KR100572179B1

KR100572179B1 - 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및그 제조방법

Info

Publication number: KR100572179B1
Application number: KR1020017007932A
Authority: KR
Inventors: 오사와가즈노리; 사까따게이; 스즈끼요시쯔구; 후루끼미오사무; 시노하라아끼오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 1999-10-22
Filing date: 2000-10-13
Publication date: 2006-04-18
Also published as: US6537394B1; EP1146132B1; DE60033498D1; CN1341154A; CA2353492A1; AU773014B2; EP1146132A1; EP1146132A4; TW521095B; KR20010080778A; WO2001031077A1; CA2353492C; DE60033498T2; AU7685700A; CN1124358C

Abstract

강 중에,

C : 0.01 ∼ 0.20 wt%, Si : 1.0 wt% 이하, Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%, P : 0.10 wt% 이하, S : 0.05 wt% 이하, Al : 0.10 wt% 이하, N : 0.010 wt% 이하

를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어짐과 동시에, 페라이트상의 면적율이 50 % 이상, 페라이트상의 평균결정입경이 10 ㎛ 이하이며, 제 2 상으로 이루어지는 밴드형 조직의 두께가 Tb/T ≤0.005 (단, Tb : 밴드형 조직의 판두께방향 평균두께, T : 강판 판두께) 인 관계를 만족하는 금속조직을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법.

연속 용융아연도금 라인 등의 설비를 이용하여 용융아연도금한 경우, 가공성이 양호하고 강도가 높으며, 양호한 도금을 얻을 있는 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법을 제안한다.

Description

가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법{HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH AND ALSO BEING EXCELLENT IN FORMABILITY AND GALVANIZING PROPERTY}

본 발명은 자동차의 내판, 외판 등의 용도에 적합한 고강도 용융아연도금 강판 (고강도 합금화 용융아연도금 강판을 포함) 의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 안전성, 경량화 및 저연비화, 나아가서는 지구환경의 개선이라는 관점에서 자동차용 강판으로 고강도인 용융아연도금 강판을 적용하는 경향이 증가하고 있다.

고강도 용융아연도금 강판을 제조하기 위해서는, 도금성이 좋고 용융아연도금욕을 통과하거나 또는 추가로 합금화 처리를 실시한 후에 원하는 강도와 가공성을 얻을 수 있는 강판이라야 한다.

일반적으로 강판의 강도를 증가시키기 위해서는 Mn, Si, P 등의 고용강화원소나 Ti, Nb, V 등의 석출강화원소를 첨가하고 있다. 이러한 원소를 첨가한 강판을 연속 용융아연도금 라인 (CGL) 에서 처리하면 도금성이 열화된다고 알려져 있다.

이와 같이 합금원소의 함유량은 강도와 도금성에 상반되는 작용을 불러오기 때문에 연속 용융아연도금 라인에서 도금성이 좋은 고강도 용융아연도금 강판을 제조하는 것은 매우 곤란하였다. 또, 고강도 용융아연도금 강판은 일반적으로 신장(伸張) 등의 가공성에 관한 특성은 떨어지므로, 가공성이 좋은 용융아연도금 강판을 제조하는 것은 더 곤란한 일이었다.

그런데, 종래의 가공성을 높인 고강도 강판으로는 페라이트 기지에 마르텐사이트를 주상(主相)으로 하는 저온변태상 (잔류 오스테나이트도 포함) 을 함유하는 복합조직 강판이 알려져 있다. 이 복합조직 강판은 상온 비시효이며 항복비가 낮고 가공성 및 가공후의 베이킹 경화성이 우수하며, 페라이트 + 오스테나이트 (α+γ) 2 상(相) 영역 온도에서 가열한 후 수냉이나 가스냉각 등으로 급랭함으로써 제조된다.

그러나, 이 복합조직 강판을 500 ℃ 정도의 온도로 용융아연도금, 또는 추가로 합금화 처리한 경우, 페라이트 기지 중에 분산되어 있는 마르텐사이트가 템퍼링되고 인장강도, 신장은 저하하여 상항복점이 발현되고 항복비의 상승, 그리고 항복점 신장의 발생이 생기게 된다.

템퍼링 연화는 Mn, Si 등의 합금원소가 적을수록 발생하기 쉽고, 한편 이들 합금원소가 많은 경우에는 용융아연도금성이 저하하게 된다. 결국, 복합조직 강판에서도 도금 공정에서 마르텐사이트가 템퍼링되기 때문에 그 특징인 가공성과 고강도를 양립시키고 양호한 도금성을 발휘시키는 것은 종래 기술하에서는 곤란하였다.

그래서, 도금성이 양호한 고강도 강판 및 그 제조방법의 발명으로서, 본 출 원인은 별도로 국제출원번호 : PCT/JP99/04385 호 및 PCT/JP00/02547 호를 출원하고 있다.

