KR20230006895A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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KR20230006895A
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겐고 다케다
가츠야 나카노
유야 스즈키
에리코 츠카모토
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에 있어서 직경 0.1㎛ 미만의 석출물이 10 내지 200개/㎛2의 수 밀도로 존재하고, 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 미만이고, 인장 강도가 1200MPa 이상인 강판이 제공된다. 소정의 화학 조성을 갖는 강편을 열간 압연하고, 580℃ 이하에서 권취하는 공정, 열연 강판을 산세하여 산화 스케일을 제거함과 함께 열연 강판의 표층을 적어도 5㎛ 제거하는 공정 및 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 200 내지 400℃의 온도역에서 20 내지 180초간 유지하고, 740 내지 900℃의 온도역에서 40 내지 300초간 유지하는 어닐링을 행하는 공정을 포함하는 강판의 제조 방법이 또한 제공된다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 고강도이며 또한 용접성이 우수한 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
스폿 용접기에 의해 아연 도금 강판을 용접할 때, 용융한 아연에 의해 강판에 균열이 발생하는 경우가 있다. 이 균열은 LME 균열(액체 금속 취화 균열)이라고 불리고, 강의 입계를 따라 용융한 아연이 강판의 내측에 침입함으로써 발생한다.
지금까지, DP 강(복합 조직 강)이나 고강도 강판에 관한 수많은 발명이 개시되었지만, 그중에서 스폿 용접 LME 균열의 억제에 관한 기술의 개시 예는 적다. (예를 들어, 특허문헌 1 내지 3, 참조)
특허문헌 1에서는, 표면층과, 상기 표면층의 하층에 배치되는, 질소 원소의 농도가 0.2 내지 1.0질량％인 제1 마르텐사이트층을 구비하고, 상기 표면층은, 리튬철 복합 산화물, FeO 및 Fe3O4의 적어도 어느 것을 주성분으로 하고, 또한, 고용 규소, 규소 산화물 및 규소 질화물로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종을 함유하고, 상기 제1 마르텐사이트층은, 면적률 30％ 이하의 γ상 및 면적률 10％ 이하의 ε상을 함유하는 철강 부재가 개시되어 있다. 특허문헌 1에서는, 고주파 가열 ?칭에 의한 고강도화에 유익한 기술에 개시 범위가 한정되어 있고, 용접성을 개선하는 기술은 나타나 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 질량％로, C: 0.05 내지 0.25％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 2.0 내지 4.0％, P: 0.100％ 이하, S: 0.02％ 이하, Al: 1.0％ 이하, N: 0.001 내지 0.015％, 또한 Ti: 0.003 내지 0.030％, Nb: 0.010 내지 0.050％, Mo: 0.005 내지 0.100％에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 슬래브에 열간 압연을 실시함에 있어서, 마무리 압연에서는, 최종 패스로부터 세어서 2번째의 패스로부터 최종 패스까지의 온도를 800 내지 950℃, 최종 패스로부터 세어서 2번째의 패스로부터 최종 패스까지의 누계 압하율을 10 내지 40％, 최종 패스의 압하율을 8 내지 25％로 하여, 마무리 압연 종료 후 0.5 내지 3.0s로 냉각을 개시하고, 600 내지 720℃의 온도역을 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하여, 590℃ 이하에서 권취하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 2에서는 LME을 억제하는 기술은 개시되어 있지 않다.
특허문헌 3에서는, 질량％로, C: 0.075％ 내지 0.350％, Si: 0.30％ 내지 2.50％, Mn: 1.20％ 내지 3.50％, P: 0.001％ 내지 0.100％, S: 0.0001％ 내지 0.0100％, Al: 0.005％ 내지 2.500％ 및 N: 0.0001％ 내지 0.0100％를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 입자경이 20nm 이상의 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물 입자가 2.5㎛ 이하의 평균 입자 간 거리에서 분산한 영역이 표면으로부터 0.3㎛ 내지 15㎛의 평균 깊이의 범위에 존재하고, 그 영역에서의 해당 산화물 입자의 평균 입자경이 0.3㎛ 이하이고, 그 영역과의 계면으로부터의 깊이가 30㎛의 개소에 있어서의 평균 경도가 Hv250 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에서는 LME을 억제하는 기술은 개시되어 있지 않다.
일본 특허 공개 제2019-35111호 공보 일본 특허 공개 제2018-90894호 공보 일본 특허 공개 제2013-60630호 공보
본 발명은 상기 실정을 감안하여, 고강도이며 또한 용접성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 연구하고, LME 균열의 발생에는 "변형"의 영향이 큰 것을 밝혀냈다. 예를 들어, 동일한 통전 사이클(열 이력)이어도, 강판의 소성 변형량을 크게 하도록 스폿 용접을 행하면, LME 균열이 현저하게 일어난다. LME 균열이 "변형"의 증가에 수반하여 발생하기 쉬워지는 이유는, 전술한 「강판 내부로의 용융 아연의 침입」이 일어나기 쉬워지기 때문이라고 생각된다. 따라서, 강판 표층에 있어서의 변형의 증가를 방지함으로써, 스폿 용접 LME 균열의 발생을 억제하는 것이 가능하게 된다. 본 발명자들은, 강판 표층의 변형 증가를 방지하기 위해서, 판 두께 방향으로 강도 차를 부여하는 방법을 알아내었다. 구체적으로는, 최표층(제1 깊이 영역)을 석출 강화에 의해 딱딱하게 제어하고, 딱딱한 최표층의 판 두께 내측에 탄소 농도를 저감시킨 부드러운 층(제2 깊이 영역)을 부여하고, 그리고, 또한 판 두께 내부측에는, 이 부드러운 층보다도 딱딱한 층(제3 깊이 영역)을 마련한다. 이와 같이, 판 두께 표층으로부터 판 두께 중심층을 향하여 특성이 경사진 3층의 구조로 함으로써, 변형을 받은 때에 부드러운 층(제2 깊이 영역)이 변형을 담당하게 되고, 최표층(제1 깊이 영역)에 있어서의 변형의 과도한 증가를 억제하는 것이 가능하게 된다.
또한, 본 발명자들은, 상기와 같은 판 두께 방향으로 적절한 강도 차를 갖는 층 구조의 강판은, 단순히 열연 조건이나 어닐링 조건 등을 단일로 연구해도 제조하고, 열연·어닐링 공정 등의 소위 일관 공정에서 최적화를 달성하는 것으로밖에 제조할 수 없는 것도, 여러가지 연구를 거듭함으로써 지견하고, 본 발명을 완성하였다.
본 발명의 요지는, 다음과 같다.
(1) 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10％ 내지 4.00％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 1.500％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0.005 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.5000％,
Ni: 0 내지 1.0000％,
Mo: 0 내지 1.0000％,
Cr: 0 내지 2.0000％,
O: 0 내지 0.0200％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.5000％,
V: 0 내지 0.5000％,
Cu: 0 내지 0.5000％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％. 및
Ce: 0 내지 0.0500％를
함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에 있어서 직경 0.1㎛ 미만의 석출물이 10 내지 200개/㎛2의 수 밀도로 존재하고 있고,
표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 미만이고,
인장 강도가 1200MPa 이상인, 강판.
(2) 상기 화학 조성이, 질량％로,
Co: 0.0001 내지 0.5000％,
Ni: 0.0001 내지 1.0000％,
Mo: 0.0001 내지 1.0000％,
Cr: 0.0001 내지 2.0000％,
O: 0.0001 내지 0.0200％,
B: 0.0001 내지 0.0100％,
Nb: 0.0001 내지 0.5000％,
V: 0.0001 내지 0.5000％,
Cu: 0.0001 내지 0.5000％,
W: 0.0001 내지 0.1000％,
Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
As: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
Y: 0.0001 내지 0.0500％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
Ce: 0.0001 내지 0.0500％로
이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 (1)에 기재된 강판.
(3) 상기 강판의 적어도 한쪽의 표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘, 그것들의 임의의 조합으로 이루어지는 합금, 또는 그 원소들 중 적어도 1종과 철의 합금을 함유하는 도금층이 형성된, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.
(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 열간 압연하고, 이어서 580℃ 이하에서 권취하는 공정,
얻어진 열연 강판을 산세하여 상기 열연 강판의 표면 상에 존재하는 산화 스케일을 제거함과 함께 상기 열연 강판의 표층을 적어도 5㎛ 제거하는 공정, 및
상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정이며, 상기 어닐링은, 얻어진 냉연 강판을 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 200 내지 400℃의 온도역에서 20 내지 180초간 유지하고, 이어서 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 740 내지 900℃의 온도역에서 45 내지 300초간 유지하는 것을 포함하는 공정을
포함하는, 강판의 제조 방법.
(5) 상기 어닐링에 있어서, 상기 냉연 강판의 적어도 한쪽의 표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘, 그것들의 임의의 조합으로 이루어지는 합금, 또는 그 원소들 중 적어도 1종과 철의 합금을 함유하는 도금층이 형성되는, 상기 (4)에 기재된 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 고강도이며 또한 용접성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 또한, 이들의 설명은, 본 발명의 실시 형태의 단순한 예시를 의도하는 것으로서, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지는 않는다.
<강판>
본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 질량％로,
C: 0.20 내지 0.40％,
Si: 0.01 내지 2.00％,
Mn: 0.10％ 내지 4.00％,
P: 0.0200％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 1.500％ 이하,
N: 0.0200％ 이하,
Ti: 0.005 내지 0.500％,
Co: 0 내지 0.5000％,
Ni: 0 내지 1.0000％,
Mo: 0 내지 1.0000％,
Cr: 0 내지 2.0000％,
O: 0 내지 0.0200％,
B: 0 내지 0.0100％,
Nb: 0 내지 0.5000％,
V: 0 내지 0.5000％,
Cu: 0 내지 0.5000％,
W: 0 내지 0.1000％,
Ta: 0 내지 0.1000％,
Sn: 0 내지 0.0500％,
Sb: 0 내지 0.0500％,
As: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0500％,
Ca: 0 내지 0.0500％,
Y: 0 내지 0.0500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
La: 0 내지 0.0500％, 및
Ce: 0 내지 0.0500％를
함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에 있어서 직경 0.1㎛ 미만의 석출물이 10 내지 200개/㎛2의 수 밀도로 존재하고 있고,
표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 미만이고,
인장 강도가 1200MPa 이상인 것을 특징으로 하고 있다.
