KR102527545B1 - 고강도 강판 - Google Patents

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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

가공성, 굽힘 하중 및 굽힘성이 높아진 고강도 강판을 제공한다. 해당 고강도 강판은, 판 두께 중심부와 판 두께 중심부의 편측 또는 양측에 형성된 표층 연질부를 갖고, 판 두께 중심부의 금속 조직이, 면적률로, 템퍼드 마르텐사이트: 85％ 이상, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 15％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고, 표층 연질부의 금속 조직이, 면적률로, 페라이트: 65％ 이상, 펄라이트: 5％ 이상 20％ 미만, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 10％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고, 표층 연질부의 펄라이트끼리의 평균 간격이 3㎛ 이상이고, 판 두께 중심부의 비커스 경도(Hc)와 표층 연질부의 비커스 경도(Hs)가, 0.50≤Hs/Hc≤0.75를 충족한다.

Description

고강도 강판
본 발명은, 고강도 강판에 관한 것이다.
근년, 환경 보전으로 이어지는 자동차의 연비 향상 등의 관점에서, 자동차용 강판을 고강도화하여 얇게 하여, 차체를 경량화할 것이 요구되고 있다. 일반적으로, 강판은 강도가 향상되면 가공성이 떨어진다. 그러나 근년의 자동차의 골격계 부품 등에 사용되는 고강도 강판은, 구멍 확장성이나 연성과 같은 가공성의 향상도 요구된다. 또한, 고강도 강판의 가공은 굽힘 성형이 주체가 되어, 양호한 굽힘성도 중요해진다.
그런데 강판의 굽힘 가공에 있어서, 굽힘 외주 표층부에는 원주 방향으로 인장 응력이 가해지는 한편, 굽힘 내주 표층부에는 압축 응력이 가해진다. 그 때문에, 고강도 강판의 굽힘성에는 표층부의 상태가 영향을 미친다. 그래서 고강도 강판의 표층부에 연질층을 마련함으로써 굽힘 가공 시에 표층부에 발생하는 인장 응력, 압축 응력을 완화하여, 고강도 강판의 굽힘성을 개선하는 기술이 알려져 있다.
이러한 표층부에 연질층을 갖는 고강도 강판에 관하여, 하기 특허문헌 1 내지 3에 이하와 같은 강판 및 그들의 제조 방법이 개시되어 있다.
먼저, 특허문헌 1에서는, 강판과 도금층의 계면으로부터 강판측을 향해 차례로, Si 및/또는 Mn의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 상기 내부 산화층을 포함하는 연질층과, 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 구성되는 경질층을 갖고, 상기 연질층의 평균 깊이 T가 20㎛ 이상, 및 상기 내부 산화층의 평균 깊이 t가 4㎛ 이상, 상기 T 미만을 충족하는 것을 특징으로 하는 고강도 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.
다음으로, 특허문헌 2에서는, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치의 비커스 경도로부터, 강판 표면으로부터 깊이 20㎛ 위치의 비커스 경도를 뺀 값(ΔHv)이 30 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.
다음으로, 특허문헌 3에서는, 표층으로부터 판 두께 방향으로 5㎛ 위치의 비커스 경도가 판 두께 방향의 1/2 위치의 경도의 80％ 이하이고, 표층으로부터 판 두께 방향으로 15㎛ 위치의 경도가 판 두께 방향의 1/2 위치의 비커스 경도의 90％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법이 기재되어 있다.
일본 특허 공개 제2015-34334호 공보 일본 특허 공개 제2015-117403호 공보 국제 공개 제2016/013145호
그러나 자동차의 골격계 부품 등에 사용되는 고강도 강판은, 굽힘성 및 가공성을 향상시킴과 함께, 굽힘 하중도 동시에 높아질 것이 요구된다.
그래서 본 발명은 종래 기술의 현 상황에 비추어, 가공성, 굽힘 하중 및 굽힘성이 높아진 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 종래 지견인 표층에 연화부를 갖는 강판을 제조하여, 굽힘성을 조사하였다. 또한 본 발명자들은, 강판의 굽힘 하중을 높이기 위해, 표층에 있어서 연질 조직 중에 경질 조직이 분포된 표층 연질부를 갖는 강판을 제조하여 굽힘성을 조사하였다. 그 결과, 표층 연질부에 분포시키는 경질 조직으로서 펄라이트를 활용하고, 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격을 제어함으로써, 강판의 굽힘 하중 및 굽힘성을 동시에 높일 수 있음을 알아냈다. 또한, 전술한 표층 연질부의 금속 조직 제어에 더하여, 판 두께 중심부의 금속 조직도 제어함으로써, 굽힘성과 가공성이 보다 우수한 고강도 강판이 얻어짐을 알아냈다. 이와 같이 하여 얻어진 본 발명의 요지는 이하와 같다.
(1) 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, 템퍼드 마르텐사이트: 85％ 이상, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 15％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고, 상기 표층 연질부의 금속 조직이, 면적률로, 페라이트: 65％ 이상, 펄라이트: 5％ 이상 20％ 미만, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 10％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고, 편측 또는 양측에 형성된 상기 표층 연질부의 각각의 두께가 10㎛ 초과, 또한 판 두께의 15％ 이하이고, 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 충족하고, 상기 판 두께 중심부의 성분 조성이, 질량％로, C: 0.10％ 이상, 0.30％ 이하, Si: 0.01％ 이상, 2.5％ 이하, Al: 0％ 이상, 2.50％ 이하, Mn: 0.1％ 이상, 10.0％ 이하, P: 0.10％ 이하, S: 0.050％ 이하, N: 0.0100％ 이하, O: 0.0060％ 이하, Cr: 0％ 이상, 5.0％ 이하, Mo: 0％ 이상, 1.00％ 이하, B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하, Nb: 0％ 이상, 0.30％ 이하, Ti: 0％ 이상, 0.30％ 이하, V: 0％ 이상, 0.50％ 이하, Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하, Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하, Mg: 0％ 이상, 0.040％ 이하, 및 REM: 0％ 이상, 0.040％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
(2) 상기 판 두께 중심부의 성분 조성이, 질량％로, Cr: 0.1％ 이상, 5.0％ 이하,
Mo: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하, B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하, Nb: 0.001％ 이상, 0.30％ 이하, Ti: 0.001％ 이상, 0.30％ 이하, V: 0.001％ 이상, 0.50％ 이하, Ni: 0.0001％ 이상, 1.00％ 이하, Cu: 0.001％ 이상, 1.00％ 이하, Ca: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하, Mg: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하, 및 REM: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 청구항 1에 기재된 고강도 강판.
(3) 상기 표층 연질부의 C 함유량이 상기 판 두께 중심부의 C 함유량의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 또는 (2)의 고강도 강판.
(4) 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것의 고강도 강판.
(5) 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것의 고강도 강판.
본 발명에 따르면, 가공성, 굽힘 하중 및 굽힘성이 높아진 고강도 강판을 제공할 수 있다. 이러한 본 발명의 고강도 강판은, 예를 들어 자동차 등의 골격계 부품에 적합하다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
본 실시 형태의 고강도 강판은, 판 두께 중심부와 해당 판 두께 중심부의 편면측 또는 양면측에 형성된 표층 연질부를 갖는다. 먼저, 판 두께 중심부 및 표층 연질부의 금속 조직에 대해 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 금속 조직의 분율은, 고강도 강판의 단면에 있어서의 각 조직의 비율을 면적률로 나타내는 것이다. 따라서, 금속 조직의 분율의 설명에 있어서, 「％」는 「면적％」를 의미한다.