PCT/JP99/04385 호는 상술한 페라이트 기지에 마르텐사이트를 주상으로 하는 저온변태상을 갖는 듀얼 페이스(Dual Phase) 형 복합조직 도금 강판을 제조하는데 매우 중요한 Mo, Cr 을 첨가한 경우에 관한 발명이다. 그러나, Mo, Cr 은 매우 고가인 원소이며 본 발명이 목적으로 하는 범용의 저렴한 도금강판을 제조하는데는 비용이 너무 많이 드는 강 성분 구성이다. 또, PCT/JP99/04385 호에서는 Mn 이 다량으로 첨가된 재료를 더 유리하게 듀얼 페이스(Dual Phase) 형 복합조직 강판으로 하기 위해 Mo 를 첨가하는 것인데, Mo 를 첨가하면 강판 중의 밴드형 조직의 두께가 더 두꺼워진다. 따라서, 프레스 균열의 기점이 되어 오히려 가공성이 열화되고 말아, 이 밴드형 조직을 해소하기 위해 고온소둔이 필요불가결한 요소가 된다. 이 고온가열은 2 회 가열법일 때는 도금성에 유효하게 작용하지만, 1 회 가열법일 때에는 반대로 불리해지기 때문에, 꼭 2 개의 프로세스를 양립하는 좋은 조건은 아니다.

한편, PCT/JP00/02547 호는 Mn 를 1.0 ∼ 3.0 %, Si 를 0.3 ∼ 1.8 % 첨가한 강도-신장 균형을 향상시키는데 매우 중요한 잔류 오스테나이트상과 템퍼링 마르텐사이트상을 함유하는 복합조직 도금 강판이다. 그러나, 이들 조직을 얻기 위해서는 1 차의 가열냉각공정과 2 차의 가열냉각공정의 조합이 필요하다. 또, 1 차 가열후의 냉각과정에서는 가열후 10 ℃/s 이상의 냉각속도로 한번에 Ms 점 이하까지 담금질 처리해야 할 필요가 있어, 조업상 상당히 어려운 문제가 있다. 또, 통상 1 회의 가열·냉각 공정으로 끝날 CGL 라인 전에서 여분의 가열 냉각 공정을 적어도 1 회 이상 실시해야 한다.

그래서 본 발명자들은 종래 기술이 안고 있던 상기 문제를 해결하기 위해, 연속 용융아연도금 라인 등의 설비를 이용하여 용융아연도금해도 양호한 가공성과 고강도를 모두 만족하며, 양호한 도금성도 얻을 수 있는 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 구체적인 목적은, 가공성과 고강도를 나타내는 지표로서 TS : 590 MPa 이상, El : 25 % 이상, TS ×El 의 값 : 15000 MPa·% 이상을 만족하면서 양호한 도금을 얻는 것에 있다.

이번에 발명자들은 상기 과제의 해결을 위해 예의연구한 결과, Mo, Cr 을 첨가하지 않고 또 조직적으로 잔류 오스테나이트상과 템퍼링 마르텐사이트상을 함유시키지 않고도 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 제조방법을 알아내어 본 발명을 완성하게 되었다.

즉, 본 발명은 이하의 구성을 요지로 하는 것이다.

(1)

C : 0.01 ∼ 0.20 wt%, Si : 1.0 wt% 이하,

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%, P : 0.10 wt% 이하,

S : 0.05 wt% 이하, Al : 0.10 wt% 이하,

N : 0.010 wt% 이하를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성으로 이루어짐과 동시에, 페라이트상의 면적율이 50 % 이상, 페라이트상의 평균결정입경이 10 ㎛ 이하이며, 제 2 상으로 이루어지는 밴드형 조직의 두께가 Tb/T ≤0.005 (단, Tb : 밴드형 조직의 판두께방향 평균두께, T : 강판 판두께) 인 관계를 만족하는 금속조직을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판.

(2)

C : 0.01 ∼ 0.20 wt%, Si : 1.0 wt% 이하,

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%, P : 0.10 wt% 이하,

S : 0.05 wt% 이하, Al : 0.10 wt% 이하,

N : 0.010 wt% 이하를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고 추가로 Cu 및 Ni 중 1 종 또는 2 종을 합계로 3.0 wt% 이하 함유하며 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성으로 이루어짐과 동시에, 페라이트상의 면적율이 50 % 이상, 페라이트상의 평균결정입경이 10 ㎛ 이하이며, 제 2 상으로 이루어지는 밴드형 조직의 두께가 Tb/T ≤0.005 (단, Tb : 밴드형 조직의 판두께방향 평균두께, T : 강판 판두께) 인 관계를 만족하는 금속조직을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판.

(3)

상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하 여 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고, 이어서 그대로 또는 더 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 750 ℃ 이상으로 가열해서, 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.

(4)

상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고, 이어서 그대로 또는 더 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 750 ℃ 이상으로 가열해서, 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하며, 이어서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.

(5)

상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고, 이어서 그대로 또는 더 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 일단 750 ℃ 이상으로 가열하고 냉각하고 나서 다시 700 ℃ 이상으로 가열하여 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.

(6)

상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고, 이어서 그대로 또는 더 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 일단 750 ℃ 이상으로 가열하고 냉각하고 나서 다시 700 ℃ 이상 으로 가열하여 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하며, 이어서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.

