다. 가열 온도가 460℃ 미만이면, 합금화가 불충분한 경우가 있다. 한편, 가열 온도가 600℃ 초과이면, 합금화가 과잉이 되어 내식성이 열화되는 경우가 있다. 이러한 합금화 처리에 의해, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.

또한, 전기 도금 처리, 증착 도금 처리 등의 도금 처리를 강판에 실시해도 되고, 또한 전기 도금 처리 후에 합금화 처리를 행해도 된다. 또한, 유기 피막의 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류 또는 무기 염류 처리, 논 크롬 처리 등의 표면 처리를 강판에 실시해도 된다.

[후공정의 템퍼링]

마지막으로, 강판의 강도 등을 조정하기 위해, 임의 선택으로, 강판에 추가의 템퍼링을 실시해도 된다. 이러한 템퍼링은, 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 200 내지 500℃의 온도역에 강판을 2초 이상 정류시킴으로써 실시해도 된다.

이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 전혀 한정되는 것은 아니다.

실시예

[예 A]

본 예에서는, 먼저, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 판 두께 20㎜의 연속 주조 슬래브를 1100 내지 1250℃의 범위 내의 소정의 온도로 가열하고, 마무리 압연의 종료 온도가 840 내지 1050℃가 되는 조건하에서 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 후 3초 이내에 40℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 표 2에 나타내는 권취 온도에서 권취하였다. 권취 후의 열연 코일은 최고 온도를 580℃ 이하로 제어함과 함께, 당해 열연 코일의 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간은 3.5시간 이하로 하였다. 열연 코일의 온도는, 당해 열연 코일의 내측 단부로부터 길이 방향의 외측 단부를 향하여 약 25m의 위치에 열전대를 삽입함으로써 측정하였다. 다음에, 얻어진 열연 강판을 산세하고, 이어서 표 2에 나타내는 압하율로 냉간 압연을 실시하였다. 이어서, 얻어진 냉연 강판에 표 2에 나타내는 조건하에서 어닐링을 실시함으로써 강판의 표층부를 탈탄하여 연화하고, 이어서 마찬가지로 표 2에 나타내는 조건하에서 냉각 및 템퍼링을 실시하였다. 표 3에 있어서, 표층 연질부를 편측에만 마련하고 있는 강판은, 어닐링 공정 시에 2매의 냉연 강판을 겹쳐서 어닐링을 실시함으로써 강판의 한쪽의 표층부만을 탈탄하여 연화한 것이다. 마지막으로, 필요에 따라서, 도금 및 합금화 그리고 추가의 템퍼링 처리를 행하여 제품의 강판을 얻었다. 얻어진 강판으로부터 채취한 시료에 대해서, 판 두께 중심부에 상당하는 부분의 화학 조성을 분석한바, 표 1에 나타내는 화학 조성과 변화가 없었다.

[표 1]

[표 2]

얻어진 강판의 특성은 이하의 방법에 의해 측정 및 평가하였다.

[표층 연질부의 두께, 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc) 및 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)]

「표층 연질부의 두께」, 「판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)」 및 「표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)」는, 이하와 같이 하여 결정하고, 비커스 경도 시험에 대해서는, JIS Z 2244-1:2020에 준거하여 행했다. 먼저, 강판의 판 두께 1/2 위치에서의 비커스 경도를 압입 하중 10g중으로 측정하고, 이어서 그 위치로부터 판 두께에 수직인 방향이고 또한 압연 방향에 평행한 선 위에 마찬가지로 압입 하중 10g중으로 합계 5점의 비커스 경도를 측정하고, 그들의 평균값을 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)로서 결정하였다. 각 측정점의 간격은 압흔의 4배 이상의 거리로 하였다. 다음에, GDS를 사용하여 표면으로부터 깊이 방향으로 C 농도를 측정하고, 표면으로부터 C 농도가 점차 증가하여 모상의 평균 C 농도의 1/2이 될 때까지의 영역을 표층 연질부라고 정의하고, 표층 연질부의 두께(％)를 결정하였다. 이와 같이 하여 결정된 표층 연질부 내에서 랜덤하게 10점의 비커스 경도를 압입 하중 10g중으로 측정하고, 그들의 평균값을 산출함으로써 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)를 결정하였다.

[내부 산화층 두께]

내부 산화층의 두께는, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 강판의 표층 부분을 포함하는 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하여 당해 단면을 SEM 관찰하고, 강판의 표면으로부터 강판의 판 두께 방향(강판의 표면에 수직인 방향)으로 진행된 경우에 있어서의 강판 표면으로부터 내부 산화물이 존재하는 가장 먼 위치까지의 거리를 측정함으로써 결정하였다. 측정 깊이는 강판의 표면으로부터 50㎛까지의 영역으로 하였다.