먼저, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 관한 「％」는 질량％를 의미한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 수치 범위를 나타내는 「내지」란, 특별히 정함이 없는 경우, 그 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 의미로 사용된다.
(C: 0.20 내지 0.40％)
C는, 저렴하게 인장 강도를 증가시키는 원소이고, 강의 강도를 제어하기 위하여 매우 중요한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서, C 함유량은 0.20％ 이상으로 한다. C 함유량은 0.22％ 이상, 0.25％ 이상 또는 0.28％ 이상이어도 된다. 한편으로, C를 과도하게 함유하면, 신율의 저하와 함께, LME의 발생을 촉진하는 경우가 있다. 이 때문에, C 함유량은 0.40％ 이하로 한다. C 함유량은 0.38％ 이하, 0.36％ 이하 또는 0.34％ 이하여도 된다.
(Si: 0.01 내지 2.00％)
Si는, 탈산제로서 작용하고, 냉연판 어닐링 중의 냉각 과정에 있어서의 탄화물의 석출을 억제하는 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은 0.10％ 이상, 0.30％ 이상 또는 0.80％ 이상이어도 된다. 한편으로, Si를 과도하게 함유하면, 강 강도의 증가와 함께 신율의 저하를 초래하고, 또한 스폿 용접 시에 LME에 의한 강판의 균열을 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Si 함유량은 2.00％ 이하로 한다. Si 함유량은 1.80％ 이하, 1.50％ 이하 또는 1.20％ 이하여도 된다.
(Mn: 0.10 내지 4.00％)
Mn은, 강의 페라이트 변태에 영향을 주는 인자이고, 강도 상승에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은 0.50％ 이상, 1.00％ 이상 또는 1.50％ 이상이어도 된다. 한편으로, Mn을 과도하게 함유하면, 강 강도의 증가와 함께 신율의 저하를 초래하고, 또한 스폿 용접 시에 LME에 의한 강판의 균열을 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Mn 함유량은 4.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은 3.30％ 이하, 3.00％ 이하 또는 2.70％ 이하여도 된다.
(P: 0.0200％ 이하)
P는, 페라이트 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화를 촉진하는 원소이다. P 함유량은 적을수록 바람직하기 때문에, 이상적으로는 0％이다. 그러나, P 함유량의 과도한 저감은 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, P 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 되고, 0.0010％ 이상 또는 0.0050％ 이상이어도 된다. 한편으로, P를 과도하게 함유하면, 강의 취화를 초래하고, 또한 스폿 용접 시에 LME에 의한 강판의 균열을 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, P 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. P 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.
(S: 0.0200％ 이하)
S는, 강 중에서 MnS 등의 비금속 개재물을 생성하고, 강재 부품의 연성 저하를 초래하는 원소이다. S 함유량은 적을수록 바람직하기 때문에, 이상적으로는 0％이다. 그러나, S 함유량의 과도한 저감은 비용이 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 되고, 0.0002％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0050％ 이상이어도 된다. 한편으로, S를 과도하게 함유하면, 냉간 성형 시에 비금속 개재물을 기점으로 한 균열의 발생을 초래함과 함께, 스폿 용접 시에 LME에 의한 강판의 균열을 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은 0.0180％ 이하, 0.0150％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.
(Al: 1.500％ 이하)
Al은, 강의 탈산제로서 작용하고 페라이트를 안정화하는 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. Al은 함유되어 있지 않아도 되기 때문에, Al 함유량의 하한은 0％이다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서는, Al 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010％ 이상, 0.050％ 이상 또는 0.100％ 이상이어도 된다. 한편으로, Al을 과도하게 함유하면, 냉연판 어닐링에 있어서 냉각 과정에서의 페라이트 변태 및 베이나이트 변태가 과도하게 촉진하기 때문에 강판의 강도가 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Al 함유량은 1.500％ 이하로 한다. Al 함유량은 1.400％ 이하, 1.200％ 이하 또는 1.000％ 이하여도 된다.
(N: 0.0200％ 이하)
N은, 강판 중에서 조대한 질화물을 형성하고, 강판의 가공성을 저하시키는 원소이다. 또한, N은, 용접 시의 블로 홀의 발생 원인이 되는 원소이다. N 함유량은 적을수록 바람직하기 때문에, 이상적으로는 0％이다. 그러나, N 함유량의 과도한 저감은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하기 때문에, N 함유량은 0.0001％ 이상으로 해도 되고, 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0050％ 이상이어도 된다. 한편으로, N을 과도하게 함유하면, Ti와 결합하여 다량의 TiN을 생성시키기 때문에, 강판 중의 고용 Ti양이 적어지고, 강판 표층에 있어서의 석출물(예를 들어 Ti 산화물)의 생성을 제어할 수 없게 되는 경우가 있다. 이 때문에, N 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. N 함유량은 0.0150％ 이하, 0.0100％ 이하 또는 0.0080％ 이하여도 된다.
(Ti: 0.005 내지 0.500％)
Ti는, 냉연판 어닐링에 있어서의 가열 및 균열(均熱)의 공정에 있어서, 어닐링 분위기로부터 강의 표층에 침입하는 산소와 결부되어서 강판 표층에 미세한 석출물(예를 들어 Ti 산화물)을 형성하는 데 필요한 원소이다. 이러한 석출물을 충분히 형성시키기 위해서, Ti 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. Ti 함유량은 0.010％ 이상, 0.050％ 이상, 0.100％ 이상 또는 0.150％ 이상이어도 된다. 한편으로, Ti를 과도하게 함유하면, 과잉의 석출물의 형성을 야기하거나, 냉연판 어닐링 중의 냉각 과정에 있어서 페라이트 변태를 촉진하여 강도의 저하를 야기하거나 하는 경우가 있다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Ti 함유량은 0.450％ 이하, 0.400％ 이하, 0.350％ 이하 또는 0.300％ 이하여도 된다.
본 실시 형태에 있어서의 강판의 기본 화학 조성은 상기한 바와 같다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 강판은, 필요에 따라, 잔부의 Fe의 일부 대신에, 이하의 임의 선택 원소 중 적어도 1종을 포함해도 된다. 이들의 원소는 포함되지 않아도 되기 때문에, 그 하한은 0％이다.
(Co: 0 내지 0.5000％)
Co는, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이고, 고용 탄소의 제어를 위해 필요에 따라서 함유되어도 된다. 이들의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0400％ 이상이어도 된다. 한편으로, Co를 과도하게 함유하면, 미세한 Co 탄화물이 다수 석출되고, 강재의 과도한 강도 상승 및/또는 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Co 함유량은 0.5000％ 이하인 것이 바람직하다. Co 함유량은 0.4000％ 이하, 0.3000％ 이하 또는 0.2000％ 이하여도 된다.
(Ni: 0 내지 1.0000％)
Ni는, 강화 원소임과 함께 ?칭성의 향상에 유효하다. 게다가, 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 가져오는 점에서 필요에 따라서 함유되어도 된다. 이들의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0500％ 이상이어도 된다. 한편으로, Ni를 과도하게 함유하면, 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치게 하거나, 신율의 저하를 야기하거나 하는 경우가 있다. 이 때문에, Ni 함유량은 1.0000％ 이하인 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.9000％ 이하, 0.5000％ 이하 또는 0.200％ 이하여도 된다.
(Mo: 0 내지 1.0000％)
Mo는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 연속 어닐링 설비 또는 연속 용융 아연 도금 설비에서의 열처리 시에 발생하는 페라이트 변태를 억제하는 효과를 갖는 원소이다. 이들의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0500％ 이상이어도 된다. 한편으로, Mo를 과도하게 함유하면, 미세한 Mo 탄화물이 다수 석출하고, 강재가 과도한 강도 상승 및/또는 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 1.0000％ 이하인 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.9000％ 이하, 0.8000％ 이하 또는 0.700％ 이하여도 된다.
(Cr: 0 내지 2.0000％)
Cr은, Mn과 마찬가지로 펄라이트 변태를 억제하고, 강의 고강도화에 유효한 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0500％ 이상이어도 된다. 한편으로, Cr을 과도하게 함유하면, 강재의 과도한 강도 상승 및/또는 연성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Cr 함유량은 2.0000％ 이하인 것이 바람직하다. Cr 함유량은 1.7000％ 이하, 1.5000％ 이하 또는 1.000％ 이하여도 된다.
(O: 0 내지 0.0200％)
O는, 산화물을 형성하고, 가공성을 열화시키는 점에서, 함유량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 펀칭 단부면, 또는, 절단면에 존재하면, 단부면에 절결상의 흠이나 조대한 딤플을 형성하는 점에서, 신장 성형 시나 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하고, 균열 형성의 기점이 되어 대폭적인 가공성의 열화를 초래한다. 이 때문에, O 함유량은 0％여도 되지만, 과도한 저감은 대폭적인 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않다. 이 때문에, O 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. O 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 된다. 한편으로, O를 과도하게 함유하면, 상기의 경향이 현저해지는 것에 추가하여, 과잉의 석출물의 형성을 야기하는 경우가 있다. 이 때문에, O 함유량은 0.0200％ 이하인 것이 바람직하다. O 함유량은 0.0150％ 이하, 0.0100％ 이하 또는 0.0050％ 이하여도 된다.
(B: 0 내지 0.0100％)
B는, 오스테나이트로부터의 냉각 과정에 있어서 페라이트 및 펄라이트의 생성을 억제하고, 베이나이트 또는 마르텐사이트 등의 저온 변태 조직의 생성을 촉진하는 원소이다. 또한, B는, 강의 고강도화에 유익한 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 그러나, B 함유량이 너무 낮으면, 고강도화 등의 향상 효과가 충분히는 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 0.0001％ 미만의 동정에는 분석에 세심한 주의를 기울일 필요가 있음과 함께, 분석 장치에 따라서는 검출 하한에 이른다. 이 때문에, B 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0015％ 이상이어도 된다. 한편으로, B를 과도하게 함유하면, 강 중에 조대한 B 산화물의 생성을 초래하고, 냉간 성형 시의 보이드 발생 기점이 되고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0080％ 이하, 0.0060％ 이하 또는 0.0040％ 이하여도 된다.