즉,

(1) Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 적극적으로 첨가하여 TiC, NbC, VC 등의 탄화물 등의 결정입계 이동의 핀고정 효과에 의해 페라이트 (α) 결정입자를 10 ㎛ 이하로 미세화해 둘 수 있어, 가열시 페라이트 + 오스테나이트 (α+γ) 2 상 영역 중에 생성, 성장하는 γ입자, 또는 오스테나이트 (γ) 단상역에서의 γ입자의 조대화를 억제하는 효과.

(2) 가열전부터 존재하며 C, Mn 을 다량으로 함유한 제 2 상으로 이루어지는 밴드형 조직의 두께가, Tb/T ≤0.005 (단, Tb : 밴드형 조직의 판두께방향 평균두께, T : 강판 판두께) 의 관계를 만족하도록 분산시키는 가열의 효과.

이상의 상승효과에 의해, Mo, Cr 을 첨가하지 않고 또한 조직적으로 잔류 오스테나이트상과 템퍼링 마르텐사이트상을 함유하지 않고도 냉각전의 γ입자가 미세하기 때문에 냉각중에 C, Mn 가 α상 →γ상으로 농화(濃化)하는 것을 촉진시켜 유효하게 γ상을 마르텐사이트화하여 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다는 것을 알아낸 것이다.

특히, PCT/JP99/04385 호 및 PCT/JP00/02547 호와 같이 도금성에 유해한 Cr, Si 를 필수원소로서 거의 함유하지 않으므로 도금성은 매우 양호하며, 또한 Mo 첨가가 없으므로 가열전부터 존재하는 밴드형 조직도 비교적 얇아 도금성이라는 관점 에서 불리한 1 회 CGL 법일 때 고온가열을 하지 않아도 가공성이 양호한 고강도 도금 강판을 제조할 수 있다는 장점이 있다.

도 1 은 인장강도 (TS), 항복강도 (YS), 신장 (El) 및 도금성에 미치는 연속용융아연도금 라인에서의 가열온도 영향을 나타내는 그래프이다.

도 2 는 인장강도 (TS), 항복강도 (YS), 신장 (El) 및 도금성에 미치는 권취온도 및 2 회의 가열유무의 영향을 나타내는 그래프이다.

먼저, 본 발명의 기초가 된 실험결과에 관하여 설명한다.

(실험 1)

화학조성이 0.08 wt%C - 0.01 wt%Si - 1.9 wt%Mn - 0.011 wt%P - 0.002 wt%S - 0.04 wt%Al - 0.0022 wt%N - 0.02 wt%Ti - 0.05 wt%Nb 이고 두께 30 ㎜ 인 시트 바를 1200 ℃ 로 가열하여 5 패스로 두께 2.8 ㎜ 의 열연판으로 하였다. 그 후, 권취온도 (CT) 상당 처리로서 400 ℃, 650 ℃ 에서 각 1 hr 열처리하였다. 이어서, 산세척후 냉간압연하여 1.4 ㎜ 의 냉연판으로 만든 다음 700 ℃ ∼ 850 ℃ 로 1 분간 가열 유지하여 10 ℃/s 의 속도로 500 ℃ 까지 냉각하고, 용융아연도금후 40 s 간 유지한 후 10 ℃/s 의 속도로 550 ℃ 까지 가열하고 합금화 처리하여 곧 10 ℃/s 의 속도로 실온까지 냉각하였다. 그 후 압하율 1.0 % 의 조질압연을 실시하였다.

얻은 용융아연도금 강판에 관하여, JIS5 호 인장시험편에 의해 인장 특성 (TS, YS, El) 을 조사하면서 도금성을 조사하였다.

도금성은 표면을 육안으로 관찰하여 다음의 기준으로 평가하였다.

○ : 도금되지 않은 곳 없음 (도금성 양호)

△ : 도금되지 않은 곳 일부 발생 (도금성 약간 양호)

× : 도금되지 않은 곳 전면 발생 (도금성 불량)

얻은 결과를 도 1 에 나타낸다. 도 1 에서, 권취온도가 650 ℃ 이고 도금전의 가열온도가 750 ℃ 이상일 때 TS : 590 MPa 이상, El : 25 % 이상을 달성할 수 있다는 것을 알 수 있다.

(실험 2)

실험 1 과 동일한 성분으로 권취 온도(CT) 상당 처리를 400 ℃ ∼ 700 ℃ 로 변화시킨 판두께 1.6 ㎜ 의 냉연판을 이용하여 750 ℃ 로 1 분간 유지 (1 회째 가열) 해서 10 ℃/s 의 속도로 실온까지 냉각하고, 산세척후 750 ℃ 로 1 분간 유지 (2 회째 가열) 해서 10 ℃/s 의 속도로 500 ℃ 까지 냉각하고, 용융아연도금하여 40 s 간 유지한 후 10 ℃/s 에서 550 ℃ 까지 가열하여 합금화 처리하고 곧 10 ℃/s 의 속도로 실온까지 냉각하였다. 그 후, 압하율 1.0 % 인 조질압연을 실시하였다.