[판 두께 중심부]
먼저, 판 두께 중심부의 금속 조직은, 85％ 이상의 템퍼드 마르텐사이트와, 합계로 15％ 미만의 페라이트, 베이나이트, 펄라이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상과, 5％ 미만의 ??칭 상태 마르텐사이트를 포함한다.
「템퍼드 마르텐사이트: 85％ 이상」
템퍼드 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질이며, 강판의 인장 강도의 향상에 기여하는 조직이다. 템퍼드 마르텐사이트의 면적률이 85％ 미만인 경우, 강판은 1180㎫ 이상의 인장 강도를 충족하면서 충분한 구멍 확장성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이것은, 조직의 균일성이 떨어지기 때문이다. 따라서, 템퍼드 마르텐사이트의 면적률은 85％ 이상이 되며, 100％여도 된다.
「페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 이상: 합계로 15％ 미만」
페라이트는, 연질의 조직이므로 변형되기 쉬워, 강판의 연성의 향상에 기여한다. 그러나 경질 조직과 페라이트의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있다. 페라이트가 15％ 이상이면, 파괴의 기점이 될 수 있는 계면이 많아지기 때문에, 강판의 구멍 확장성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 페라이트는 15％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
베이나이트는, 전위 밀도가 높은 라스상의 베이니틱 페라이트와 베이니틱 페라이트의 계면 혹은 내부의 탄화물을 포함하며, 경질이다. 그 때문에, 베이나이트는 강판의 인장 강도의 향상에 기여한다. 베이나이트가 15％ 이상이면, 강판은 1180㎫ 이상의 인장 강도를 충족할 수 있지만, 조직의 균일성이 떨어져 구멍 확장성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 베이나이트는 15％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태(Transformation Induced Plasticity: TRIP) 효과에 의해, 강판의 연성 향상에 기여하는 조직이다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태에 의해 ??칭 상태 마르텐사이트로 변태되므로, 강판의 구멍 확장성을 떨어뜨리는 경우가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트는 15％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
펄라이트는, 연질인 페라이트와 경질인 시멘타이트가 층상으로 배열된 경질인 조직이며, 강판의 인장 강도의 향상에 기여하는 조직이다. 그러나 연질인 페라이트와 경질인 시멘타이트의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있다. 펄라이트가 15％ 이상이면, 이러한 파괴의 기점이 될 수 있는 계면이 많아지기 때문에, 강판의 구멍 확장성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 펄라이트는 15％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 2종 이상을 함유하는 경우, 이들 조직의 합계가 15％ 이상이면 강판의 구멍 확장성이 떨어지는 경우가 있으므로, 이들 조직의 합계를 15％ 미만으로 한다.
「??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만」
??칭 상태 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 매우 경질인 조직이며, 강판의 인장 강도의 향상에 기여한다. 그러나 ??칭 상태 마르텐사이트는 매우 경질이기 때문에, ??칭 상태 마르텐사이트와 다른 조직의 강도 차가 크다. 그 때문에, ??칭 상태 마르텐사이트와 다른 조직의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있다. 이러한 계면이 많아지면 강판의 구멍 확장성을 떨어뜨리는 경우가 있다. 그 때문에, ??칭 상태 마르텐사이트는 5％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
[표층 연질부]
표층 연질부의 금속 조직은, 적어도 페라이트와 펄라이트를 포함하는 혼합 조직이다. 보다 구체적으로는, 본 실시 형태의 표층 연질부의 금속 조직은, 65％ 이상의 페라이트와, 5％ 이상 20％ 미만의 펄라이트와, 합계로 10％ 미만의 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상과, 5％ 미만의 ??칭 상태 마르텐사이트로 구성된다.
「페라이트: 65％ 이상」
페라이트는, 연질의 조직이므로 변형되기 쉬워, 강판의 굽힘성의 향상에 기여한다. 페라이트가 65％ 미만이면, 강판이 구부러졌을 때, 표층 연질부를 충분히 변형시킬 수 없어 강판의 굽힘성이 낮아지는 경우가 있다. 그 때문에, 표층 연질부의 페라이트는 65％ 이상 필요하다. 단, 후술하는 바와 같이, 표층 연질부에는 펄라이트도 5％ 이상 필요하므로, 페라이트의 상한은 95％이다.
「펄라이트: 5％ 이상 20％ 미만」
펄라이트는, 페라이트 중에 분산되어, 연질인 페라이트와 경질인 시멘타이트가 층상으로 배열된 경질인 조직이다. 또한, 펄라이트는, 강판의 굽힘 하중을 높일 수 있는 조직이다. 표층 연질부의 펄라이트가 5％ 미만이면, 강판의 굽힘 하중이 충분히 높아지지 않는 경우가 있다. 한편, 표층 연질부의 펄라이트가 20％ 이상이면, 펄라이트와 연질인 페라이트의 계면이 많아진다. 당해 계면은 크랙의 기점이 될 수 있으므로, 당해 계면이 많아지면, 강판의 굽힘성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 펄라이트는 5％ 이상 20％ 미만이 된다.
「템퍼드 마르텐사이트: 10％ 미만」
템퍼드 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 경질이며, 강판의 굽힘 하중을 높일 수 있는 조직이다. 단, 템퍼드 마르텐사이트가 10％ 이상이면, 경질인 템퍼드 마르텐사이트와 연질인 페라이트의 계면이 많아진다. 당해 계면은 크랙의 기점이 될 수 있으므로, 당해 계면이 많아지면, 강판의 굽힘성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼드 마르텐사이트는 10％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
「베이나이트: 10％ 미만」
베이나이트는, 전위 밀도가 높은 라스상의 베이니틱 페라이트와 베이니틱 페라이트의 계면 혹은 내부의 탄화물을 포함하며, 경질이다. 그 때문에, 베이나이트는 강판의 굽힘 하중을 높일 수 있는 조직이다. 그러나 베이나이트가 10％ 이상이면, 베이나이트와 연질인 페라이트의 계면이 많아진다. 당해 계면은 크랙의 기점이 될 수 있으므로, 당해 계면이 많아지면, 강판의 굽힘성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, 베이나이트는 10％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
「잔류 오스테나이트: 10％ 미만」
잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태 효과에 의해 강판의 연성 향상에 기여하는 조직이다. 한편, 잔류 오스테나이트는, 가공 유기 변태에 의해 ??칭 상태 마르텐사이트로 변태되므로, 강판의 굽힘성을 떨어뜨리는 경우가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트는 10％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 2종 이상을 함유하는 경우, 이들 조직의 합계가 10％ 이상이 되면, 강판의 굽힘성이 떨어지는 경우가 있다. 그 때문에, 이들 조직의 합계는 10％ 미만이 되는 것이 바람직하다.
「??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만」
??칭 상태 마르텐사이트는, 전위 밀도가 높고 매우 경질인 조직이며, 강판의 굽힘 하중을 높일 수 있는 조직이다. 그러나 ??칭 상태 마르텐사이트는 매우 경질이므로, ??칭 상태 마르텐사이트와 다른 조직의 강도 차가 크다. 그 때문에, ??칭 상태 마르텐사이트와 다른 조직의 계면은 파괴의 기점이 될 수 있다. 이러한 계면이 많아지면, 강판의 굽힘성이 크게 떨어지는 경우가 있다. 그 때문에, ??칭 상태 마르텐사이트는 5％ 미만이 되며, 제로여도 된다.