(Nb: 0 내지 0.5000％)
Nb는, 탄화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 그 첨가에 의해 조직을 미세화하기 위하여 인성의 향상에도 효과적인 원소이다. 이들의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0200％ 이상이어도 된다. 한편으로, Nb를 과도하게 함유하면, 미세하고 경질인 Nb 탄화물이 다수 석출하고, 연성이 현저한 열화를 초래하여, 냉간 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.5000％ 이하인 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.4000％ 이하, 0.2000％ 이하 또는 0.1000％ 이하여도 된다.
(V: 0 내지 0.5000％)
V는, 강화 원소이고, 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에서, 강판의 강도 상승에 기여한다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, V 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. V 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0200％ 이상이어도 된다. 한편으로, V를 과도하게 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 구멍 확장성 등의 성형성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, V 함유량은 0.5000％ 이하인 것이 바람직하다. V 함유량은 0.4000％ 이하, 0.2000％ 이하 또는 0.1000％ 이하여도 된다.
(Cu: 0 내지 0.5000％)
Cu는, 강판의 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0100％ 이상 또는 0.0200％ 이상이어도 된다. 한편으로, Cu를 과도하게 함유하면, 열간 압연 중에 강재가 취화하고, 열간 압연이 불가능하게 되는 경우가 있다. 또한, 강의 강도가 현저하게 높아지고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.5000％ 이하인 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.4000％ 이하, 0.2000％ 이하 또는 0.1000％ 이하여도 된다.
(W: 0 내지 0.1000％)
W는, 강판의 강도 상승에 유효한데다, W를 함유하는 석출물 및 정출물은 수소 트랩 사이트가 되기 때문에 매우 중요한 원소이다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는, W 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. W 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0050％ 이상 또는 0.0100％ 이상이어도 된다. 한편으로, W를 과도하게 함유하면, 냉간 가공성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, W 함유량은 0.1000％ 이하인 것이 바람직하다. W 함유량은 0.0800％ 이하, 0.0600％ 이하 또는 0.0400％ 이하여도 된다.
(Ta: 0 내지 0.1000％)
Ta는, Co와 마찬가지로, 탄화물의 형태 제어와 강도의 증가에 유효한 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ta 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Ta 함유량은 0.0010％ 이상, 0.0050％ 이상 또는 0.0100％ 이상이어도 된다. 한편으로, Ta를 과도하게 함유하면, 미세한 Ta 탄화물이 다수 석출하고, 강판의 강도 상승과 연성의 저하를 초래하여, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성을 저하시키는 경우가 있다. 이 때문에, Ta 함유량은 0.1000％ 이하인 것이 바람직하다. Ta 함유량은 0.0800％ 이하, 0.0600％ 이하 또는 0.0400％ 이하여도 된다.
(Sn: 0 내지 0.0500％)
Sn은, 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 강 중에 함유되는 원소이고, 적을수록 바람직하다. 따라서, Sn 함유량은 0％여도 되지만, 과도한 저감은 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Sn 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Sn을 과도하게 함유하면, 페라이트의 취화에 의한 구멍 확장성 등의 냉간 가공성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Sn 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0200％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.
(Sb: 0 내지 0.0500％)
Sb는, Sn과 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되는 원소이다. Sb는, 입계에 강하게 편석하여 입계의 취화 및 연성의 저하를 초래하기 때문에, 적을수록 바람직하고, 0％여도 된다. 그러나, 과도의 저감은 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Sb 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Sb를 과도하게 함유하면, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에, Sb 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Sb 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0200％ 이하 또는 0.0100％ 이하여도 된다.
(As: 0 내지 0.0500％)
As는, Sn 및 Sb와 마찬가지로 강 원료로서 스크랩을 사용한 경우에 함유되고, 입계에 강하게 편석하는 원소이고, 적을수록 바람직하다. 따라서, As 함유량은 0％여도 되지만, 과도한 저감은 정련 비용의 증가를 초래한다. 이 때문에, As 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. As 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, As를 과도하게 함유하면, 냉간 가공성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, As 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. As 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Mg: 0 내지 0.0500％)
Mg는, 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Mg를 과도하게 함유하면, 조대한 개재물의 형성에 의한 구멍 확장성 등의 냉간 가공성의 저하를 야기하는 경우가 있다. 이 때문에, Mg 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Mg 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Ca: 0 내지 0.0500％)
Ca는, 탈산 원소로서 유용한 것 이외에, 황화물의 형태 제어에도 효과를 발휘한다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Ca를 과도하게 함유하면, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성이 열화되는 경우가 있다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Y: 0 내지 0.0500％)
Y는, Mg 및 Ca와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Y 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Y 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Y를 과도하게 함유하면, 조대한 Y 산화물이 생성되고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성은 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Y 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Y 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Zr: 0 내지 0.0500％)
Zr은, Mg, Ca 및 Y와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Zr 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Zr 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Zr을 과도하게 함유하면, 조대한 Zr 산화물이 생성되고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성은 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Zr 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Zr 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(La: 0 내지 0.0500％)
La는, 미량 첨가로 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, La 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. La 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, La를 과도하게 함유하면, La 산화물이 생성되고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, La 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. La 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
(Ce: 0 내지 0.0500％)
Ce는, La와 마찬가지로 미량 첨가로 황화물의 형태를 제어할 수 있는 원소이고, 필요에 따라 함유되어도 된다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ce 함유량은 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.0005％ 이상, 0.0010％ 이상 또는 0.0020％ 이상이어도 된다. 한편으로, Ce를 과도하게 함유하면, Ce 산화물이 생성되고, 구멍 확장성 등의 냉간 가공성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, Ce 함유량은 0.0500％ 이하인 것이 바람직하다. Ce 함유량은 0.0400％ 이하, 0.0300％ 이하 또는 0.0200％ 이하여도 된다.
또한, 본 실시 형태에 있어서의 강판에서는, 상기에 설명한 성분의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 불순물이란, 본 실시 형태에 관한 강판을 공업적으로 제조할 때에, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하며, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분 등이다.
계속해서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 조직 및 특성의 특징을 설명한다.
(강판 표면으로부터 1 내지 10㎛의 제1 깊이 영역에서의 직경 0.1㎛ 미만의 석출물의 수 밀도가 10 내지 200개/㎛2)
본 실시 형태에 있어서의 강판은, 강판 표면으로부터 1 내지 10㎛의 제1 깊이 영역에 있어서 직경 0.1㎛ 미만의 석출물을 10 내지 200개/㎛2의 수 밀도로 존재시킨다. 이렇게 미세한 석출물이 다수 존재함으로써, 제1 깊이 영역의 강판 조직이 미세화하고, 그 결과, 강판의 제1 깊이 영역에서의 강도 및 경도는, 후술하는 제2 깊이 영역의 강도 및 경도보다도 높아진다. 이 때문에, 스폿 용접 시에 고온까지 가열된 단계에서의 제1 깊이 영역에서의 강판의 변형 저항을 증가시킬 수 있다. 따라서, 스폿 용접 시에 전극을 강판에 압박 접촉하여 통전시켜, 고온 유지 중에 하중을 가할 때, 강판의 표층 영역(제1 깊이 영역)에 있어서의 소성 변형의 증가를 억제할 수 있다. 당해 석출물의 수 밀도가 낮으면, 용접 시의 변형 저항을 높일 수 없고, LME 균열을 억제하는 것은 어려워진다. 이 때문에, 제1 깊이 영역에서의 직경 0.1㎛ 미만의 석출물의 수 밀도 하한값을 10개/㎛2 이상으로 하고, 15개/㎛2 이상 또는 30개/㎛2 이상이어도 된다. 한편으로, 당해 석출물의 수 밀도가 너무 많으면, 고밀도로 산화물이 존재함으로써, 강판 표면의 전기 저항이 증가하고, 강판 표층에 있어서의 발열량이 높아진다. 이 때문에, 용접성의 저하가 야기되는 경우가 있다. 이 때문에, 제1 깊이 영역에서의 직경 0.1㎛ 미만의 석출물의 수 밀도 상한값을 200개/㎛2 이하로 하고, 150개/㎛2 이하 또는 120/㎛2 이하여도 된다. 상기의 석출물은, 임의의 석출물이면 되고 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 Ti 석출물, W 석출물을 포함하고, 보다 구체적으로는 Ti 산화물, Ti 탄화물을 포함한다. 본 발명에 있어서의 석출물이란, 예를 들어 산화물이나 탄화물의 입자이고, TiO, TiO2, Ti2O3, Ti3O5, TiC이다.