얻은 용융아연도금 강판에 관하여 실험 1 과 마찬가지 방법으로 인장특성과 도금성을 조사하였다. 그 결과, 2 회의 가열 (1 회째 가열 및 2 회째 가열) 을 한 경우 (도 2 의 ○) 에는 도 2 에 나타낸 바와 같이 인장특성, 도금성 모두 1 회의 가열만 실시한 실험 1 과 동일한 실험 (도 2 의 ●) 의 경우보다도 더 개선할 수 있다는 것을 알 수 있다.

상기 각 실험으로부터 높은 Mn 함유량에 의해 고강도화한 경우에도 고온 권취, 도금 전의 고온가열 또는 2 회의 가열처리에 의해 도금성이나 기계특성이 개선되는 것을 알 수 있었다.

이러한 효과를 얻을 수 있는 이유로서, 이하와 같은 것을 생각할 수 있다. 즉, 고온 권취, 2 회의 가열처리는 강판 바로 아래에 산화되기 쉬운 원소의 내부 산화층을 생성하여 이것이 도금성에 유해한 Mn 이 강판 표면으로 농화(濃化)하는 것을 억제하는 것, 한 번 고온가열하여 생성된 도금성에 유해한 Mn 의 표면 농화층이 2 회째 가열 전에 산세척에 의해 제거되는 것, 도금전의 고온 가열은 C, Mn 농도가 높은 밴드조직을 용해·분산하여 마르텐사이트 등의 제 2 상의 생성에 유리하게 작용하는 것 등을 생각할 수 있다

다음으로, 본 발명에서 성분조성 및 제조조건을 상기 범위에 한정한 이유에 관하여 설명한다 (성분조성은 질량% 으로 나타낸다).

C : 0.01 ∼ 0.20 wt%

C 는 강의 중요한 기본성분 중 하나로서, 특히 본 발명에서는 Ti, Nb 및 V 의 탄화물을 석출하고 강도상승에 기여하는 것 외에, 저온에서 생성하는 베이나이트상, 마르텐사이트상을 통해 강도의 향상에 기여하는 원소이다. C 량이 0.01 wt% 미만이면 상기 석출물은 물론 베이나이트상, 마르텐사이트상도 생성되기 어렵고, 한편 0.20 wt% 초과이면 스폿 용접성이 열화되기 때문에, 그 함유범위를 0.01 ∼ 0.20 wt% 로 한다. 그리고, 바람직한 C 량은 0.03 ∼ 0.15 wt% 이다.

Si : 1.0 wt% 이하

Si 는 α상 중의 고용 C 량을 감소시킴으로써 신장 등의 가공성을 향상시키는 원소인데, 1.0 wt% 초과인 Si 량의 함유는 스폿 용접성 및 도금성을 손상시키므로 상한을 1.0 wt% 로 한다. 또, 바람직한 Si 량은 0.5 wt% 이하이다. 또한, 0.005 wt% 미만으로 억제하는 것은 비용이 많이 들기 때문에 하한을 0.005 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%

Mn 은 본 발명에서의 중요 성분 중 하나로서, 복합조직에서는 변태를 억제하여 γ상을 안정화시키는 원소이다. 그러나, 1.5 wt% 이하의 첨가에서는 그 효과가 없고, 한편 3.0 wt% 초과이면 스폿 용접성 및 도금성을 현저하게 손상시킨다. 따라서, Mn 은 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%, 바람직하게는 1.6 ∼ 2.5 wt% 범위에서 첨가한다.

P : 0.10 wt% 이하

P 는 고강도화를 저렴하게 달성하는 면에서 유효한 원소인데, 0.1 wt% 를 초과하여 함유하면 스폿 용접성을 현저하게 손상시키므로 상한을 0.10 wt% 로 한다. 또, P 량은 0.05 wt% 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 또, 0.001 wt% 미만으로 억제하는 것은 비용이 많이 들므로 하한을 0.001 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.05 wt% 이하

S 는 열연시의 열간 균열을 일으키는 원인이 되는 것 외에 스폿 용접성의 너겟 내 파단을 유발하기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 상한을 0.05 wt% 이하로 한다. 그리고, 0.010 wt% 이하로 억제하는 것이 더 바람직하다. 또, 0.0005 wt% 미만으로 억제하는 것은 비용이 많이 들므로 하한을 0.0005 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.10 wt% 이하

Al 은 제강단계에서의 탈산제로서, 또 시효열화를 일으키는 N 을 AlN 으로서 고정하는 유효한 원소이다. 그러나, 0.10 wt% 초과하여 함유하면 제조 비용의 상승을 초래하므로 Al 량은 0.10 wt% 이하로 억제할 필요가 있다. 또, 바람직한 함유량은 0.050 wt% 이하이다. 또한, 0.005 wt% 미만에서는 충분히 탈산할 수 없으므로 하한을 0.005 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.010 wt% 이하

N 는 시효열화를 초래하는 것 외에도 항복점 (항복비) 의 상승, 항복신장의 발생을 초래하기 때문에, 0.010 wt% 이하로 억제할 필요가 있다. 또, 바람직한 N 량은 0.0050 wt% 이하이다. 또, 0.0005 wt% 미만으로 억제하는 것은 비용이 많이 들므로 하한을 0.0005 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

Ti, Nb 및 V : 합계로 0.01 ∼ 1.0 wt%

Ti, Nb 및 V 는 탄화물을 형성하여 강을 고강도화하는데 유효한 원소로서, 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.01 ∼ 1.0 wt% 첨가한다. 이들 원소는 합계량으로 0.01 wt% 이상의 첨가로 상기 효과를 얻을 수 있으나, 1.0 wt% 를 초과하여 첨가하면 비용상 불리해지는 것 외에 미세석출물이 너무 많아져 냉연후의 회복·재결정을 억제하여 연성 (신장) 을 저하시킨다. 따라서, 이들 원소는 합계량으로 0.01 ∼ 1.0 wt%, 바람직하게는 0.010 ∼ 0.20 wt% 범위에서 첨가한다.