또한, 본 발명에 있어서, 판 두께 중심부에 있어서의 각 금속 조직의 동정 및 면적률의 산출은, 이하와 같이 행해진다.
「페라이트」
먼저, 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취하고, 당해 단면을 관찰면으로 한다. 이 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100㎛×100㎛의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 주사형 전자 현미경에 의해 1000 내지 50000배로 하여 관찰함으로써 볼 수 있는 전자 채널링 콘트라스트 상은, 결정립의 결정 방위 차를 콘트라스트의 차로서 표시하는 상이다. 이 전자 채널링 콘트라스트 상에 있어서 균일한 콘트라스트의 부분이 페라이트이다. 그리고 이와 같이 하여 동정되는 페라이트의 면적률을 포인트 카운팅법(ASTM E562 준거)에 의해 산출한다.
「펄라이트」
먼저, 상기 관찰면을 나이탈 시약으로 부식시킨다. 부식된 관찰면 중, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치를 중심으로 하는 100㎛×100㎛의 영역을 관찰 영역으로 한다. 이 관찰 영역을 광학 현미경으로 1000 내지 50000배로 하여 관찰하고, 관찰 상에 있어서 어두운 콘트라스트의 영역을 펄라이트로 한다. 그리고 이와 같이 하여 동정되는 펄라이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.
「베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트」
상기한 바와 같이 나이탈 시약으로 부식된 관찰 영역을 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의해 1000 내지 50000배로 하여 관찰한다. 이 관찰 영역에 있어서, 조직 내부에 포함되는 시멘타이트의 위치 및 시멘타이트의 배열로부터, 이하와 같이 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 동정한다.
베이나이트의 존재 상태로서는, 라스상의 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우나, 라스상의 베이니틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우가 있다. 라스상의 베이니틱 페라이트의 계면에 시멘타이트 또는 잔류 오스테나이트가 존재하고 있는 경우에는, 베이니틱 페라이트의 계면을 알 수 있으므로 베이나이트를 동정할 수 있다. 또한, 라스상의 베이니틱 페라이트의 내부에 시멘타이트가 존재하고 있는 경우, 베이니틱 페라이트와 시멘타이트의 결정 방위 관계가 1종류이며, 시멘타이트가 동일한 베리언트를 갖는다는 점에서, 베이나이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 베이나이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.
템퍼드 마르텐사이트에서는, 마르텐사이트 라스의 내부에 시멘타이트가 존재하는데, 마르텐사이트 라스와 시멘타이트의 결정 방위가 2종류 이상 있고, 시멘타이트가 복수의 베리언트를 갖는다는 점에서, 템퍼드 마르텐사이트를 동정할 수 있다. 이와 같이 하여 동정되는 템퍼드 마르텐사이트의 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다.
「??칭 상태 마르텐사이트」
먼저, 상기 페라이트의 동정에 사용한 관찰면과 마찬가지의 관찰면을 레페라액으로 에칭하고, 상기 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 오스테나이트로 한다. 그리고 이와 같이 하여 동정되는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 면적률을 포인트 카운팅법에 의해 산출한다. 다음으로, 이하와 같이 하여 산출되는 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률이라고 간주하고, 당해 면적률을 상기 합계 면적률로부터 뺌으로써, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률을 산출할 수 있다.
「잔류 오스테나이트」
잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법으로 구할 수 있다. 먼저, 상기한 바와 같이 채취한 시료 중 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치까지를 기계 연마 및 화학 연마에 의해 제거하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 위치의 면을 노출시킨다. 그리고 이와 같이 하여 노출된 면에 MoKα선을 조사하여, bcc상의 (200)면, (211)면, 및 fcc상의 (200)면, (220)면, (311)면의 회절 피크의 적분 강도비를 구한다. 이 회절 피크의 적분 강도비로부터, 잔류 오스테나이트의 체적률을 산출할 수 있다. 이 산출 방법으로서는, 일반적인 5피크법을 사용할 수 있다. 이와 같이 하여 구한 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 표층 연질부에 있어서의 각 금속 조직의 동정 및 면적률의 산출은, 이하와 같이 행해진다.
먼저, 상기 판 두께 중심부에 있어서의 금속 조직의 동정 방법과 마찬가지로 시료를 채취한다. 당해 시료의 관찰면 중, 후술하는 바와 같이 하여 표층 연질부로 정의되는 범위 내에 있어서, 판 두께 방향으로 치우침이 없도록 랜덤하게 복수의 관찰 영역을 선택한다. 이들 관찰 영역의 합계 면적은, 2.0×10-9㎡ 이상이 된다. 잔류 오스테나이트 이외의 조직의 동정 방법은, 관찰 영역이 다른 것 이외에, 상기 판 두께 중심부에 있어서의 금속 조직의 동정 방법과 마찬가지이다.
표층 연질부의 잔류 오스테나이트의 체적률은, 전자 후방 산란 회절법(EBSD: Electron BackScattering Diffraction법)에 의해, 관찰 영역의 결정 방위 정보를 취득함으로써 구할 수 있다.
구체적으로는, 먼저 강판의 압연 방향에 평행인 판 두께 단면을 갖는 시료를 채취한다. 당해 단면을 관찰면으로 하고, 에머리지에 의한 습식 연마, 1㎛의 평균 입자 사이즈를 갖는 다이아몬드 지립에 의한 연마, 및 화학 연마를 관찰면에 순차 실시한다. 그리고 이와 같이 연마된 관찰면 중 후술하는 방법에 의해 표층 연질부라고 판단되는 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.
이때, 본 발명에서는 결정 방위의 데이터 취득 소프트웨어로서, 가부시키가이샤 TSL 솔루션즈 제조의 소프트웨어 「OIM Data Collection TM(ver.7)」 등을 사용하였다. 취득한 결정 방위 정보는, 가부시키가이샤 TSL 솔루션즈 제조의 소프트웨어 「OIM Analysis TM(ver.7)」으로 bcc상과 fcc상으로 분리하였다. 이 fcc상이 잔류 오스테나이트이다. 이와 같이 하여 구해지는 잔류 오스테나이트의 체적률을 잔류 오스테나이트의 면적률이라고 간주하고, 상기한 바와 같이 ??칭 상태 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트라고 판단되는 영역의 면적률로부터 뺌으로써, ??칭 상태 마르텐사이트의 면적률을 구할 수 있다.
또한, 본 발명의 고강도 강판에 있어서, 편측의 표층 연질부의 두께는 10㎛ 이상, 또한 판 두께의 15％ 이하이다. 또한, 표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상이다. 또한, 표층 연질부에 있어서, 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hc와 표층 연질부의 비커스 경도 Hs의 비 Hs/Hc는, 0.50≤Hs/Hc≤0.75를 충족한다.
「표층 연질부의 두께: 10㎛ 초과, 또한 판 두께의 15％ 이하」
표층 연질부는, 굽힘성을 향상시키는 효과가 있다. 표층 연질부의 두께가 10㎛ 이하에서는, 표층 연질부를 마련한 효과는 거의 얻어지지 않는다. 한편, 표층 연질부의 두께가 판 두께의 15％를 초과하면, 굽힘 하중 및 인장 강도가 크게 저하되는 경우가 있다. 따라서, 본 발명의 고강도 강판에서는, 표층 연질부의 두께를 10㎛ 이상, 또한 판 두께의 15％ 이하로 한다. 강판의 양측에 표층 연질부를 갖는 경우에는, 각각의 표층 연질부에 대해, 두께를 10㎛ 이상, 또한 판 두께의 15％ 이하로 한다.