(강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 제2 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 미만)
일반적으로, 고용 C양은 강의 강도에 영향을 주고, 고용 C양이 많을수록 변형 저항이 증가한다. 한편으로 고용 C양이 적을수록 강의 강도가 저하되고, 즉 강이 비교적 부드러워진다. 먼저 설명한 대로, 스폿 용접 시에 LME 균열이 발생하는 것을 억제하기 위해서는, 강판 표층에 있어서의 변형의 증가를 방지하는 것이 중요하다. 따라서, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판에서는, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 제2 깊이 영역에서의 고용 C양을 강판 전체의 C 함유량과 비교하여 적게 함으로써, 당해 깊이 영역의 강도를 저하시킨다. 이 때문에 제2 깊이 영역의 강도는 제1 깊이 영역보다도 낮아진다. 그 결과로서 제2 깊이 영역이, 스폿 용접 시의 열간 변형에 의해 강판에 도입되는 변형을 제1 깊이 영역보다도 많이 흡수하는 것이 가능하게 되고, LME 균열을 억제하는 것이 가능하게 된다. 제2 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 또는 그것보다도 많으면, 제2 깊이 영역에서의 강의 강도가 증가한다. 이 때문에, 제1 깊이 영역에 발생하는 변형의 증가를 제2 깊이 영역이 충분히 억제 할 수 없고, LME 균열을 억제하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 상기 깊이 영역에서의 고용 C양은 0.20질량％ 미만으로 하고, 바람직하게는 0.15질량％ 이하, 보다 바람직하게는 0.10질량％ 이하이다. 고용 C양의 하한값은, 특별히 한정되지는 않고 0질량％여도 되지만, 일반적으로는 0.01질량％이고, 0.02질량％ 또는 0.03질량％여도 된다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판에 있어서는, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 제2 깊이 영역보다도 내부(강판의 깊이 방향 중심)측에서는, 평균 탄소 농도가 모재의 탄소 농도와 거의 동일하거나 또는 완전히 동일해진다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 제2 깊이 영역과 비교하여, 보다 딱딱한 층이 강판 표면으로부터 60㎛ 이상 깊은 영역에 존재하게 된다. 보다 구체적으로는, 강판 표면으로부터 60㎛ 내지 판 두께 1/4의 깊이 영역(이하, 제3 깊이 영역으로 함)에 있어서의 고용 C양은, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 제2 깊이 영역에서의 고용 C양보다도 높다. 제3 깊이 영역에서의 고용 C양은, 제2 깊이 영역에서의 경도에 대하여 제3 깊이 영역에서의 경도가 충분히 높아지는 효과를 얻는 목적에서는, 예를 들어 제2 깊이 영역에서의 고용 C양의 1.10배 이상, 1.15배 이상 또는 1.20배 이상이어도 되고, 및/또는 0.40질량％ 이하, 0.38질량％ 이하, 0.36질량％ 이하 또는 0.34질량％ 이하여도 된다.
(도금층)
본 발명의 실시 형태에 관한 강판은, 내식성의 향상 등을 목적으로 하여, 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에 도금층을 포함하고 있어도 된다. 당해 도금층은, 당업자에게 공지된 임의의 조성을 갖는 도금층이면 되고, 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 아연, 알루미늄, 마그네슘, 또는 그것들의 임의의 조합으로 이루어지는 합금을 포함하고 있어도 된다. 또한, 도금층은, 합금화 처리를 실시하고 있어도 되고 또는 합금화 처리를 실시하고 있지 않아도 된다. 합금화 처리를 실시한 경우에는, 도금층은, 상기 원소 중 적어도 1종과 강판으로부터 확산해 온 철과의 합금을 함유하고 있어도 된다. 또한, 도금층의 부착량은, 특별히 제한되지는 않고 일반적인 부착량이면 된다.
(인장 강도: TS)
강을 소재로서 사용하는 구조체의 경량화 및 소성 변형에 있어서의 구조체의 저항력의 향상을 위해서는, 강 소재가 큰 가공 경화능을 갖고 최대 강도를 나타내는 것이 바람직하고, 구체적으로는 1200MPa 이상의 인장 강도를 갖는 것이 바람직하다. 인장 강도가 낮으면, 강을 소재로 하는 구조체의 경량화 및 변형 저항의 향상에 대한 효과가 작아진다. 이 때문에, 강판의 인장 강도는 1200MPa 이상으로 하고, 1280MPa 이상, 1400MPa 이상 또는 1500MPa 이상이어도 된다. 한편으로, 인장 강도가 너무 높으면, 소성 변형 중에 재료가 취성 파괴를 일으키기 쉬워져, 성형성이 저하된다. 이 때문에, 강판의 인장 강도는 일반적으로는 2300MPa 이하이고, 2100MPa 이하, 2000MPa 이하 또는 1900MPa 이하여도 된다. 인장 강도는, 시험편의 긴 쪽 방향이 강판의 압연 직각 방향과 평행해지는 방향으로부터 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정된다.
(전체 신율: t-El)
본 발명이 특정한 실시 형태에 따르면, 고강도 및 우수한 용접성에 추가하여, 전체 신율을 개선하는 것도 가능하고, 예를 들어 5.0％ 이상, 7.0％ 이상 또는 10.0％ 이상의 전체 신율을 달성하는 것이 가능하다. 상한값에 대해서는 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 전체 신율은 25.0％ 이하 또는 20.0％ 이하여도 된다. 소재인 강판을 냉간에서 성형하여 구조체를 제조할 때에, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 신율이 필요해진다. 따라서, 이러한 높은 전체 신율을 달성할 수 있는 강판은 구조체를 제조함에 있어서 매우 유용하다. 전체 신율은, 시험편의 긴 쪽 방향이 강판의 압연 직각 방향과 평행해지는 방향에서 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정된다.
(구멍 확장값: λ)
본 발명의 특정한 실시 형태에 따르면, 고강도 및 우수한 용접성에 추가하여, 구멍 확장성을 개선하는 것도 가능하고, 예를 들어 10.0％ 이상, 15.0％ 이상 또는 20.0％ 이상의 구멍 확장값을 달성하는 것이 가능하다. 상한값에 대해서는 특별히 한정되지는 않지만, 예를 들어 구멍 확장값은 90.0％ 이하 또는 80.0％ 이하여도 된다. 소재인 강판을 냉간에서 성형하여 구조체를 제조할 때에, 복잡한 형상으로 마무리하기 위해서는 신율과 함께 구멍 확장성도 필요해진다. 따라서, 이러한 높은 구멍 확장값을 달성할 수 있는 강판은 구조체를 제조함에 있어서 매우 유용하다. 구멍 확장값은 이하와 같이 하여 결정된다. 먼저, 시험편에 직경 10mm의 원형 구멍(초기 구멍: 구멍 직경 d0=10mm)을, 클리어런스가 12.5％가 되는 조건에서 펀칭하고, 거스러미(버)가 다이측이 되도록 하고, 꼭지각 60°의 원추 펀치로 판 두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 초기 구멍을 펴 넓혀, 균열 발생 시의 구멍 직경 d1mm를 측정하여, 하기 식에서 각 시험편의 구멍 확장값 λ(％)를 구한다. 이 구멍 확장 시험을 5회 실시하고, 그것들의 평균값을 구멍 확장값 λ로서 결정한다.
λ=100×(d1-d0)/d0
(판 두께)
강판의 판 두께는 성형 후의 강 부재의 강성에 영향을 주는 인자이고, 판 두께가 클수록 부재의 강성은 높아진다. 따라서, 강성을 높이는 관점에서는, 0.2mm 이상의 판 두께가 바람직하다. 판 두께는 0.3mm 이상, 0.6mm 이상, 1.0mm 이상 또는 2.0mm 이상이어도 된다. 한편으로, 판 두께가 너무 두꺼우면, 장출 성형 시의 성형 하중이 증가하고, 금형의 손모나 생산성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 이 때문에, 6.0mm 이하의 판 두께가 바람직하다. 판 두께는 5.0mm 이하 또는 4.0mm 이하여도 된다.
이어서, 상기에서 규정하는 조직의 관찰 및 측정 방법을 설명한다.
(강판 표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에서의 직경 0.1㎛ 미만의 석출물의 수 밀도의 측정 방법)
강판 표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에서의 석출물의 직경과 수 밀도의 측정은, 강의 단면에 있어서의 조직 관찰을 행함으로써 결정된다. 석출물의 분산 상태는 RD 방향(강판의 압연 방향) 혹은 TD 방향(강판의 폭 방향)의 각각의 관찰의 방향에서 변하지 않기 때문에, ND면(강판 표면)에 대하여 수직인 면에 있어서 조직 관찰을 행하면 된다. 기계 연마에 의해 연마면을 경면으로 마무리하는 예비 처리를 실시한 소재의 표층 부분으로부터, 집속 이온빔(FIB: Focus Ion Beam) 가공 장치에 의해, 관찰용의 시료를 잘라내고, 전계 방출형 투과형 전자 현미경(FE-TEM: Field Emission Transmission Electron Microscopy)에 의한 배율이 5만배에서의 관찰과, 에너지 분산형 X선 검출기(EDX: Energy Dispersive X-ray Spectrometry)에 의한 조성 분석을 병용하고, 석출물의 특정과 함께 개개의 석출물 입자의 직경을 구한다. 또한, 관찰의 시야는, 판 두께 방향으로 10㎛이고 또한 판 두께 방향을 2차원 도면인 관찰 상에 있어서의 높이 방향으로 할 때에, 이 높이 방향에 직교하는 가로 방향의 길이가 5㎛인 영역, 즉 50㎛2로 하고, 관찰 및 조성 분석에서 얻은 직경 0.1㎛ 미만의 석출물의 총 수를, 이 면적으로 제산함으로써, 단위 면적당의 석출물의 개수(수 밀도)를 구한다. 또한, 이 영역이 포함되는 치수라면 관찰에 제공하는 시료의 면적에 제한은 없지만, 후술하는 표층부의 고용 C양을 측정하기 위하여 시료의 높이는 60㎛ 초과인 것이 바람직하다. 또한, 시료의 막 두께가 바뀌면 측정되는 탄화물의 총 수는 변화될 수 있기 때문에, 시료의 막 두께는 10 내지 30nm로 하고, 15 내지 25nm의 막 두께로 시료를 제작하는 것이 바람직하다.
(강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양의 측정 방법)
상기 깊이 영역에서의 고용 C양은, 전술에 기재하는 수순과 마찬가지로 평가용의 시료를 잘라내고, FE-TEM에 의한 관찰 및 EDX에 의한 분석으로부터 구한다. 또한, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 조성을 구하기 위해서, 시료의 높이는 적어도 60㎛ 초과일 필요가 있다. C가 고용 C가 아닌 석출물로서 존재하는 경우, 그 존재 형태는 산화물을 포함하는 비금속 개재물과 탄화물의 2종에 한정된다. 산화물을 포함하는 비금속 개재물이나 탄화물에 있어서의 C의 농도는, 강판의 평균 성분값의 2배를 초과하는 값을 갖는다. 이 때문에, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 FE-TEM 및 EDX에 의한 맵 분석값에 있어서, 강판의 평균 조성의 2배 이하의 영역을 강 모상으로 간주하고, 그 영역의 평균 C양을 고용 C양으로 한다. 제3 깊이 영역의 고용 C양을 측정하는 경우에는, 시료의 높이는 적어도 90㎛ 초과로 하고, 60 내지 90㎛의 깊이 영역에서의 FE-TEM 및 EDX에 의한 맵 분석값에 있어서, 강판의 평균 조성의 2배 이하의 영역을 강 모상으로 간주하고, 그 영역의 평균 C양을 제3 깊이 영역(강판 표면으로부터 60㎛ 내지 판 두께 1/4의 깊이 영역)에 있어서의 고용 C양으로 한다.