Cu, Ni : 합계로 3.0 wt% 이하

Cu, Ni 는 마르텐사이트 등의 제 2 상을 형성하여 강을 고강도화하는데 유효한 원소로서, 필요에 따라 첨가한다. 그러나, 합계량으로 3.0 wt% 를 초과하여 첨가하면 비용이 많이 들뿐만 아니라 항복점을 저하시키기 때문에, 고항복비를 구해야 할 때에는 불리해진다. 따라서, Cu, Ni 의 함유량은 합계로 3.0 wt% 이하의 범위에서 첨가한다. 또, 바람직한 함유범위는 합계량으로 0.010 ∼ 3.0 wt% 의 범위이다. 또한, 각각의 원소를 0.005 wt% 미만으로 억제하는 것은 비용이 많이 들므로 하한을 각각 0.005 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

Ca, REM : 0.001 ∼ 0.10 wt%

Ca, REM 은 개재물, 황화물의 형태를 제어하여 윤상 단련 (ring forging) 성을 개선하기 위해 0.001 wt% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 합계량으로 0.1 wt% 를 초과하여 첨가하면 비용이 높아지게 된다. 따라서, Ca, REM 의 함유량은 0.001 ∼ 0.10 wt% 이하의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다. 또, 바람직한 함유범위는 합계량으로 0.002 ∼ 0.05 wt% 범위로 한다.

페라이트상 : 면적율로 50 % 이상

본 발명은 고도의 가공성이 요구되는 자동차용 강판을 대상으로 하고 있으며, 페라이트상이 면적율로 50 % 미만이면 필요한 연성, 신장 플랜지성을 확보하는 것이 곤란해진다. 또, 양호한 연성이 요구되는 경우에는 면적율로 75 wt% 이상의 페라이트 분율로 하는 것이 바람직하다. 페라이트로는 소위 페라이트뿐만 아니라 탄화물의 석출을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트, 아시큘러 (acicular) 페라이트도 포함한다.

페라이트상의 관찰방법 및 평가방법은, 강판의 단면이 관찰면이 되도록 수지에 매립하여 「순수 100 ㎖ 에 대하여 필로아황산나트륨 1 g 을 첨가한 수용액」과 「에탄올 100 ㎖ 에 대하여 피크르산 4 g 을 첨가한 액」 을 1 : 1 의 비율로 혼합한 액 중에 실온에서 120 초간 침지하고 에칭하여 페라이트상 (흑색부) 과 제 2 상 (백색부) 으로 분리하여 배율 : ×1000 의 화상해석장치로 페라이트의 면적율을 구하였다. 페라이트상의 평균결정입경 : 10 ㎛ (0.01 ㎜) 이하

소둔으로 α+ γ의 2 상 영역으로 가열했을 때 페라이트 입경이 10 ㎛ 를 초과하는 크기일 때에는 페라이트 입계에서 생성되는 오스테나이트 입자는 저절로 커진다. 당연히 이 큰 오스테나이트 입자는 냉각중에 비교적 큰 마르텐사이트나 베이나이트 등의 제 2 상으로 변태하여 균열의 기점이 되어 윤상 단련성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 제 2 상을 미세화하여 윤상 단련성의 향상을 위해 페라이트 입경을 10 ㎛ 이하로 하였다.

여기에서, 평균결정입경은 단면조직 사진으로 ASTM 에 규정된 구적법에 의해 산출한 값과, 마찬가지로 절단법에 의해 구한 공칭 입경 (예를 들어 우메모토 등 : 열처리 24 (1984) 334 에 해설 있음) 중 더 큰 것을 채용한다. 또, 본 발명에서는 제 2 상의 종류 (마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트, 세멘타이트 등) 에 관해서는 특별히 한정할 필요가 없다.

밴드형 조직 : Tb/T ≤0.005 의 두께

밴드형 조직은 C, Mn 량이 많은 강에서 주로 슬래브의 냉각단계에서 결정입계를 따라 응집한 C, Mn 의 농화층을 열연시 또는 그 후의 냉연시에 잡아당겨 압연방향, 판폭방향으로 열상, 층상이 된 제 2 상군이다. 이 밴드형 조직의 평균두께 (Tb) 와 판두께 (T) 의 비 (Tb/T) 를 0.005 이하로 하는 이유는, 본 발명과 같이 Mn 함유량이 많은 경우, 열연판의 조직중에 C, Mn 을 주성분으로 하는 밴드형 제 2 상 조직이 두꺼워지고 페라이트 기지 중에 경질의 마르텐사이트를 균일하게 분산시킨 고강도 강판을 제조하기 어려워지기 때문이다. 따라서, 효율적으로 고강도 강판을 제조하기 위해서는 밴드형의 제 2 상 중에 농화하고 있는 C, Mn 을 분산해 둘 필요가 있고, 그 기준이 되는 것이 밴드형 조직의 평균두께 (Tb) 와 판두께 (T) 의 비이며, Tb/T ≤0.005 이면 양호한 결과를 얻을 수 있기 때문이다.