「표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격이 3㎛ 이상」
경질인 펄라이트와 연질인 페라이트의 계면은 경도 차가 크기 때문에, 당해 계면이 파괴의 기점이 되어 강판의 굽힘성의 열화를 초래하는 경우가 있다. 그러나 표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격이 3㎛ 이상으로 됨으로써, 상기 계면에 생성되는 보이드끼리의 연결이 억제되어, 강판의 굽힘성의 열화가 억제될 수 있다. 상기 평균 간격의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 표층 연질부의 경도 Hs나 굽힘 하중의 저하를 억제하는 관점에서는, 상기 평균 간격은 50㎛ 이하인 것이 바람직하다.
펄라이트의 평균 간격 D를 직접적으로 구하는 것은 곤란하다. 그 때문에, 펄라이트의 평균 간격 D는 이하와 같이 하여 구할 수 있다. 즉, 펄라이트의 평균 간격 D는, 펄라이트의 면적률 Ap(0≤Ap≤1)와 펄라이트의 평균 길이 d를 사용하여, 이하의 식 (1)로 정의된다. 여기서, 펄라이트의 평균 길이 d는, 다음과 같이 하여 구할 수 있다. 먼저, 후술하는 바와 같이 하여 정의되는 표층 연질부에 있어서, 판 두께 방향으로 치우침이 없도록 랜덤하게 복수의 관찰 영역을 선택한다. 관찰 영역은, 합계로 2.0×10-9㎡ 이상으로 한다. 다음으로, 관찰 영역 내에 포함되는 펄라이트의 총 면적을 관찰 영역 내에 포함되는 펄라이트의 총 수로 나눈 값을 펄라이트의 평균 면적으로 한다. 그리고 이 펄라이트의 평균 면적의 평방근을 펄라이트의 평균 길이 d로 한다.
Figure 112021064772216-pct00001
「0.50≤Hs/Hc≤0.75」
표층 연질부의 비커스 경도 Hs는, 굽힘성의 향상과 굽힘 하중의 확보에 중요한 인자이다. 표층 연질부의 비커스 경도 Hs와 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hc의 비 Hs/Hc가 0.50 미만이면, 굽힘성은 향상되지만 굽힘 하중의 큰 저하를 초래하는 경우가 있다. 한편, Hs/Hc가 0.75 초과이면, 굽힘 하중이 높아지지만, 굽힘성의 큰 개선을 얻기 어렵다.
또한, 본 발명에 있어서, 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hc 및 표층 연질부의 비커스 경도 Hs는, 이하와 같이 하여 압입 하중 100g중(0.98N)으로 JIS Z 2244(2009)에 준거한 방법에 의해 비커스 경도계를 사용하여 측정하여 결정된다.
먼저, 판 두께의 1/2의 위치로부터 표면을 향해 판 두께의 2％의 간격으로, 판 두께 방향에 수직 또한 압연 방향에 평행인 선 상에 있어서, 5점씩 비커스 경도를 측정한다. 그리고 이와 같이 측정되는 각각의 판 두께 방향 위치의 5점의 비커스 경도의 평균값을 구하고, 그 평균값을 각각의 판 두께 방향 위치에 있어서의 비커스 경도로 한다. 그리고 판 두께의 1/2의 위치에 있어서의 비커스 경도를 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hc로 한다.
다음으로, 판 두께의 1/2의 위치에 있어서의 비커스 경도에 대해 비커스 경도가 0.9배 이하로 되는 판 두께 방향 위치보다 표면측을, 「표층 연질부」라고 정의한다. 이와 같이 하여 정의되는 표층 연질부에 있어서, 랜덤하게 10점의 비커스 경도를 측정하고, 그들 10점의 비커스 경도의 평균값을 표층 연질부의 평균 비커스 경도 Hs로 한다.
본 발명의 강판의 성분 조성은, 상술한 조직이 얻어지는 범위라면 특별히 한정되지 않는다. 이하, 본 발명의 강판에 적합한 성분 조성의 일례에 대해 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한 「％」는 「질량％」를 의미한다.
먼저, 판 두께 중심부의 성분 조성에 대해 설명한다.
「C: 0.10％ 이상, 0.30％ 이하」
C는, 소정량의 템퍼드 마르텐사이트를 확보하여, 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 소정량의 템퍼드 마르텐사이트를 얻고, 인장 강도를, 바람직하게는 1180㎫ 이상으로 향상시키기 위해서는, C의 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.30％를 초과하면, 탄화물의 생성이 과다해져 강판의 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, C의 함유량은 0.30％ 이하인 것이 바람직하다.
「Si: 0.1％ 이상, 2.5％ 이하」
Si는, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또한, Si는 탄화물 및 열처리 후의 잔류 오스테나이트의 형태에 영향을 미치는 원소이다. Si는, 잔류 오스테나이트를 활용하여 강판의 고강도화를 도모하기 위해 유효하다. 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 가공성 열화를 억제하기 위해서는, Si의 함유량이 0.1％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Si의 함유량을 0.1％ 미만으로 억제하는 것은, 현상의 정련 프로세스에서는 비용의 증가를 초래한다. 한편, Si의 함유량이 2.5％를 초과하면, 강판의 취화를 초래하여 가공성을 저하시키는 경우가 있으므로, Si의 함유량은 2.5％ 이하인 것이 바람직하다.
「Al: 0％ 이상, 2.500％ 이하」
Al은, 강의 탈산제로서 작용하여 페라이트를 안정화하는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Al에 의해 페라이트를 안정화하기 위해서는, Al의 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Al의 함유량이 2.500％를 초과하면, 조대한 Al 산화물이 생성되어 강판의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Al의 함유량은 2.50％ 이하인 것이 바람직하다.
「Mn: 0.1％ 이상, 10.0％ 이하」
Mn은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또한, Mn은 ??칭성을 향상시키는 원소이다. 충분한 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 위해서는, Mn의 함유량이 0.1％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 10.0％를 초과하면, 조대한 Mn 산화물이 강 중에 형성되고, 그것이 프레스 성형 시에 파괴의 기점이 되어 강판의 가공성이 떨어지는 경우가 있다. 이 때문에, Mn의 함유량은 10.0％ 이하인 것이 바람직하다.
「P: 0.100％ 이하」
P는, 불순물 원소이며, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되어 인성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, P는 용접부를 취화시키는 원소이다. P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 용접부 강도나 구멍 확장성이 현저하게 저하되는 경우가 있으므로, P의 함유량은 0.10％ 이하인 것이 바람직하다. P의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 또한, P의 함유량은 적을수록 바람직하며, 0％여도 된다. 단, 실용 강판에서 P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감시키기 위해서는, 제조 비용이 대폭 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, P의 함유량의 실질적인 하한은 0.0001％이다.
「S: 0.050％ 이하」
S는, 불순물 원소이며, 용접성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, S는 주조 시와 열연 시의 제조성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, S는 조대한 MnS를 형성하여, 강판의 구멍 확장성을 저하시키는 경우도 있다. S의 함유량이 0.050％를 초과하면, 용접성의 저하, 제조성의 저하, 및 구멍 확장성의 저하가 현저해지므로, S의 함유량은 0.050％ 이하인 것이 바람직하다. S의 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다. S의 함유량은 적을수록 바람직하며, 0％여도 된다. 단, 실용 강판에서 S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감시키기 위해서는, 제조 비용이 대폭 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, S의 함유량의 실질적인 하한은 0.0001％이다.