[표층 근방의 보이드 면적률]

표층 근방의 보이드 면적률은 이하와 같이 하여 결정하였다. 먼저, 버프 연마에 의해 관찰면을 경면 마무리로 한 것을 관찰 시료로 하였다. 이어서, SEM에 의해 관찰 시료의 표면 또는 도금층과 지철의 계면으로부터 5㎛ 아래를 중심으로 하여 배율 9000배로 촬영하고, 10㎛×10㎛의 영역을 1시야로 하여, 인접하는 연속된 15시야의 반사 전자 요철상을 얻었다. 요철 부분이 관찰된 영역을 EDS에 의해 분석하고, 개재물인지 공극인지의 판별을 행하고, 순수한 공극 부분만을 보이드로서 계상하고, SEM에 의해 촬영한 10㎛×150㎛의 영역에 차지하는 보이드의 비율을 보이드 면적률로서 결정하였다.

[인장 강도 및 전연신율]

인장 강도 TS 및 전연신율 t-El은, 강판의 판 폭 방향에 평행한 방향(C 방향)으로 채취한 JIS5호 시험편에 기초하여 JIS Z 2241:2011에 준거한 인장 시험을 행함으로써 측정하였다.

[굽힘 가공성의 평가]

굽힘 가공성은 VDA(독일 자동차 공업회 규격) 238-100:2017-04에 준거한 굽힘 시험에 의해 굽힘 각도 α(°)를 측정함으로써 평가하였다.

[흠집 발생의 평가]

흠집의 발생은 실온에서 강판의 표면(강판의 표면에 도금층이 존재하는 경우에는, 도금층과 강판의 계면)으로부터 5㎛의 깊이 위치를, 비커스 경도 시험기(하중 100g중)로 10개소 압하했을 때, 압흔의 주위에 길이 3㎛ 이상의 미소 균열이 발생하는지의 여부에 의해 평가하였다. 구체적으로는, 미소 균열이 발생하지 않은 경우를 합격(OK), 미소 균열이 발생한 경우를 불합격(NG)으로 하여 평가하였다.

인장 강도가 1250㎫ 이상, 전연신율이 10％ 이상, 굽힘 각도가 70° 이상, 및 미소 균열이 발생하지 않은 경우를, 개선된 굽힘 가공성을 갖고 또한 흠집의 발생에 대해서도 억제 가능한 고강도 강판으로서 평가하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3에 있어서, 표층 연질부가 판 두께 중심부의 양측에 형성되어 있는 강판에 대해서는, 한쪽의 측의 표층 연질부 및 내부 산화층에 관한 값만을 나타내고 있다. 그러나, 이들 강판은 그 양측에서 동일한 처리를 행하여 제조되어 있으므로, 표층 연질부 및 내부 산화층에 관한 값은, 강판의 양측에서 실질적으로 동일하고, 실제로 몇 가지의 강판에 있어서 이들 값이 강판의 양측에서 동일한 것을 확인하였다.

[표 3-1]

[표 3-2]

표 3을 참조하면, 비교예 22에서는, 템퍼링 마르텐사이트 및 ??칭 상태 마르텐사이트의 합계 면적률은 비교적 높았지만, C 함유량이 낮았기 때문에 인장 강도가 저하되었다. 비교예 23에서는, C 함유량이 높았기 때문에 인장 강도는 향상되었지만, 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 24에서는, Si 함유량이 높았기 때문에 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 25에서는, Mn 함유량이 높았기 때문에 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 26에서는, Al 함유량이 높았기 때문에 조대한 Al 산화물이 생성된 것으로 생각되고, 그 결과로서 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 27에서는, Cr 함유량이 높았기 때문에 조대한 Cr 탄화물이 생성된 것으로 생각되고, 그 결과로서 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 28에서는, Si, Mn, Al 및 Cr의 합계 함유량이 낮았기 때문에, 내부 산화층을 충분히 형성할 수 없어, 그 결과로서 표면 경도가 저하되어, 미소 균열의 발생이 관찰되었다. 비교예 29에서는, 권취 온도가 높았기 때문에 열간 압연 공정 시에 내부 산화층이 형성되어 버렸다. 이 때문에, 그 후의 냉간 압연 시에 내부 산화물의 주위에 보이드가 형성되었다고 생각되고, 그 결과로서 최종 제품의 강판에 있어서 표층 근방의 보이드 면적률을 충분히 저감할 수 없어, 미소 균열의 발생이 관찰되었다. 비교예 30에서는, 2차 냉각의 정지 온도가 높았기 때문에 판 두께 중심부에 있어서 소망량의 템퍼링 마르텐사이트가 생성되지 않아, 결과로서 인장 강도가 저하되었다. 비교예 31에서는, 1차 냉각의 평균 냉각 속도가 빨랐기 때문에, 표층 연질부에 있어서 페라이트를 충분히 생성시킬 수 없어, 그 결과로서 Hs/Hc의 값이 높아져, 굽힘 가공성이 저하되었다. 비교예 32에서는, 어닐링 공정에서의 산소 분압 P_O2의 대수 logP_O2가 낮았기 때문에, 탈탄이 촉진되지 않아, 내부 산화층을 충분히 형성할 수 없었다. 그 결과로서 표면 경도가 저하되어, 미소 균열의 발생이 관찰되었다.