밴드형 조직의 두께 : Tb 의 관찰방법 및 평가방법은 강판의 단면이 관찰면이 되도록 수지에 매립하여 3 % 나이탈액 중에 실온에서 15 초간 침지하고 에칭하여 배율 : ×1500 의 화상해석장치로 열상, 층상의 제 2 층 조직을 20 개 측정하여 평균두께 (Tb) 를 구하였다.

다음으로 본 발명에서의 제조조건에 관해 서술한다.

이상에 서술한 성분조성으로 이루어지는 강 슬래브를 종래의 방법에 따라 열간압연하여 750 ∼ 450 ℃ 로 권취한다. 권취온도가 450 ℃ 미만이면 TiC, NbC 등의 탄화물이 생성되기 어렵고 강도부족이 되기 쉬우며, 또한 강판의 표면 바로 아래에 내부산화층을 형성하기 어려워 강판 표면에서의 Mn 농화를 억제할 수 없게 되기 때문이다. 한편, 750 ℃ 를 초과하여 권취하면 스케일 두께가 두꺼워져 산세척 효과가 나빠지는 것 외에 코일 길이방향의 선단부, 중앙부, 후단부 및 코일 폭방향의 에지부, 중앙부 사이에서 재질변동이 커지기 때문이다. 그리고 바람직한 권취온도는 700 ∼ 550 ℃ 이다.

이 열연판을 필요에 의해 산세척하고 탈스케일하여 열연 그대로 또는 추가로 냉각압연한 후 연속 용융아연도금 라인에서 750 ℃ 이상으로 가열, 냉각하여 냉각 도중에 용융아연도금을 실시한다.

또, 2 회의 가열을 실시하는 경우에는 먼저 연속 소둔 설비 등으로 750 ℃ 이상으로 가열 (1 회째 가열), 냉각한 후, 이어서 연속 용융아연도금 라인에서 700 ℃ 이상으로 가열 (2 회째 가열), 냉각하여 냉각 도중, 바람직하게는 420 ∼ 600 ℃ 에서 용융아연도금을 한다.

도금 전에 일단 750 ℃ 이상의 온도역 (바람직하게는 750 ∼ 900 ℃) 으로 가열하고 냉각함으로서 밴드형 조직 중에 농화하고 있는 Mn 등을 분산시켜 효율적으로 페라이트 + 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키고, 가공성의 향상을 도모하는 것이 가능해진다. 즉, 본 발명과 같이 Mn 함유량이 많은 경우 열연판 중에는 밴드형의 제 2 상 조직이 형성되기 쉽고, γ상 중의 Mn 등의 농도가 저하하여 복합 조직 형성에 불리해진다. 그래서, 이 밴드형 조직의 두께를 얇게 하고 세밀하게 분산시켜 두면 연속 용융아연도금 라인의 도금과정 또는 추가로 합금화 처리 과정 등에서 500 ℃ 근방으로 유지된 경우에 γ상 중의 Mn 등의 농화량이 증가하므로, 페라이트 기지 중에 마르텐사이트상을 바람직하게 분산시키는 것이 가능해진다.

또, 2 회의 가열을 실시하는 경우의 2 회째 가열은 700 ℃ 이상에서 실시한다. 2 회째 가열은 필연적으로 연속 용융아연도금 라인에서 실시하게 된다. 2 회째 가열 온도가 700 ℃ 가 되지 않으면 연속 용융아연도금 라인에서 강판표면이 환원되지 않아 도금 불량이 발생하기 쉬워진다. 이 2 회째 가열 온도는 바람직하게는 750 ∼ 800 ℃ 범위가 좋다. 그리고, 2 회의 가열을 실시하는 경우에는 1 회째 가열에서 생성된 Mn 등의 표면 농화층을 제거하여 그 후에 도금성을 높이기 위해 산세척하는 것이 바람직하다. 이 산세척 조건으로는 30 ∼ 70 ℃ 에서 1 ∼ 10% HCl 수용액 중에서 3 ∼ 10 s 정도가 바람직하다.

이상의 가열공정을 거치고 나서 용융아연도금을 하며, 경우에 따라서는 용융아연도금을 행한 후 계속해서 합금화 처리를 해도 된다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 화학조성으로 두께 300 ㎜ 의 연속 주조 슬래브를 1200 ℃ 로 가열하여 3 패스의 조압연 후 7 스탠드의 마무리 압연기로 두께 2.5 ㎜ 의 열연판으로서 권취하였다. 이 열연판을 산세척후 열연판 그대로 또는 열연판을 다시 판두께 1.2 ㎜ 로 냉연한 후 (1) 연속 소둔 라인에서의 1 회째 가열 - 산세척 - 연속 용융아연도금 라인에서의 2 회째 가열, 또는 (2) 연속 용융아연도금 라인에서의 가열 - 아연 도금의 공정으로 도금하고, 다시 일부분에서 채취한 샘플에 관해서는 합금화 처리하였다. 이들 제조조건을 표 2 에 나타낸다.