「N: 0.01000％ 이하」
N은, 조대한 질화물을 형성하여 강판의 굽힘성이나 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, N은 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 될 수 있는 원소이다. N의 함유량이 0.01000％를 초과하면, 강판의 구멍 확장성의 저하나 블로우 홀의 발생이 현저해지므로, N의 함유량은 0.01000％ 이하인 것이 바람직하다. N의 함유량은 적을수록 바람직하며, 0％여도 된다. 단, 실용 강판에서 N의 함유량을 0.00050％ 미만으로 저감시키기 위해서는, 제조 비용이 대폭 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, N의 함유량의 실질적인 하한은 0.00050％이다.
「O: 0.0060％ 이하」
O는, 조대한 산화물을 형성하여 강판의 굽힘성이나 구멍 확장성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, O는 용접 시의 블로우 홀의 발생 원인이 될 수 있는 원소이다. O의 함유량이 0.0060％를 초과하면, 강판의 구멍 확장성의 저하나 블로우 홀의 발생이 현저해지므로, O의 함유량은 0.0060％ 이하인 것이 바람직하다. O의 함유량은 적을수록 바람직하며, 0％여도 된다. 단, 실용 강판에서 O의 함유량을 0.0005％ 미만으로 저감시키기 위해서는, 제조 비용이 대폭 상승하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, O의 함유량의 실질적인 하한은 0.0005％이다.
「Cr: 0％ 이상, 5.00％ 이하」
Cr은, Mn과 마찬가지로 ??칭성을 높여 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Cr에 의해 ??칭성을 높여 강판을 고강도화하기 위해서는, Cr의 함유량은 0.10％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Cr의 함유량이 5.00％를 초과하면, Cr이 강판의 중심부에 편석되어 조대한 Cr 탄화물이 형성되어, 냉간 성형성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, Cr의 함유량은 5.00％ 이하인 것이 바람직하다.
「Mo: 0％ 이상, 1.000％ 이하」
Mo는, Mn, Cr과 마찬가지로 강판의 강화에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Mo에 의해 강판을 고강도화하기 위해서는, Mo의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mo의 함유량이 1.000％를 초과하면, 조대한 Mo 탄화물이 형성되어 강판의 냉간 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Mo의 함유량은 1.000％ 이하인 것이 바람직하다.
「B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하」
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진시키는 원소이다. 또한, B는 강판의 고강도화에 유익한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. B에 의한 상기 효과를 얻기 위해서는, B의 함유량이 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 0.0001％ 미만의 B를 동정하기 위해서는, 세심한 주의를 기울여 분석할 필요가 있는 동시에, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 이른다. 한편, B의 함유량이 0.0100％를 초과하는 경우, 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하여, 그것이 프레스 성형 시의 보이드의 발생 기점이 되어, 강판의 가공성이 떨어지는 경우가 있다. 이 때문에, B의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다.
「Nb: 0％ 이상, 0.300％ 이하」
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하므로 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. Nb에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, Nb의 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb의 함유량이 0.300％를 초과하면, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 현저하게 떨어져, 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Nb의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하다.
「Ti: 0％ 이상, 0.300％ 이하」
Ti는, Nb와 마찬가지로 탄화물의 형태 제어에 중요한 원소이며, 다량의 함유에 의해 페라이트의 강도 증가를 촉진시키는 원소이다. 강판의 가공성의 확보의 관점에서, Ti의 함유량은 적을수록 바람직하며, 0％여도 된다. 그러나 Ti의 함유량을 0.001％ 미만으로 저감시키는 것은 정련 비용의 증가를 초래하므로, Ti의 함유량의 실질적인 하한은 0.001％이다. 한편, Ti의 함유량이 0.300％를 초과하면, 조대한 Ti 산화물 또는 TiN이 강 중에 존재하여 강판의 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, Ti의 함유량은 0.300％ 이하인 것이 바람직하다.
「V: 0％ 이상, 0.500％ 이하」
V도, Ti나 Nb와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하므로 강판의 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. V에 의한 당해 효과를 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, V의 함유량이 0.500％를 초과하면, 미세한 V 탄화물이 다수 석출되어, 강판의 강도가 상승함과 함께 연성이 현저하게 떨어져, 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, V의 함유량은 0.500％ 이하인 것이 바람직하다.
「Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하」
Ni는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Ni에 의해 강판을 고강도화하기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ni의 함유량이 1.00％를 초과하면, 강판의 연성이 저하되어 가공성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Ni의 함유량은 1.00％ 이하인 것이 바람직하다.
「Cu: 0％ 이상, 1.000％ 이하」
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Cu에 의해 강판을 고강도화하기 위해서는, Cu의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Cu의 함유량이 1.000％를 초과하면, 적열 취성을 초래하여 열연에서의 생산성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Cu의 함유량은 1.000％ 이하인 것이 바람직하다.
「Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하」
Ca는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Ca에 의해 황화물의 형태를 제어하는 효과를 얻기 위해서는, Ca의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Ca의 함유량이 과잉이면, 조대한 Ca 산화물이 생성되고, 그것이 프레스 성형 시의 보이드의 발생 기점이 되어 가공성이 떨어지는 경우가 있다. 이 때문에, Ca의 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
「Mg: 0％ 이상, 0.040％ 이하」
Mg는, Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. Mg에 의해 황화물의 형태를 제어하는 효과를 얻기 위해서는, Mg의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Mg의 함유량이 과잉이면, 조대한 개재물의 형성에 의해 강판의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Mg의 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다.
「REM: 0％ 이상, 0.040％ 이하」
REM(희토류 금속: Rare-Earth Metal)은, Ca나 Mg와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이며, 필요에 따라서 첨가된다. 본 발명의 고강도 강판이 포함하는 REM으로서는, W, Ta, Sn, Sb, As, Zr, Y, La, Ce가 예시된다. REM의 함유량은 0％여도 되지만, REM에 의해 황화물의 형태를 제어하는 효과를 얻기 위해서는, REM의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, REM의 함유량이 과잉이면, 조대한 개재물의 형성에 의해 강판의 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, REM의 함유량은 0.040％ 이하인 것이 바람직하다. REM은, 미슈 메탈로서 첨가되는 경우가 많지만, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소가 복합적으로 첨가되는 경우도 있다.
또한, 판 두께 중심부의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물로서는, 강 원료 혹은 스크랩으로부터 불가피하게 혼입되는 원소 또는 제강 과정에서 불가피하게 혼입되는 원소이며, 본 발명의 고강도 강판이 상기 본 발명의 효과를 발휘할 수 있는 범위에서 함유가 허용되는 원소를 예시할 수 있다.
다음으로, 표층 연질부의 성분 조성에 대해 설명한다. 표층 연질부의 성분 범위는 판 두께 중심부와 마찬가지인데, 표층 연질부에 있어서의 C의 함유량이 판 두께 중심부에 있어서의 C의 함유량의 0.9배 이하인 것이 바람직하다. 표층 연질부의 C 함유량이 판 두께 중심부의 C 함유량의 0.9배 이하임으로써, 판 두께 중심부에 대해 표층 연질부가 연질화되는 것이 용이해져, 강판의 굽힘성을 개선하는 것이 용이해진다.
또한, 표층 연질부의 C 이외의 성분 범위는, 함유량의 범위, 그 이유 모두 상술한 판 두께 중심부의 성분 범위와 동일하다. 본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 표층 연질부의 C 이외의 함유량은, 판 두께 중심부와 거의 차이는 없다.
다음으로, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법의 일례에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 강판은, 예를 들어 다음과 같이 제조할 수 있다.