이와는 대조적으로, 실시예 1 내지 21에서는, 소정의 화학 조성 및/또는 마이크로 조직을 갖는 판 두께 중심부 및 표층 연질부를 그들의 평균 비커스 경도가 Hs/Hc≤0.50을 충족하도록 제어하고, 또한 내부 산화층을 강판 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께로 하면서, 표층 근방의 보이드 면적률을 3.0％ 이하로 제어함으로써, 1250㎫ 이상의 고강도를 가짐에도 불구하고 굽힘 가공성을 개선할 수 있고, 나아가 강판 표면에 있어서의 흠집의 발생에 대해서도 현저하게 억제할 수 있었다.

[예 B]

본 예에서는, 권취 후의 열 이력의 제어가, 얻어지는 강판의 특성에 미치는 영향에 대하여 조사하였다. 구체적으로는, 표 3의 실시예 16을 기준(권취 후의 열연 코일의 최고 온도 567℃ 및 당해 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간 3.5시간)으로 하고, 비교예 33 및 34에 있어서 권취 후의 열연 코일의 최고 온도 및 당해 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간을 변화시켰다. 비교예 33 및 34에 있어서의 다른 제조 조건은, 실시예 16과 동일하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 4]

표 4를 참조하면, 권취 후의 열연 코일의 최고 온도가 580℃ 이하이고, 당해 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간이 4시간 이하인 실시예 16에서는, 이미 표 3에서도 나타낸 바와 같이, 최종 제품의 강판에 있어서 표층 근방의 보이드 면적률이 0.0％이며, 그러므로 3.0％ 이하로 충분히 저감되어 있었다. 그 결과로서, 실시예 16에서는 미소 균열의 발생은 관찰되지 않았다. 한편, 권취 후의 열연 코일의 최고 온도가 580℃ 초과의 비교예 33 및 최고 온도로부터 500℃까지의 온도역에 있어서의 유지 시간이 4시간 초과의 비교예 34에서는, 표층 근방의 보이드 면적률을 3.0％ 이하로 제어할 수 없어, 미소 균열의 발생이 관찰되었다. 이 결과는, 권취 후의 열연 코일의 최고 온도가 높거나 또는 유지 시간이 길었기 때문에 열간 압연 공정 시에 내부 산화층이 형성되어 버려, 그 후의 냉간 압연 시에 내부 산화물의 주위에 보이드가 형성된 것에 기인하는 것으로 생각된다.

Claims

판 두께 중심부와, 상기 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 포함하는 고강도 강판이며,
상기 판 두께 중심부가, 질량％로,
C: 0.10 내지 0.30％,
Si: 0.01 내지 2.50％,
Mn: 0.10 내지 10.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.0500％ 이하,
Al: 0 내지 1.50％,
N: 0.0100％ 이하,
O: 0.0060％ 이하,
Cr: 0 내지 2.00％,
Mo: 0 내지 1.00％,
B: 0 내지 0.0100％,
Ti: 0 내지 0.30％,
Nb: 0 내지 0.30％,
V: 0 내지 0.50％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Ca: 0 내지 0.040％,
Mg: 0 내지 0.040％,
REM: 0 내지 0.040％, 그리고
잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,
1.50≤[Si]+[Mn]+[Al]+[Cr]≤20.00을 충족하고, 식 중, [Si], [Mn], [Al] 및 [Cr]은 각 원소의 함유량(질량％)인 화학 조성을 갖고,
면적률로,
템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,
상기 표층 연질부가, 10㎛ 초과로부터 판 두께의 5.0％ 이하의 두께를 갖고,
면적률로,
페라이트: 80％ 이상을 포함하는 마이크로 조직을 갖고,
상기 고강도 강판의 표면으로부터 3㎛ 이상의 두께를 갖는 내부 산화층을 포함하고,
상기 판 두께 중심부의 평균 비커스 경도(Hc)와 상기 표층 연질부의 평균 비커스 경도(Hs)가 Hs/Hc≤0.50을 충족하고,
상기 고강도 강판의 표면으로부터 10㎛의 깊이 위치까지의 영역에 있어서의 보이드 면적률이 3.0％ 이하인, 고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 판 두께 중심부가, 면적률로,
템퍼링 마르텐사이트: 85％ 이상,
페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 15％ 미만, 그리고
??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만으로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는, 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 표층 연질부가, 면적률로,
페라이트: 80％ 이상,
템퍼링 마르텐사이트, 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트 중 적어도 1종: 합계로 20％ 미만,
펄라이트: 5％ 미만, 그리고
??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만으로 이루어지는 마이크로 조직을 갖는, 고강도 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 표층 연질부의 표면에, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 또는 전기 아연 도금층을 더 포함하는, 고강도 강판.