그리고, 가열후의 CGL 조건으로는 가열 ∼ 도금까지의 강판의 평균냉각속도를 10 ℃/s 로 하고, 이하 조건의 도금욕에 침지한 후 가스 와이핑에 의헤 60 g/㎡ 의 단위면적당 중량으로 조정하였다. 그 후, 490 ℃ 까지 가열하여 20 s 유지한 후 평균냉각속도 20 ℃/s 로 200 ℃ 이하까지 냉각하였다.

·조성 : 0.15 % Al-Zn

·온도 : 470 ℃

·침지시간 : 1 s

얻은 강판을 시험재료로 하여 기계적 특성, 도금성, 스폿 용접성 등에 관해 조사하였다. 그 결과를 표 2 에 나타낸다.

여기에서 기계적 특성, 도금성, 합금화 처리성, 스폿 용접성은 이하의 방법으로 평가하였다.

·기계적 특성 (인장 시험, 윤상 단련 시험에 의해 조사)

강판에서 압연 직각방향으로 채취한 JIS Z 2204 에 규정된 5 호 시험편을 이용하여 JIS Z 2241 에 규정된 방법으로 항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 파단 신장 (El), 항복 신장 (YEl) 을 측정하였다.

신장 플랜지성을 조사하기 위해 JFS T 1001 에 규정된 윤상 단련 시험에 의해 윤상 단련율 (λ) 을 측정하였다.

·도금성

양호 : 도금되지 않은 결함 없음

약간 양호 : 도금되지 않은 결함 일부 발생

불량 : 도금되지 않은 결함 다수 발생

·합금화 처리성

양호 : 합금화 편차가 전혀 없는 것

약간 양호 : 약간 합금화 편차가 있는 것

불량 : 합금화 편차가 현저한 것

·스폿 용접성

스폿 용접은 용접 전극(welding electrode) : 돔형 선단 직경 6φ, 전극 가압력(electrode force) : 3.10 kN, 용접 전류(welding current) : 7 kA, 초기 가압시간(squeeze time) : 25 cyc, 설정 시간(setup time) : 3 cyc, 용접 시간(welding time) : 13 cyc, 홀딩 시간(holding time) : 25 cyc 의 용접조건으로 실시하여 JIS Z 3136 방법의 인장전단시험에 의한 인장하중 (TSS) 과 JIS Z 3137 방법의 십자형 인장시험에 의한 인장하중 (CTS) 을 행하여 판두께 1.2 ㎜ 인 경우의 기준 인장전단하중인 8787N 이상이고 연성비 (CTS/TSS) 가 0.25 이상인 것을 「우수」, 이 값을 만족하지 못하는 것을 「열등」으로서 평가하였다.

표 1, 표 2 에서, 발명예는 TS : 590 ∼ 690 MPa 레벨에서 El : 25 wt% 이상의 인장특성을 갖고, TS ×El 의 값 : 15000 MPa·wt% 이상에서 TS ×El 균형도 양호하며, 도금성, 합금화 처리성, 스폿 용접성에 관해서도 특히 문제가 없다는 것을 알았다.

실시예 2

표 3 에 나타내는 화학조성에서, 두께 300 ㎜ 인 연속 주조 슬래브를 1200 ℃ 로 가열하여 3 패스 조압연 후 7 스탠드의 마무리 압연기로 두께 3.0 ㎜ 의 열연판으로서 표 4 에 나타내는 온도로 권취하였다. 산세척후 열연판 그대로, 또 는 열연판을 다시 판두께 1.2 ㎜ 로 냉연한 후 (1) 연속 소둔 라인에서의 1 회째 가열 - 산세척 - 연속 용융아연도금 라인에서의 2 회째 가열, 또는 (2) 연속 용융아연도금 라인에서의 가열 - 아연도금의 공정으로 도금하고, 일부에 관해서는 다시 합금화 처리하였다. 이들 제조조건을 표 4 에 나타낸다.

(1) 연속 소둔 라인에서의 1 회째 가열 - 산세척 - 연속 용융아연도금 라인에서의 2 회째 가열, 또는 (2) 연속 용융아연도금 라인에서의 가열 - 아연도금의 공정으로 도금하고, 다시 일부분에서 채취한 샘플을 합금화 처리하였다. 이들 제조조건을 표 4 에 나타낸다.

얻은 강판을 시험재료로 하여 기계적 특성, 도금성, 스폿 용접성 등에 관해 조사하였다. 그 결과를 표 4 에 함께 나타낸다.

그리고, 가열후의 CGL 조건으로는 가열 ∼ 도금까지의 강판의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 로 하여 이하 조건의 도금욕에 침지한 후 가스 와이핑에 의해 60 g/㎡ 의 단위면적당 중량으로 조정하였다. 그 후 490 ℃ 까지 가열하여 20 s 유지한 후 평균 냉각 속도 20 ℃/s 로 200 ℃ 이하까지 냉각하였다.