먼저, 본 발명의 고강도 강판의 상기 성분 조성을 갖는 주조 슬래브를 제작한다. 그 후, 당해 슬래브를 직접, 또는 일단 냉각한 후에 1100℃ 이상으로 가열하여, 열간 압연에 제공한다. Ar3 변태점 이상의 온도 영역에서 열간 압연을 완료하고, 열연 완료 후의 열연 강판을 700℃ 이하의 온도 영역에서 권취한다. 또한, 70℃ 이상 100℃ 이하의 온도에서 50초 이상 300초 이하의 시간, 열연 강판을 산세한다.
상기 산세 후의 열연 강판을, 압하율 30％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연에 제공하여 냉연 강판으로 한다. 이하, 이 「냉연 강판」을 단순히 「강판」이라고 하는 경우가 있다. 이어서, 산소 분압 PO2(atm)의 대수: logPO2가, -26 이상, -22 이하의 분위기 중, 「Ac3-30℃」 이상, 950℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 강판을 가열하여 어닐링한다. Ac3은, 오스테나이트 역변태 완료 온도이며, 열연 강판으로부터 잘라낸 소편을 1℃/초로 1100℃까지 가열하고, 그동안의 체적 팽창을 측정함으로써 구할 수 있다.
상기 어닐링 후에는, 하기 1) 또는 2)의 냉각 공정을 행한다.
1) 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 냉각하고, 이어서 100℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에서 1000초 이하, 강판을 정류시킨다.
2) 0.5℃/초 이상, 20℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 냉각하고(1단째의 냉각), 이어서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 냉각하고(2단째의 냉각), 이어서 100℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에서 1000초 이하, 강판을 정류시킨다.
이하, 상기한 각 공정 조건에 대해 상세하게 설명한다.
「주조 슬래브」
열간 압연에 제공되는 주조 슬래브는, 주조된 슬래브이면 되며, 특정한 주조 슬래브에 한정되지 않는다. 예를 들어, 연속 주조 슬래브나, 박 슬래브 캐스터로 제조된 슬래브이면 된다.
「주조 슬래브의 가열 온도: 1100℃ 이상」
일단 냉각한 주조 슬래브를 가열하고 나서 열간 압연에 제공하는 경우, 주조 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열한다. 본 발명의 고강도 강판 제조에 사용하는 주조 슬래브는, 본 발명의 고강도 강판의 인장 강도를 1180㎫ 이상으로 하기 위해, 합금 원소를 비교적 많이 함유하고 있다. 이 때문에, 주조 슬래브를 열간 압연에 제공하기 전에, 주조 슬래브를 가열하여 합금 원소를 주조 슬래브 중에 고용시킬 필요가 있다. 주조 슬래브의 가열 온도가 1100℃ 미만이면, 합금 원소가 주조 슬래브 중에 충분히 고용되지 않고 조대한 합금 탄화물이 남아, 열간 압연 중에 취화 크랙이 발생하는 경우가 있다. 이 때문에, 주조 슬래브의 가열 온도는 1100℃ 이상인 것이 바람직하다. 주조 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 가열 설비의 가열 능력이나 생산성의 관점에서 1250℃ 이하인 것이 바람직하다.
「열간 압연 완료 온도 영역: Ar3 변태점 이상」
상기한 바와 같이 본 발명의 고강도 강판 제조에 사용하는 주조 슬래브는 합금 원소를 비교적 많이 함유하고 있으므로, 열간 압연 시에 압연 하중을 크게 할 필요가 있다. 이 때문에, 열간 압연은 고온에서 행해지는 것이 바람직하다. 열간 압연 완료 온도 영역은, 강판의 금속 조직의 제어의 점에서 중요하다. 열간 압연 완료 온도 영역이, (오스테나이트＋페라이트)의 2상 온도 영역에 있으면, 금속 조직의 불균일성이 커져, 열처리 후의 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 열간 압연 완료 온도 영역을 Ar3 변태점 이상의 온도 영역으로 한다. 또한, 열간 압연 시, 조압연 강판을 접합하여 연속적으로 열간 압연을 행해도 된다.
「열연 강판의 권취 온도 영역: 700℃ 이하」
열연 강판의 권취 온도가 700℃를 초과하면, 금속 조직의 불균일성이 커져 열처리 후의 성형성이 떨어지기 쉽다. 이 때문에, 권취 온도 영역은 700℃ 이하인 것이 바람직하다. 권취 온도 영역의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도를 실온 이하로 하는 것은 기술적으로 곤란하므로, 실온이 권취 온도의 실질적인 하한이다.
[산세: 70℃ 이상의 온도에서 50초 이상 300초 이하]
상기한 바와 같이 권취한 열연 강판을, 70℃ 이상의 온도에서 50초 이상 300초 이하의 시간, 산세한다. 이 산세 공정에서는, 열연 강판의 표면의 산화물을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나 도금성의 향상을 도모한다. 또한, 산세 조건을 제어함으로써 열연 강판의 표면 조도를 제어할 수 있어, 후공정의 냉간 압연에서 표층에 전단 변형을 효율적으로 도입할 수 있다.
상술한 산세 조건에 의하면, 산세에 의해 냉연 전의 강판 표면의 피크 카운트수(PPc)가 60(/㎜) 이상이 되어, 냉연에 의해 도입되는 표층 전단 변형을 제어할 수 있다. 피크 카운트수(PPc)는 JIS B 0601(2013)에 준거하여 촉침식 표면 조도 측정기를 사용하여 측정된다. 통상의 산세 조건에서는 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격을 충분히 넓게 할 수 없지만, 상기한 산세 방법에 의하면, 후공정의 어닐링에 있어서 표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격을 제어할 수 있다.
산세에 사용하는 용액은, 통상의 산세에 사용하는 용액이면 되며, 예를 들어 5vol.％ 이상의 염산이나 황산을 들 수 있다. 또한, 산세는 1회여도 되고, 필요에 따라서 복수회로 나누어 행해도 된다. 상기한 산세 시간은, 산세를 1회만 행하는 경우는 당해 산세의 시간을 의미하고, 산세를 복수회 행하는 경우는 이들 산세의 합계 시간을 의미한다. 산세 온도를 70℃ 이상으로 함으로써, 표층의 산화물을 충분히 제거할 수 있다. 산세 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 현실적으로는 95℃ 정도이다. 또한, 산세 시간을 50초 이상으로 함으로써, 표면 조도를 크게 하여 냉간 압연에서의 표층으로의 전단 변형의 도입이 용이해진다. 산세 시간의 하한은, 바람직하게는 100초이다. 한편, 산세 시간이 300초 초과인 경우는, 표면 조도가 과도하게 거칠어져 표면 청정이 악화되고, 또한 냉연 후에 남은 요철이 노치와 같은 효과를 발생시켜, 굽힘성이 떨어지는 경우가 있다. 산세 시간의 상한은, 바람직하게는 200초이다.
「냉간 압연의 압하율: 30％ 이상, 80％ 이하」
상기한 바와 같이 산세한 열연 강판을, 압하율 30％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연에 제공하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연의 압하율을 30％ 이상으로 함으로써, 냉연 강판의 형상을 평탄하게 유지하여 최종 제품의 연성 저하를 억제할 수 있다. 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 50％ 이상이다. 한편, 냉간 압연의 압하율을 80％ 이하로 함으로써, 압연 하중이 과대해져 압연이 곤란해지는 것을 억제할 수 있다. 냉간 압연의 압하율은, 바람직하게는 70％ 이하이다. 압연 패스의 횟수 및 패스마다의 압하율은 특별히 한정되지 않고, 냉간 압연의 압하율이 상기 범위로 되도록 적절하게 설정되면 된다.