<강판의 제조 방법>
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은 상술한 성분 범위의 재료를 사용하여, 열간 압연과 냉연 및 어닐링 조건의 일관된 관리를 특징으로 하고 있다. 구체적으로는, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법은, 강판에 대하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편을 열간 압연하고, 이어서 580℃ 이하에서 권취하는 공정,
얻어진 열연 강판을 산세하여 상기 열연 강판의 표면 상에 존재하는 산화 스케일을 제거함과 함께 상기 열연 강판의 표층을 적어도 5㎛ 제거하는 공정, 및
상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정이며, 상기 어닐링은, 얻어진 냉연 강판을 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 200 내지 400℃의 온도역에서 20 내지 180초간 유지하고, 이어서 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 740 내지 900℃의 온도역에서 45 내지 300초간 유지하는 것을 포함하는 공정을
포함하는 것을 특징으로 하고 있다. 이하, 각 공정에 대하여 상세하게 설명한다.
(열간 압연 및 권취 공정)
본 공정에서는, 강판에 대하여 위에서 설명한 화학 조성과 동일한 화학 조성을 갖는 강편이 열간 압연에 제공된다. 사용하는 강편은, 생산성의 관점에서 연속 주조법에 의해 주조하는 것이 바람직하지만, 조괴법 또는 박 슬래브 주조법에 의해 제조해도 된다. 또한, 주조된 강편에 대하여, 판 두께 조정 등을 위해서, 임의 선택으로 마무리 압연 전에 조압연을 실시해도 된다. 이러한 조압연은, 원하는 시트 바 치수를 확보할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지는 않는다. 열간 압연은, 특별히 한정되지는 않지만, 일반적으로는 마무리 압연의 완료 온도가 650℃ 이상으로 되는 것과 같은 조건 하에서 행하여진다. 마무리 압연의 완료 온도가 너무 낮으면, 압연 반력이 높아지고, 원하는 판 두께를 안정되게 얻는 것이 곤란해지기 때문이다. 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 일반적으로는 마무리 압연의 완료 온도는 950℃ 이하이다.
(권취 온도)
열간 압연 후, 얻어진 열연 강판은 580℃ 이하의 권취 온도에서 권취된다. 권취 온도는, 오스테나이트로 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트로의 강 조직의 변태 거동을 제어함과 함께, Ti의 석출 거동을 제어하는 중요한 인자이다. 비교적 높은 온도에서 권취하면, 권취 후에 강 조직 중에서 조대한 Ti 석출물이 생성되는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 나중에 상세하게 설명되는 냉연판 어닐링 후에 강판의 표층 조직에 특성(강도, 경도 등)의 충분한 경사를 부여할 수 없게 된다. 따라서, 이러한 조대한 Ti 석출물의 생성을 억제하기 위해서, 권취 온도는 가능한 한 낮은 쪽이 바람직하고, 구체적으로는 580℃ 이하로 한다. 권취 온도는 바람직하게는 550℃ 이하이다. 예를 들어, 권취 온도는 실온 이하여도 되지만, 실온 이하의 온도에서 권취하기 위해서는 강판을 냉각하는 물의 온도를 실온 이하로 낮출 필요가 있고, 제조 비용의 증가를 야기한다. 또한, 급랭에 의해 강판 내의 잔류 응력이 높아지기 때문에, 예를 들어 10℃ 미만의 온도에서 강판을 권취하면, 후공정의 산세에 있어서 코일을 풀 때에, 강판의 균열을 초래하고, 생산성이 저하된다. 이 때문에, 특별히 한정되지는 않지만, 권취 온도의 하한값은 일반적으로는 10℃ 이상이고, 바람직하게는 50℃ 이상이다.
(산세 공정)
권취한 열연 강판을 되감아, 산세에 제공한다. 산세를 행함으로써, 열연 강판의 표면 상에 존재하는 산화 스케일을 제거하여, 냉연 강판의 화성 처리성이나, 도금성의 향상을 도모할 수 있다. 산화 스케일이란, 강판의 표면에 형성된 산화물의 층(외부 산화층)을 말하는 것이고, 강판과의 계면에 생성되는 FeO와 SiO2의 복합 산화물인 파얄라이트(Fe2SiO4) 등을 포함한다. 게다가, 산세에서는 강판의 표층 용해를 촉진시켜, 열연 강판의 표층에 있어서 산화 스케일 하 즉 강판 내부에 생성된 산화물(내부 산화물)도 완전히 제거된다. 강판 내부에 생성된 산화물을 완전히 제거하는 것, 즉 강판 내부에 생성된 내부 산화층의 두께를 0㎛로 함으로써, 강 중의 Ti가 산소와 결부되는 것을 억제하여 Ti를 고용 상태로 존재시키는 것이 가능하게 된다. 여기서, 내부 산화층의 두께는, 강판의 표면으로부터 강판의 판 두께 방향(강판의 표면에 수직인 방향)으로 진행한 경우에 있어서의 강판의 표면으로부터 내부 산화물이 존재하는 가장 먼 위치까지의 거리를 말하는 것이다. 산세 후에 나타난 새로운 방면으로부터 판 두께 내부에 있어서 고용 Ti를 남김으로써, 냉연판 어닐링 후에 강판의 최표층에 미세한 Ti 석출물을 많이 생성할 수 있고, 그 결과로서 표층 조직에 특성이 충분한 경사를 부여할 수 있다. 산세는 1회여도 되지만, 열연 강판의 산화 스케일 하에 생성된 강 중의 산화물을 보다 확실하게 제거하기 위해서, 복수회로 나누어서 행해도 되고, 산세의 전후에 연삭 브러시 등에 의한 기계 연마를 실시해도 된다. 또한, 산세 전후에서의 판 두께의 변화 측정에 대체하여, 산세 전후의 코일 중량의 변화로부터 강판 표층의 제거량을 구해도 된다. 강판 표층의 제거량이 5㎛ 미만이면, 산화 스케일 하의 산화물은 완전히는 제거되지 않고, 즉 내부 산화층의 두께가 0㎛ 초과가 되고, 냉연판 어닐링 시의 가열 공정에 있어서, 강판 표층에 잔존하는 내부 산화물로부터 산소의 공급을 받아, 강판 표층에 있어서 Ti 산화물이 석출 및 조대화하여, 냉연판 어닐링 후에 강판의 표층 조직에 특성이 충분한 경사를 부여할 수 없게 된다. 이 때문에, 강판 표층의 제거량은 5㎛ 이상, 보다 구체적으로는 편면에서 5㎛ 이상으로 하고, 바람직하게는 7㎛ 이상, 보다 바람직하게는 10㎛ 이상이다. 산세에 의한 강판 표층의 제거량은 많을수록 바람직하지만, 과도한 강의 용손은, 산세 속도의 저하 및 수율 저하에 의한 생산성의 저하를 야기한다. 이 때문에, 상한값은 일반적으로는 150㎛ 이하이고, 120㎛ 이하, 100㎛ 이하, 70㎛ 이하, 50㎛ 이하 또는 30㎛ 이하여도 된다.
(냉간 압연 및 어닐링 공정)
마지막으로, 얻어진 열연 강판은, 냉간 압연, 이어서 소정의 어닐링(이하, 「냉연판 어닐링」이라고도 함)을 실시하여, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판이 얻어진다. 냉간 압연에 있어서의 압하율은, 특별히 한정되지는 않고, 임의의 적절한 값이면 된다. 예를 들어, 당해 압하율은 5％ 이상, 10％ 이상 혹은 30％ 이상이어도 되고, 및/또는 90％ 이하, 75％ 이하 혹은 50％ 이하여도 된다. 이하, 냉연판 어닐링에 대하여 상세하게 설명한다.
(냉연판 어닐링)
(200 내지 400℃의 온도역에서의 노점)
냉연판 어닐링 중의 가열 공정에 있어서, 노 내에 있어서의 가스 분위기의 노점을 높이는 것, 구체적으로는 노점을 -20 내지 20℃의 범위 내로 제어함으로써 강판 내부로의 산소의 침입을 촉진하고, 강판의 최표층부에 미세한 Ti 석출물을 만들어 낼 수 있다. 이들의 미세한 Ti 석출물을 핵으로 하여, 가열 처리에 계속되는 균열(均熱) 처리에 있어서 강판 표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에 직경 0.1㎛ 미만의 석출물을 10개/㎛2 이상 생성시켜, 냉연판 어닐링 후의 강판에 있어서의 최표층의 경도를 증가시킬 수 있다. 노점이 너무 낮으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 충분하지 않고, 미세한 Ti 석출물의 핵이 적어지기 때문에, 냉연판 어닐링 후의 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 없게 된다. 이 때문에, 노점의 하한값은 -20℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 -15° 이상이다. 한편으로, 노점이 높으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 과잉이 되고, 조대한 Ti 석출물이 낮은 수 밀도로 생성되게 된다. 이 때문에, 노점의 상한값은 20℃ 이하로 하고, 바람직하게는 15℃ 이하이다.