·조성 : 0.15 % Al-Zn

·온도 : 470 ℃

·침지시간 : 1 s

단위면적당 중량 60 g/㎡

그, 결과, 발명예는 TS ×El 균형이 양호하여, 고강도임에도 불구하고 도금성, 합금화 처리성, 스폿 용접성에 관해 아무런 문제가 없다는 것을 알 수 있었다.

실시예 3

표 5 에 나타내는 화학조성으로 두께 300 ㎜ 인 연속 주조 슬래브를 1200 ℃ 로 가열하여 3 패스 조압연 후 7 스탠드의 마무리 압연기로 두께 3.0 ㎜ 의 열연판으로서 표 6 에 나타내는 온도로 권취하였다. 산세척후 판두께 1.2 ㎜ 로 냉연한 후 연속 소둔 라인에서의 1 회째 가열 - 산세척 - 연속 용융아연도금 라인에서의 2 회째 가열 공정으로 도금하고 다시 합금화 처리하였다. 이들 제조조건을 표 6 에 나타낸다.

얻은 강판을 시험재료로 하여 기계적 특성, 도금성, 스폿 용접성 등에 관해 마찬가지 방법으로 조사하였다. 그 결과를 표 6 에 함께 나타낸다.

가열후의 CGL 조건으로는 가열 ∼ 도금까지의 강판의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 로 하여 이하 조건의 도금욕에 침지한 후 가스 와이핑에 의해 60 g/㎡ 의 단위면적당 중량으로 조정하였다. 그 후 490 ℃ 까지 가열하여 20 s 유지한 후 평균 냉각 속도 20 ℃/s 로 200 ℃ 이하까지 냉각하였다.

·조성 : 0.15 % Al-Zn

·온도 : 470 ℃

·침지시간 : 1 s

단위면적당 중량 60 g/㎡

이상 설명한 바와 같이 본 발명에 의하면, 도금성에 아무런 문제가 없고 항복비가 낮으며 TS ×El 균형이 양호한 고강도 용융아연도금 강판 (고강도 합금화 용융아연도금 강판을 포함) 을 제공하는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명은 자동차의 경량화·저연비화를 가능하게 하기 때문에 지구환경의 개선에도 크게 공헌한다.

Claims

강 중에,

C : 0.01 ∼ 0.20 wt%,

Si : 1.0 wt% 이하,

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%,

P : 0.10 wt% 이하,

S : 0.05 wt% 이하,

Al : 0.10 wt% 이하,

N : 0.010 wt% 이하

를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성으로 이루어짐과 동시에, 페라이트상의 면적율이 50 % 이상, 또한 페라이트상의 평균결정입경이 10 ㎛ 이하이며, 제 2 상으로 이루어지는 밴드형 조직의 두께가 Tb/T ≤0.005 (단, Tb : 밴드형 조직의 판두께방향 평균두께, T : 강판 판두께) 인 관계를 만족하는 금속조직을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판.
제 1 항에 있어서, 강 중에, 추가로 Cu 및 Ni 중 1 종 또는 2 종을 합계로 3.0 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 강 중에, 추가로 Ca 및 REM 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.001 ∼ 0.10 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판.
C : 0.01 ∼ 0.20 wt%,

Si : 1.0 wt% 이하,

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%,

P : 0.10 wt% 이하,

S : 0.05 wt% 이하,

Al : 0.10 wt% 이하,

N : 0.010 wt% 이하

를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고, 이어서 그대로 또는 추가로 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 750 ℃ 이상으로 가열해서, 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 4 항에 있어서, 상기 슬래브는, 추가로 Cu 및 Ni 중 1 종 또는 2 종을 합계로 3.0 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 상기 슬래브는, 추가로 Ca 및 REM 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.001 ∼ 0.10 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
C : 0.01 ∼ 0.20 wt%,

Si : 1.0 wt% 이하,

Mn : 1.5 초과 ∼ 3.0 wt%,

P : 0.10 wt% 이하,

S : 0.05 wt% 이하,

Al : 0.10 wt% 이하,

N : 0.010 wt% 이하

를 함유하고, 또한

Ti, Nb 및 V 에서 선택되는 어느 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 0.010 ∼ 1.0 wt% 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물의 조성으로 이루어지는 슬래브를 열간압연하고, 얻은 열연판을 750 ∼ 450 ℃ 에서 권취하고 이어서 그대로 또는 추가로 냉간압연하여 얻은 열연판 또는 냉연판을 일단 750 ℃ 이상으로 가열하고 냉각하고 나서 다시 700 ℃ 이상으로 가열하여 이 온도로부터 냉각하는 도중에 용융아연도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 8 항에 있어서, 상기 슬래브는, 추가로 Cu 및 Ni 중 1 종 또는 2 종을 합계로 3.0 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서, 상기 슬래브는, 추가로 Ca 및 REM 중 1 종 또는 2 종을 합계로 0.001 ∼ 0.10 wt% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판의 제조방법.