「분위기의 산소 분압 PO2의 대수 logPO2: -26 이상, -22 이하」
「어닐링 온도 영역: 「Ac3-30℃」 이상, 950℃ 이하」
연속 어닐링 라인의 가열로 및 균열로에 있어서, 노 내 분위기의 산소 분압 PO2의 대수 logPO2를, -26 이상, -22 이하로 유지하고, 「Ac3-30℃」 이상, 950℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 가열하여, 강판에 어닐링을 실시한다.
가열로 및 균열로에 의한 어닐링에 있어서, 「Ac3-30℃」 이상의 온도 영역에서, 강판 표면의 탈탄이 진행되어, 표층의 탄소량이 저하된다. 표층의 탄소량이 저하되어 표층의 ??칭성이 저하됨으로써, 표층에 있어서 적절한 양의 페라이트와 펄라이트를 얻을 수 있다. 이러한 탈탄을 촉진시키기 위해, 노 내 분위기의 산소 분압: PO2를 적절한 범위로 한정한다.
분위기의 산소 분압 PO2의 대수 logPO2가 -26 이상이면, 산소 포텐셜이 충분히 높아져 상기 탈탄이 진행되고, Si나 Mn의 외부 산화 상태가 억제되어, 양호한 도금 밀착성을 확보할 수 있다. logPO2는, 바람직하게는 -25 이상이다. 한편, logPO2가 -22 이하이면, 산소 포텐셜이 지나치게 높은 것에 의한 과도한 탈탄이 억제되어, Si 및 Mn뿐만 아니라 소지 강판 자체도 산화되어 버리는 것이 억제되어, 원하는 표면 상태를 얻기 쉬워진다.
어닐링 온도 영역을 「Ac3-30℃」 이상으로 함으로써, 어닐링 중에 오스테나이트가 생성되어, 최종 조직으로서 소정량의 템퍼드 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 이 때문에, 강판이 원하는 인장 강도를 충족하기 쉬워진다. 한편, 어닐링 온도 영역을 950℃ 초과로 하는 경우, 강판의 특성상은 문제없지만, 생산성이 저하된다. 이 때문에, 어닐링 온도 영역은 950℃ 이하인 것이 바람직하고, 900℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
상기 1)의 냉각 공정
「평균 냉각 속도: 20℃/초 이상」
「냉각 정지 온도: 25℃ 이상, 450℃ 이하」
어닐링 후의 강판을, 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 450℃ 이하의 온도 영역까지 냉각한다. 이 냉각은, 소정량의 템퍼드 마르텐사이트의 기초가 되는 ??칭 상태 마르텐사이트를 얻는 점에서, 중요하다.
??칭 상태 마르텐사이트는, 25℃ 이상, 450℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 변태 전의 오스테나이트 입자에 존재하는 미량의 전위를 핵으로 하여 변태되어 생성된다. 어닐링 온도로부터, 25℃ 이상, 450℃ 이하의 온도 영역에 도달할 때까지의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 함으로써, 변태 전의 오스테나이트 입자에 포함되는 상기 전위가 소멸되어 버리는 것이 억제된다. 이 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 35℃/초 이상이다.
냉각 정지 온도를 25℃ 이상으로 함으로써, 생산성의 저하를 억제할 수 있다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 100℃ 이상이다. 한편, 냉각 정지 온도를450℃ 이하로 함으로써, 베이나이트나 페라이트, 펄라이트의 생성 진행을 억제하여, 소정량의 마르텐사이트를 확보할 수 있다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 400℃ 이하이다.
「100℃ 이상 400℃ 이하의 온도 영역에서 1000초 이하 정류」
상기한 바와 같이 냉각된 강판은 ??칭 상태 마르텐사이트를 포함한다. 이 강판을 100℃ 이상 400℃ 이하로 정류함으로써, ??칭 상태 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변화시켜, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다. 이 공정에 있어서, 정류 온도를 100℃ 이상으로 함으로써, 템퍼링에 의한 효과를 얻기 쉬워진다. 한편, 정류 온도를 400℃ 이하로 함으로써, 과도한 템퍼링의 진행을 억제하여, 강판의 강도 저하를 억제할 수 있다. 또한, 정류 시간을 1000초 이하로 함으로써, 생산성의 저하를 억제할 수 있다.
표층 연질부의 페라이트 및 펄라이트 생성을 촉진할 목적으로, 어닐링 후의 강판에 대해, 상기 1)의 냉각 공정 대신에 상기 2)의 냉각 공정을 행해도 된다. 즉, 0.5℃/초 이상, 20℃/초 이하의 평균 냉각 속도로, 600℃ 이상, 750℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 냉각하고(1단째의 냉각), 이어서 20℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 25℃ 이상, 600℃ 이하의 온도 영역으로 강판을 냉각(2단째의 냉각)해도 된다.
「1단째의 냉각」
「평균 냉각 속도: 0.5℃/초 이상, 20℃/초 이하」
「냉각 정지 온도: 600℃ 이상, 750℃ 이하」
1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 20℃/초 이하로 함으로써, 표층 연질부에 있어서의 페라이트 및 펄라이트의 생성을 촉진할 수 있다. 단, 1단째의 평균 냉각 속도가 20℃/초를 초과하는 경우는, 상기 1)의 냉각 공정을 행한 경우와 마찬가지의 결과가 될 뿐이며, 강판의 재질이 열화되는 것은 아니다. 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한은, 냉각을 2단계로 한 경우의 효과를 얻기 위한 상한이다. 한편, 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.5℃/초 이상으로 함으로써, 표층 연질부뿐만 아니라 판 두께 중심부에 있어서의 페라이트 변태 및 펄라이트 변태의 과도한 진행이 억제되어, 소정량의 마르텐사이트를 얻기 쉬워진다. 1단째의 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
1단째의 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도를 600℃ 이상으로 함으로써, 표층 연질부에 페라이트 및 펄라이트 이외의 조직이 생성되어 강판의 굽힘성이 저하되는 것이 억제될 수 있다. 1단째의 냉각의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 620℃ 이상이다. 한편, 1단째의 냉각의 냉각 정지 온도를 750℃ 이하로 함으로써, 표층 연질부에 있어서의 페라이트 및 펄라이트의 생성을 촉진할 수 있다. 단, 1단째의 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃를 초과하는 경우에는, 상기 1)의 냉각 공정을 행하는 경우와 실질적으로 마찬가지의 결과가 될 뿐이며, 강판의 재질이 열화되는 것은 아니다. 1단째의 냉각의 냉각 정지 온도의 상한은, 냉각을 2단계로 한 경우의 효과를 얻기 위한 상한이다.
「2단째의 냉각」
「평균 냉각 속도: 20℃/초 이상」
「냉각 정지 온도: 25℃ 이상, 600℃ 이하」
2단째의 냉각의 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도는, 상기 1)의 냉각 공정에서의 평균 냉각 속도 및 냉각 정지 온도와 마찬가지이다. 단, 상기 1단째의 냉각에 의해 표층 연질부의 페라이트와 펄라이트의 생성이 촉진되어 있으므로, 굽힘성이 우수한 강판이 될 수 있다.