(200 내지 400℃의 온도역에서의 유지 시간)
냉연판 어닐링 중의 가열 공정에 있어서, 강판의 최표층부에 미세한 Ti 석출물을 만들어 내기 위해서는, 노점과 함께, 200 내지 400℃의 온도역에서의 유지 시간을 제어하는 것이 효과적이다. 여기서, 유지 시간이란, 200 내지 400℃의 온도역에 체재하고 있는 시간을 말하는 것이고, 따라서 200 내지 400℃ 사이에서 서서히 승온되어 있는 경우의 시간을 포함하는 것이다. 유지 시간이 짧으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 충분하지 않고, 미세한 Ti 석출물의 핵이 적어지기 때문에, 냉연판 어닐링 후의 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 없게 된다. 이 때문에, 유지 시간의 하한값은 20초 이상으로 하고, 바람직하게는 30초 이상이다. 한편으로, 유지 시간이 길면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 과잉이 되고, 조대한 Ti 석출물이 낮은 수 밀도로 생성하게 된다. 이 때문에, 유지 시간의 상한값은 180초 이하로 하고, 바람직하게는 150초 이하이다.
(740 내지 900℃의 온도역에서의 노점)
냉연판 어닐링에 있어서, 200 내지 400℃의 온도역에 있어서의 노점과 유지 시간을 최적화하여 강판의 최표층부에 미세한 Ti 석출물을 생성시킨 후, 이들의 미세한 Ti 석출물을 핵으로 하여, 740 내지 900℃에서의 노점을 제어함으로써, 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 있다. 또한, 740 내지 900℃에서의 유지에서는, 200 내지 400℃에서의 유지에 비하여 강 중의 합금 원소의 확산이 촉진되기 때문에, 강 중에 고용하고 있었던 C가 산소와 결부되어, 분위기 중에 탈리(탈탄 반응)하여 고용 C양이 저하된다. 이 효과에 의해 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 0.20질량％ 미만으로 저감할 수 있고, 이 영역에 연질층을 새롭게 만드는 것이 가능하게 된다. 노점이 너무 낮으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 모자라기 때문에, Ti 석출물 그리고 당해 Ti 석출물을 중심으로 한 Si 및 Mn 산화물의 조대화가 충분하지 않고, 냉연판 어닐링 후의 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 없고, 게다가, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 저감할 수 없게 된다. 이 때문에, 노점의 하한값은 -20℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 -15℃ 이상이다. 한편으로, 노점이 높으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 과잉이 되고, Ti 석출물 그리고 당해 Ti 석출물을 중심으로 한 Si 및 Mn 산화물의 조대화 및 합체를 억제할 수 없게 되어, 석출물의 수 밀도가 저하된다. 이 때문에, 노점의 상한값은 20℃ 이하로 하고, 바람직하게는 15℃ 이하이다.
(740 내지 900℃의 온도역에서의 유지 시간)
냉연판 어닐링에 있어서, 200 내지 400℃의 온도역에 있어서의 노점과 유지 시간을 최적화하여 강판의 최표층부에 미세한 Ti 석출물을 생성시킨 후, 이들의 미세한 Ti 석출물을 핵으로 하여, 740 내지 900℃에서의 유지 시간을 제어함으로써, 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 있다. 또한, 740 내지 900℃에서의 유지에서는, 200 내지 400℃에서의 유지에 비하여 강 중의 합금 원소의 확산이 촉진되기 때문에, 강 중에 고용하고 있었던 C가 산소와 결부되고, 분위기 중에 탈리(탈탄 반응)하여 고용 C양이 저하된다. 이 효과에 의해 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 0.20질량％ 미만으로 저감할 수 있고, 이 영역에 연질층을 새롭게 만드는 것이 가능하게 된다. 여기서, 유지 시간이란, 740 내지 900℃의 온도역에 체재하고 있는 시간을 말하는 것이고, 따라서 740 내지 900℃ 사이에서 서서히 승온되어 있는 경우의 시간을 포함하는 것이다. 유지 시간이 짧으면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 모자라기 때문에, Ti 석출물 그리고 당해 Ti 석출물을 중심으로 한 Si 및 Mn 산화물의 조대화가 충분하지 않고, 냉연판 어닐링 후의 강판의 최표층에 있어서 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 없고, 게다가, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 저감할 수 없게 된다. 이 때문에, 유지 시간의 하한값은 45초 이상으로 하고, 바람직하게는 48초 이상 또는 60초 이상이다. 한편으로, 유지 시간이 길면, 강판 내에 침입하는 산소의 양이 과잉이 되고, Ti 석출물 그리고 당해 Ti 석출물을 중심으로 한 Si 및 Mn 산화물의 조대화 및 합체를 억제할 수 없게 되어, 석출물의 수 밀도가 저하된다. 이 때문에, 유지 시간의 상한값은 300초 이하로 하고, 바람직하게는 250초 이하이다.
본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 상기한 바와 같이, 강판 표층에 미세한 석출물(예를 들어 Ti 산화물)을 형성시키기 위하여 Ti를 함유시키고 있고, 보다 구체적으로는, Ti를 함유하는 열연 강판을 권취 공정에 있어서 580℃ 이하의 비교적 낮은 권취 온도에서 권취함으로써, 강 조직 중의 조대한 Ti 석출물의 생성이 억제되고, 다음 산세 공정에 있어서 열연 강판 표층의 제거량을 5㎛ 이상으로 함으로써 외부 산화물에 추가하여 내부 산화물도 완전히 제거되어, 강 중의 Ti가 산소와 결부되는 것을 억제하여 Ti를 고용 상태로 존재시키는 것을 가능하게 한다. 이어서, 어닐링 공정에 있어서 200 내지 400℃에서의 제어된 어닐링(노점: -20 내지 20℃, 유지 시간: 20 내지 180초)에 의해 미세한 Ti 석출물을 생성하고, 이어서 740 내지 900℃에서의 제어된 어닐링(노점: -20 내지 20℃, 유지 시간: 40 내지 300초)에 의해, 상기의 미세한 Ti 석출물을 핵으로 하여 강판의 최표층에 석출물을 충분한 양으로 석출시킬 수 있다. 이러한 석출물에 기인하는 석출 강화에 의해 최표층의 경도를 증가시킬 수 있다. 또한, 이러한 고온 하에서 강 중의 합금 원소의 확산이 촉진되어, 강 중에 고용하고 있었던 C가 산소와 결부되어 분위기 중에 탈리하고, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 0.20질량％ 미만으로 저감할 수 있다. 그 결과로서, 이 영역에 최표층에 비교하여 부드러운 층을 형성할 수 있다. 즉, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, Ti의 존재를 전제로 하여, 이것을 함유하는 강을 특히 권취 공정, 산세 공정 및 어닐링 공정의 제조 조건을 적절하게 제어함으로써, 강판의 표층 조직에 경도 등의 특성이 충분한 경사를 부여하는 것을 가능하게 하고 있다. Ti의 존재를 전제로 한 이러한 특정한 제조 조건의 조합에 의해, 강판의 표층 조직에 특성의 경사를 부여할 수 있다는 사실은 종래 알려져 있지 않고, 금회, 본 발명자들에 의해 처음으로 밝혀진 것이다.
(평균 냉각 속도)
이하, 어닐링 후의 냉각, 템퍼링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태에 대하여 상세하게 설명한다. 하기의 기재는, 어닐링 후의 냉각, 템퍼링 및 도금 처리의 바람직한 실시 형태의 단순한 예시이며, 강판의 제조 방법을 전혀 한정하는 것은 아니다. 상기 어닐링 후의 냉각은, 750℃에서 550℃까지 평균 냉각 속도 100℃/초 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 100℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써 경도의 변동을 억제하는 것이 가능하게 된다. 평균 냉각 속도는 80℃/초 이하 또는 60℃/초 이하여도 된다. 평균 냉각 속도의 하한값은, 특별히 한정되지는 않지만, 충분한 강도를 확보한다는 관점에서, 예를 들어 2.5℃/초이면 되고, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상, 가장 바람직하게는 20℃/초 이상이다.
(냉각 정지 온도)
상기의 냉각은, 25 내지 550℃의 온도에서 정지하고(냉각 정지 온도), 계속해서, 이 냉각 정지 온도가 도금욕 온도보다도 낮은 경우에는 350 내지 550℃의 온도역으로 재가열하여 체류시켜도 된다. 상술한 온도 범위에서 냉각을 행하면 냉각 중에 미변태의 오스테나이트로 마르텐사이트가 생성된다. 그 후, 재가열을 행함으로써, 마르텐사이트는 템퍼링되어, 경질상 내에서의 탄화물 석출이나 전위의 회복·재배열이 일어나고, 내수소 취성이 개선된다.
(체류 온도 및 체류 시간)
재가열 후 또한 도금욕 침지 전에, 350 내지 550℃의 온도역에서 강판을 체류시켜도 된다. 이 온도역에서의 체류는, 마르텐사이트의 템퍼링에 기여할 뿐만 아니라, 판의 폭 방향의 온도 불균일을 없애고, 도금 후의 외관을 향상시킨다. 또한, 냉각 정지 온도가 350 내지 550℃였던 경우에는, 재가열을 행하지 않고 체류를 행하면 된다. 체류를 행하는 경우, 체류 시간은 10 내지 600초인 것이 바람직하다.
(템퍼링)
템퍼링은, 일련의 어닐링 공정에 있어서, 냉연판 또는 냉연판에 도금 처리를 실시한 강판을, 실온까지 냉각한 후, 혹은, 실온까지 냉각하는 도중(다만 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하)에 있어서 재가열을 개시하고, 150 내지 400℃의 온도역에서 2초 이상 유지함으로써 실시해도 된다. 이러한 처리에 의하면, 재가열 후의 냉각 중에 생성된 마르텐사이트를 템퍼링하고, 템퍼링 마르텐사이트로 함으로써, 내수소 취성을 개선할 수 있다. 템퍼링은, 연속 어닐링 설비 내에서 행해도 되고, 연속 어닐링 후에 오프라인에서 별도 설비에서 실시해도 된다. 이때, 템퍼링 시간은, 템퍼링 온도에 따라 다르다. 즉, 저온일수록 장시간이 되고, 고온일수록 단시간이 된다.