「템퍼링」
또한, 강판에 템퍼링을 실시해도 된다. 템퍼링은, 실온으로의 최종 냉각 도중의 재가열이어도 되고, 최종 냉각이 종료된 후에 행해져도 된다. 템퍼링의 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 200℃ 이상 500℃ 이하의 온도 영역에 강판을 2초 이상 정류시켜도 된다. 템퍼링에 의해 ??칭 상태 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트가 되어, 강판의 굽힘성이나 구멍 확장성이 향상될 수 있다.
「도금 처리 및 표면 처리」
또한, 전기 도금 처리, 증착 도금 처리 등의 도금 처리를 강판에 실시해도 되고, 또한 도금 처리 후에 합금화 처리를 행해도 된다. 또한, 유기 피막의 형성, 필름 라미네이트, 유기 염류 또는 무기 염류 처리, 논크롬 처리 등의 표면 처리를 강판에 실시해도 된다.
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: 7질량％ 이상 15질량％ 이하, 그리고 잔부: Zn, Al 및 불순물로 나타나는 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. 이 온도가 460℃ 미만이면, 합금화가 부족한 경우가 있다. 한편, 이 온도가 600℃ 초과이면, 합금화가 과잉이 되어 내식성이 떨어지는 경우가 있다. 이러한 합금화 처리에 의해, 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 구비한 강판, 즉 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.
이상에 예시한 방법에 의해, 본 발명의 실시 형태에 관한 고강도 강판을 제조할 수 있다. 또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 불과하며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 벗어나는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이하, 실시예를 사용하여, 본 발명의 구체적인 예를 나타낸다. 단, 본 발명이 이하의 실시예에 의해 한정되는 것이 아닌 것은 물론이다.
표 1-1, 1-2에 기재된 성분 조성을 갖는 주조 슬래브를, 표 2-1 내지 2-3에 기재된 슬래브 가열 온도로 가열하고, 표 2-1 내지 2-3에 기재된 조건에서 열간 압연에 제공하여, 권취하였다. 얻어진 열연 강판을, 표 2-1 내지 2-3에 기재된 조건으로 산세하여, 냉간 압연에 제공하였다.
계속해서, 얻어진 냉연 강판에, 표 2-1 내지 2-3에 기재된 조건에서 어닐링 처리를 실시하고, 일부의 강판에는, 통상의 방법에 의해 용융 아연 도금을 실시하고, 또한 일부의 도금을 실시한 강판에 대해서는, 통상의 방법에 의해 합금화 처리를 실시하였다.
주조 슬래브의 성분, 제조 조건, 및 얻어진 강판의 조직을 상기와 같이 동정하여 면적률을 구한 결과를 표 3-1 내지 3-3에 나타낸다.
또한, 얻어진 강판에 대해, 표층 연질부의 C 함유량과 판 두께 중심부의 C 함유량의 비, 표층 연질부의 펄라이트와 펄라이트의 평균 간격(㎛), 판 두께(㎜), 편면당의 표층 연질부의 두께(㎜), 표층 연질부의 위치(편측 또는 양측), 편면당의 표층 연질부의 두께의 판 두께에 대한 비율(％), 판 두께 중심부의 비커스 경도 Hc(Hv), 표층 연질부의 비커스 경도 Hs(Hv), Hs/Hc, 전연신율 El(％), 구멍 확장률 λ(％), 한계 굽힘 각도 α(°), 및 굽힘 시험 시의 최대 하중(굽힘 하중) F(N)를 계산 또는 측정하였다. 이들 결과를 4-1 내지 4-3에 나타낸다. 비커스 경도는 전술한 바와 같이 측정하였다. 전연신율은, JIS Z 2241(2011)에 설명되는 인장 시험 방법에 의해 측정하였다. 구멍 확장률 λ는, JIS Z 2256(2010)에 설명되는 구멍 확장 시험 방법에 의해 측정하였다. 한계 굽힘 각도 α, 굽힘 하중 F는, VDA(독일 자동차 공업회 규격) 238-100에 준거한 굽힘 시험에 의해 측정하였다.
본 실시예에 있어서는,
0.50≤Hs/Hc≤0.75
Hc×El≥4000
Hc×λ≥7000
α≥7.3t2－37.2t＋100
F≥3500t2＋2600t＋0.04Hc2－7.6Hc－6000
을 충족하는 것을 양호하다고 판단하였다. α, F의 역치는, 경험적으로 얻어진 값이다.
[표 1-1]
Figure 112021064772216-pct00002
[표 1-2]
Figure 112021064772216-pct00003
[표 2-1]
Figure 112021064772216-pct00004
[표 2-2]
Figure 112021064772216-pct00005
[표 2-3]
Figure 112021064772216-pct00006
[표 3-1]
Figure 112021064772216-pct00007
[표 3-2]
Figure 112021064772216-pct00008
[표 3-3]
Figure 112021064772216-pct00009
[표 4-1]
Figure 112021064772216-pct00010
[표 4-2]
Figure 112021064772216-pct00011
[표 4-3]
Figure 112021064772216-pct00012
본 발명의 강판은 양호한 특성을 갖는 것이 확인되었다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 자동차 등의 구조 부재로서 적합한, 높은 가공성 및 굽힘 하중을 가지면서 굽힘성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다. 본 발명의 고강도 강판은, 특히 내충돌 특성이 우수하므로, 본 발명은 자동차 산업 및 강판 제조·가공 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (5)

  1. 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, 템퍼드 마르텐사이트: 85％ 이상, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 15％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고,
    상기 표층 연질부의 금속 조직이, 면적률로, 페라이트: 65％ 이상, 펄라이트: 5％ 이상 20％ 미만, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상: 합계로 10％ 미만, 및 ??칭 상태 마르텐사이트: 5％ 미만을 포함하고,
    편측 또는 양측에 형성된 상기 표층 연질부의 각각의 두께가 10㎛ 초과, 또한 판 두께의 15％ 이하이고,
    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 충족하고,
    상기 판 두께 중심부의 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.10％ 이상, 0.30％ 이하,
    Si: 0.01％ 이상, 2.5％ 이하,
    Al: 0％ 이상, 2.50％ 이하,
    Mn: 0.1％ 이상, 10.0％ 이하,
    P: 0.10％ 이하,
    S: 0.050％ 이하,
    N: 0.0100％ 이하,
    O: 0.0060％ 이하,
    Cr: 0％ 이상, 5.0％ 이하,
    Mo: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    B: 0％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Nb: 0％ 이상, 0.30％ 이하,
    Ti: 0％ 이상, 0.30％ 이하,
    V: 0％ 이상, 0.50％ 이하,
    Ni: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Cu: 0％ 이상, 1.00％ 이하,
    Ca: 0％ 이상, 0.040％ 이하,
    Mg: 0％ 이상, 0.040％ 이하, 및
    REM: 0％ 이상, 0.040％ 이하
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 판 두께 중심부의 성분 조성이, 질량％로,
    Cr: 0.1％ 이상, 5.0％ 이하,
    Mo: 0.01％ 이상, 1.00％ 이하,
    B: 0.0001％ 이상, 0.0100％ 이하,
    Nb: 0.001％ 이상, 0.30％ 이하,
    Ti: 0.001％ 이상, 0.30％ 이하,
    V: 0.001％ 이상, 0.50％ 이하,
    Ni: 0.0001％ 이상, 1.00％ 이하,
    Cu: 0.001％ 이상, 1.00％ 이하,
    Ca: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하,
    Mg: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하, 및
    REM: 0.001％ 이상, 0.040％ 이하
    에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 표층 연질부의 C 함유량이 상기 판 두께 중심부의 C 함유량의 0.9배 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판.
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