(도금)
어닐링 공정 중 또는 어닐링 공정 후의 냉연 강판에 대하여, 필요에 따라, (아연 도금욕 온도-40)℃ 내지 (아연 도금욕 온도+50)℃로 가열 또는 냉각하여, 용융 아연 도금을 실시해도 된다. 용융 아연 도금 공정에 의해, 냉연 강판의 적어도 한쪽의 표면, 바람직하게는 양쪽의 표면에는, 용융 아연 도금층이 형성된다. 이 경우, 냉연 강판의 내식성이 향상되므로 바람직하다. 용융 아연 도금을 실시해도, 강판의 내LME성을 충분히 유지할 수 있다.
(도금욕의 조성)
도금욕의 조성은, Zn을 주체로 하고, 유효 Al양(도금욕 중의 전체 Al양에서 전체 Fe양을 뺀 값)이 0.050 내지 0.250질량％인 것이 바람직하다. 도금욕 중의 유효 Al양이 0.050질량％ 미만이면, 도금층 중으로의 Fe의 침입이 과도하게 진행되고, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 한편, 도금욕 중의 유효 Al양이 0.250질량％를 초과하면, 강판과 도금층의 경계에, Fe 원자 및 Zn 원자의 이동을 저해하는 Al계 산화물이 생성되고, 도금 밀착성이 저하될 우려가 있다. 도금욕 중의 유효 Al양은 0.065질량％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.180질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 도금욕은, Zn이나 Al 이외에도 Mg 등의 원소를 함유하고 있어도 된다.
(도금욕 침지판 온도)
도금욕 침지판 온도(용융 아연 도금욕에 침지할 때의 강판 온도)는, 용융 아연 도금욕 온도보다 40℃ 낮은 온도(용융 아연 도금욕 온도-40℃)로부터 용융 아연 도금욕 온도보다 50℃ 높은 온도(용융 아연 도금 온도+50℃)까지의 온도 범위가 바람직하다. 도금욕 침지판 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하면, 도금욕 침지 시의 방열이 크고, 용융 아연의 일부가 응고해 버려 도금 외관을 열화시킬 경우가 있기 때문에 바람직하지 않다. 침지 전의 판 온도가 용융 아연 도금욕 온도-40℃를 하회하고 있었던 경우, 임의의 방법으로 도금욕 침지 전에 더 가열을 행하고, 판 온도를 용융 아연 도금욕 온도-40℃ 이상으로 제어하고 나서 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 도금욕 침지판 온도가 용융 아연 도금욕 온도+50℃를 초과하면, 도금욕 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제를 유발한다.
(도금욕 침지 후의 유지 온도)
용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 용융 아연 도금층을 형성한 강판을 470 내지 550℃의 온도 범위로 가열하는 것이 바람직하다. 합금화 온도가 470℃ 미만이면, 합금화가 충분히 진행되지 않을 우려가 있다. 한편, 합금화 온도가 550℃를 초과하면, 합금화가 너무 진행해서, Γ상의 생성에 의해, 도금층 중의 Fe 농도가 15％를 초과함으로써 내식성이 열화될 우려가 있다. 합금화 온도는 480℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 540℃ 이하인 것이 더욱 보다 바람직하다. 합금화 온도는, 강판의 성분 조성 및 내부 산화층의 형성 정도에 따라 바꿀 필요가 있으므로, 도금층 중의 Fe 농도를 확인하면서 설정하면 된다. 한편, 용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시하지 않는 경우에는, 도금욕 침지 후의 유지 온도는 470℃ 미만이어도 되고, 예를 들어 450 내지 470℃ 미만이어도 된다.
(도금 프리 처리)
도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해서, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다.
(도금 후 처리)
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선하는 목적으로, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
(스킨 패스 압하율)
또한, 강판 형상의 교정이나 가동 전위 도입에 의해 연성의 향상을 도모하는 것을 목적으로 하여, 스킨 패스 압연을 실시해도 된다. 열처리 후의 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1 내지 1.5％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만이면 효과가 작고, 제어도 곤란한 점에서, 0.1％를 하한으로 한다. 1.5％를 초과하면 생산성이 현저하게 저하되므로 1.5％를 상한으로 한다. 스킨 패스는, 인라인에서 행해도 되고, 오프라인에서 행해도 된다. 또한, 한번에 목적으로 하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.
상기의 제조 방법에 의하면, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다.
이하에 본 발명에 관한 실시예를 나타낸다. 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명 요지를 일탈하지 않고, 본 발명 목적을 달하는 한에 있어서는, 다양한 조건을 채용 가능하게 하는 것이다.
실시예
(예 1)
여러가지의 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하였다. 이들의 강편을 1220℃로 가열한 노 내에 삽입하고, 60분간 유지하는 균일화 처리를 부여한 후에 대기 중에 빼내고, 열간 압연하여 판 두께 2.6mm의 강판을 얻었다. 열간 압연에 있어서의 마무리 압연의 완료 온도는 910℃이고, 550℃까지 냉각하여 권취하였다. 계속해서, 이 열연 강판의 산화 스케일을 산세에 의해 편면 10㎛의 두께를 강판의 양면 표층으로부터 제거하고(산세 후 냉간 압연 전의 내부 산화층의 두께는 표 2에 나타내는 대로), 압하율 45％의 냉간 압연을 실시하고, 판 두께를 1.4mm로 마무리하였다. 또한, 이 냉연 강판을 어닐링하고, 구체적으로는 860℃까지 승온할 때, 200 내지 400℃의 온도 범위를 노점-5℃의 분위기로 제어하고, 그 온도 범위에 있어서의 유지 시간을 30초로 하고, 게다가, 740 내지 900℃의 온도 범위를 노점 5℃의 분위기로 제어하고, 그 온도 범위에 있어서의 유지 시간을 120초로 하였다. 이어서, 냉연 강판을 표 2에 나타내는 조건 하에서 냉각 및 체류시키고, 이어서 스킨 패스 압연을 실시하였다. 얻어진 각 강판으로부터 채취한 시료를 분석한 화학 조성은, 표 1에 나타내는 대로였다. 또한, 표 1에 나타내는 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 또한, 표 2는 상기의 가공 열처리를 부여한 강판의 특성 평가 결과이다.
(인장 강도, 전체 신율 및 구멍 확장값의 평가)
인장 강도(TS) 및 전체 신율(t-El)은, 시험편의 긴 쪽 방향이 강판의 압연 직각 방향과 평행해지는 방향에서 JIS5호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)에 준거하여 인장 시험을 행함으로써 측정하였다. 또한, 구멍 확장값은 이하와 같이 하여 결정하였다. 먼저, 시험편에 직경 10mm의 원형 구멍(초기 구멍: 구멍 직경d0=10mm)을, 클리어런스가 12.5％가 되는 조건에서 펀칭하고, 거스러미(버)가 다이측이 되도록 하고, 꼭지각 60°의 원추 펀치로 판 두께를 관통하는 균열이 발생할 때까지 초기 구멍을 펴 넓혀, 균열 발생 시의 구멍 직경 d1mm를 측정하고, 하기 식에서 각 시험편의 구멍 확장값 λ(％)를 구하였다. 이 구멍 확장 시험을 5회 실시하고, 그것들의 평균값을 구멍 확장값 λ로서 결정하였다.
λ=100×(d1-d0)/d0
(내LME성의 평가)
내LME성은, 이하와 같이 하여 평가하였다. GA 연강(합금화 용융 아연 도금 강판)과 표 2에 나타내는 강판으로 하기 조건에서 용접 시험을 행하고, 4.0kA에서 10.0kA까지 전류량을 바꾸어서 용접한 시험편을 제작하고, 그 후, 단면 조직을 관찰하여, 너깃 직경과 균열의 길이를 확인하고, 너깃 직경이 5.5mm 이하의 영역에 있어서 균열 길이가 0.1mm 미만이었던 경우에 합격(OK)으로 하고, 너깃 직경이 5.5mm 이하의 영역에 있어서 균열 길이가 0.1mm 이상이었던 경우에 불합격(NG)으로 하였다.
전극: Cr-Cu제의 DR형 전극(선단 외경: 8mm, R: 40mm)
가압력 P: 450kg
전극의 경사각 θ: 5°
업 슬로프: 없음
제1 통전 시간 t1: 0.2초
무통전 시간 tc: 0.04초
제2 통전 시간 t2: 0.4초
전류비 I1/I2: 0.7
통전 종료 후의 유지 시간: 0.1초
인장 강도가 1200MPa 이상이고, 내LME성의 평가가 OK인 경우를, 고강도이며 또한 용접성이 우수한 강판으로서 평가하였다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 1-3]
Figure pct00003
[표 1-4]
Figure pct00004
[표 2-1]
Figure pct00005
[표 2-2]
Figure pct00006
[표 2-3]
Figure pct00007
[표 2-4]
Figure pct00008
표 2를 참조하면, 예 U-1은 C 함유량이 낮았기 때문에, 인장 강도가 1200MPa 미만이었다. 예 V-1은 C 함유량이 높았기 때문에, 신율의 저하와 함께 내LME성이 저하되었다. 예 W-1은 Si 함유량이 높았기 때문에, 인장 강도의 증가와 함께 신율이 저하되고, 또한 내LME성이 저하되었다. 예 X-1은 Mn 함유량이 낮았기 때문에, 인장 강도가 1200MPa 미만이었다. 예 Y-1은 Mn 함유량이 높았기 때문에, 인장 강도의 증가와 함께 신율이 저하되고, 또한 내LME성이 저하되었다. 예 Z-1은 P 함유량이 높았기 때문에, 강판이 취화해 버려, 내LME이 저하되었다. 예 AA-1은 S 함유량이 높았기 때문에, 내LME이 저하되었다. 예 AB-1은 Al 함유량이 높았기 때문에, 페라이트 변태 등이 과도하게 촉진되어서 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다. 예 AC-1은 N 함유량이 높았기 때문에, 강판 표층에 있어서의 석출물의 생성을 제어할 수 없고, 내LME성이 저하되었다. 예 AH-1은 Ti 함유량이 낮았기 때문에, 강판 표층에 석출물을 충분히 생성시킬 수 없고, 내LME성이 저하되었다. 예 AI-1은 Ti 함유량이 높았기 때문에, 석출물이 과잉으로 생성되고, 인장 강도가 저하되었다. 한편으로, 예 AD-1 내지 AG-1은, 인장 강도 및 내LME성은 양호했지만, 각각 Co, Ni, Mo 및 Cr 함유량이 높았기 때문에, 충분한 신율을 달성할 수 없었다. 마찬가지로, 예 AJ-1 내지 AU-1은, 인장 강도 및 내LME성은 양호했지만, 각각 B, V, Cu, Ta, Sn, Sb, Mg, Ca, Y, Zr, La 및 Ce 함유량이 높았기 때문에, 충분한 구멍 확장성을 달성할 수 없었다. 이들의 예는, 「고강도이며 또한 용접성이 우수한 강판을 제공한다」라고 하는 본 발명의 과제를 해결하는 것이지만, 상기 원소의 함유량이 본 발명의 범위 외인 점에서 참고예로 하고 있다.
이것과는 대조적으로, 예 A-1 내지 T-1에서는, 강판의 화학 조성 및 조직을 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 우수한 내LME성을 가짐과 함께, 전체 신율 및 구멍 확장성도 개선된 강판을 얻을 수 있었다. 또한, 표 2에는 특별히 나타나 있지 있지만, 예 A-1 내지 T-1의 강판 표면으로부터 60㎛ 내지 판 두께 1/4의 깊이 영역에서의 고용 C양은, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양보다도 높고, 보다 구체적으로는 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양의 1.20배 이상이었다.
(예 2)
또한, 제조 조건의 영향을 조사하기 위해서, 표 2에 있어서 우수한 특성이 인정된 강종 A 내지 T를 대상으로 하여, 표 3에 기재하는 제조 조건의 가공 열처리를 부여하여, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판을 제작하고, 냉연 어닐링 후의 강판의 특성을 평가하였다. 여기서, 도금을 실시한 강판은 용융 아연 도금욕 중에 강판을 침지한 후에 표 3에 나타내는 온도에서 유지하고 있고, 유지 온도가 450 내지 470℃ 미만이면 용융 아연 도금 강판이고, 유지 온도가 470℃ 이상이면 강판의 표면에 철과 아연의 합금 도금층을 부여한 합금화 용융 아연 도금 강판이다. 또한, 냉연판 어닐링에 있어서 각각의 체류 온도에서 유지한 후의 강판을 실온까지 냉각할 때까지의 동안에, 일단 150℃까지 냉각한 강판을 재가열하여 2초 이상 유지하는 템퍼링 처리를 부여하였다. 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다. 또한, 특성의 평가 방법은 예 1의 경우와 마찬가지이다.
[표 3-1]
Figure pct00009
[표 3-2]
Figure pct00010
[표 3-3]
Figure pct00011
[표 3-4]
Figure pct00012
[표 3-5]
Figure pct00013
[표 3-6]
Figure pct00014
표 3을 참조하면, 예 B-2 및 N-2는 냉연판 어닐링에 있어서의 740 내지 900℃의 온도역에서의 노점이 낮았기 때문에, 강판 표층에 석출물을 충분히 생성시킬 수 없고, 또한 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 충분히 저감할 수 없었다. 그 결과로서 내LME성이 저하되었다. 예 D-2 및 T-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 740 내지 900℃의 온도역에서의 유지 시간이 짧았기 때문에, 마찬가지로 강판 표층에 석출물을 충분히 생성시킬 수 없고, 또한 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양을 충분히 저감할 수 없었다. 그 결과로서 내LME성이 저하되었다. 예 F-2 및 M-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 200 내지 400℃의 온도역에서의 노점이 낮았기 때문에, 강판 표층에 석출물을 충분히 생성시킬 수 없고, 내LME성이 저하되었다. 예 I-2 및 P-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 740 내지 900℃의 온도역에서의 노점이 높았기 때문에, 강판 표층의 석출물이 조대화하여 수 밀도가 작아지고, 내LME성이 저하되었다. 예 K-2 및 A-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 740 내지 900℃의 온도역에서의 유지 시간이 길었기 때문에, 마찬가지로 강판 표층의 석출물이 조대화하여 수 밀도가 작아지고, 내LME성이 저하되었다.
예 Q-2 및 C-4는 권취 온도가 높았기 때문에, 강판의 표층 조직에 특성이 충분한 경사를 부여할 수 없고, 내LME성이 저하되었다. 예 S-2 및 I-3은 냉연판 어닐링에 있어서의 200 내지 400℃의 온도역에서의 노점이 높았기 때문에, 강판 표층의 석출물이 조대화하여 수 밀도가 작아지고, 내LME성이 저하되었다. 예 G-3 및 S-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 200 내지 400℃의 온도역에서의 유지 시간이 길었기 때문에, 마찬가지로 강판 표층의 석출물이 조대화하여 수 밀도가 작아지고, 내LME성이 저하되었다. 예 O-3 및 J-4는 산세에 의한 강판 표층의 제거량이 적었기 때문에, 강판 표층의 석출물이 조대화하여 강판의 표층 조직에 특성이 충분한 경사를 부여할 수 없고, 내LME성이 저하되었다. 이러한 석출물의 조대화는, 강판 표층의 제거량이 적었기 때문에 완전히 제거되지 않고 강판 표층에 남은 내부 산화물로부터의 산소의 공급에 기인하는 것으로 생각된다. 예 R-3 및 H-4는 냉연판 어닐링에 있어서의 200 내지 400℃의 온도역에서의 유지 시간이 짧았기 때문에, 강판 표층에 석출물을 충분히 생성시킬 수 없고, 내LME성이 저하되었다.
이것과는 대조적으로, 본 발명에 관한 모든 실시예에 있어서, 특히 권취 온도, 산세에 의한 강판 표층의 제거량, 냉연판 어닐링의 소정의 온도역에 있어서의 노점 및 유지 시간을 적절하게 제어함으로써, 고강도이며 또한 우수한 내LME성에 추가하여, 전체 신율 및 구멍 확장성도 개선된 강판을 얻을 수 있었다. 또한, 표 3에는 특별히 나타내지 않고 있지만, 모든 실시예의 강판 표면으로부터 60㎛ 내지 판 두께 1/4의 깊이 영역에서의 고용 C양은, 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양보다도 높고, 보다 구체적으로는 강판 표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양의 1.20배 이상이었다.

Claims (5)

  1. 질량％로,
    C: 0.20 내지 0.40％,
    Si: 0.01 내지 2.00％,
    Mn: 0.10％ 내지 4.00％,
    P: 0.0200％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 1.500％ 이하,
    N: 0.0200％ 이하,
    Ti: 0.005 내지 0.500％,
    Co: 0 내지 0.5000％,
    Ni: 0 내지 1.0000％,
    Mo: 0 내지 1.0000％,
    Cr: 0 내지 2.0000％,
    O: 0 내지 0.0200％,
    B: 0 내지 0.0100％,
    Nb: 0 내지 0.5000％,
    V: 0 내지 0.5000％,
    Cu: 0 내지 0.5000％,
    W: 0 내지 0.1000％,
    Ta: 0 내지 0.1000％,
    Sn: 0 내지 0.0500％,
    Sb: 0 내지 0.0500％,
    As: 0 내지 0.0500％,
    Mg: 0 내지 0.0500％,
    Ca: 0 내지 0.0500％,
    Y: 0 내지 0.0500％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    La: 0 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0 내지 0.0500％를
    함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    표면으로부터 1 내지 10㎛의 깊이 영역에 있어서 직경 0.1㎛ 미만의 석출물이 10 내지 200개/㎛2의 수 밀도로 존재하고 있고,
    표면으로부터 10 내지 60㎛의 깊이 영역에서의 고용 C양이 0.20질량％ 미만이고,
    인장 강도가 1200MPa 이상인, 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 질량％로,
    Co: 0.0001 내지 0.5000％,
    Ni: 0.0001 내지 1.0000％,
    Mo: 0.0001 내지 1.0000％,
    Cr: 0.0001 내지 2.0000％,
    O: 0.0001 내지 0.0200％,
    B: 0.0001 내지 0.0100％,
    Nb: 0.0001 내지 0.5000％,
    V: 0.0001 내지 0.5000％,
    Cu: 0.0001 내지 0.5000％,
    W: 0.0001 내지 0.1000％,
    Ta: 0.0001 내지 0.1000％,
    Sn: 0.0001 내지 0.0500％,
    Sb: 0.0001 내지 0.0500％,
    As: 0.0001 내지 0.0500％,
    Mg: 0.0001 내지 0.0500％,
    Ca: 0.0001 내지 0.0500％,
    Y: 0.0001 내지 0.0500％,
    Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
    La: 0.0001 내지 0.0500％, 및
    Ce: 0.0001 내지 0.0500％로
    이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판의 적어도 한쪽의 표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘, 그것들의 임의의 조합으로 이루어지는 합금, 또는 그 원소들 중 적어도 1종과 철의 합금을 함유하는 도금층이 형성된, 강판.
  4. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 조성을 갖는 강편을 열간 압연하고, 이어서 580℃ 이하에서 권취하는 공정,
    얻어진 열연 강판을 산세하여 상기 열연 강판의 표면 상에 존재하는 산화 스케일을 제거함과 함께 상기 열연 강판의 표층을 적어도 5㎛ 제거하는 공정, 및
    상기 열연 강판을 냉간 압연하고, 이어서 어닐링하는 공정이며, 상기 어닐링은, 얻어진 냉연 강판을 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 200 내지 400℃의 온도역에서 20 내지 180초간 유지하고, 이어서 노점이 -20 내지 20℃의 분위기 중 740 내지 900℃의 온도역에서 45 내지 300초간 유지하는 것을 포함하는 공정을
    포함하는, 강판의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서, 상기 어닐링에 있어서, 상기 냉연 강판의 적어도 한쪽의 표면에, 아연, 알루미늄, 마그네슘, 그것들의 임의의 조합으로 이루어지는 합금, 또는 그 원소들 중 적어도 1종과 철의 합금을 함유하는 도금층이 형성되는, 강판의 제조 방법.
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