KR100860172B1

KR100860172B1 - 합금화 용융아연도금강판의 제조방법

Info

Publication number: KR100860172B1
Application number: KR1020067011945A
Authority: KR
Inventors: 히로시 마츠다; 쇼이치로 타이라; 케이스케 오노; 토시아키 우라베; 야스노부 나가타키; 야스시 다나카; 미치타카 사쿠라이; 요시하루 스기모토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2003-12-19
Filing date: 2004-12-16
Publication date: 2008-09-24
Also published as: CA2542828A1; KR20060101768A; CN1890397A; US20070122554A1; EP1696048A4; WO2005061750A1; CN100545295C; CA2542828C; EP1696048A1

Abstract

합금화 용융아연도금강판의 제조방법은 용융아연도금강판을 준비하는 공정과, 상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 공정과, Si 및 Al의 함유량에 따라 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를 제어하는 공정을 갖는다. 상기 용융아연도금강판은, 질량%로, C: 0.05∼0.30%，Si: 0.01∼2.0%，Mn: O.08∼3.0%，P: 0.003∼0.1%，S: 0.07% 이하，Al: 0.01∼2.5%，N: 0.007% 이하, 나머지가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 합금화 처리의 처리시간과 처리온도는, Si+Al≥1.5×10^-7×t^0.75×(T-465)³+0.117 인 식에 근거하여 제어된다. t는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체 시간t(초), T는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체 시간t(초)에서의 평균온도 T(℃)이다.

합금화, 용융아연, 도금강판, 고강도

Description

합금화 용융아연도금강판의 제조방법{METHOD FOR MANUFACTURING GALVANNEALED STEEL SHEET}

본 발명은 자동차, 전기 등의 산업분야에서 사용되는 기계특성의 안정성이 뛰어난 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 지구환경보전의 견지로부터, 자동차의 연비(연료 소비율)향상이 중요한 과제로 되고 있다. 이 때문에, 차체(車體) 재료의 고강도화에 의해 박육화(薄肉化)를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화하려고 하는 움직임이 활발하다. 그러나, 강판의 고강도화는 연성의 저하, 즉 성형가공성의 저하를 초래하므로, 고강도와 고가공성을 함께 갖는 재료의 개발이 요망되고 있다. 이러한 요구에 대하여, 지금까지 페라이트(Ferrite), 마르텐사이트(Martensite) 2상강(Dua1-Phase鋼)이나 잔류 오스테나이트(Autensite)의 변태유기소성(變態誘起塑性)을 이용한 TRlP강(鋼) 등, 각종의 복합조직 강판이 개발되어 왔다. 이들 강판은 실제로 사용시의 방청성 향상을 목적으로 표면에 도금을 실시하는 경우가 있다. 그 중에서는 프레스성(Press-Formability), 스폿 용접성(Spot Weldability), 도료밀착성을 확보하기 위하여, 단지 도금하는 것만 아니라, 도금 후에 열처리를 실시하여 도금층 중에 강판의 Fe를 확산시킨 합금화 용융아연도금강판이 많이 사용되고 있어, 각종의 강판 의 개발이 진척되어 왔다.

예컨대, 특허문헌1에서는 가공성이 뛰어난 합금화 용융아연도금강판, 특허문헌2에서는 고강도, 고연성이면서도 방청성능이 뛰어난 고장력 고연성 아연도금강판의 제조방법이 제안되어 있다. 또한, 도금성과 제반 특성의 양립의 관점에서, 특허문헌3에서 모재(母材)가 국부 연성이 뛰어나고, 도금 습윤성 및 파우더링성(Powdering Property)을 개선하여, 연성이 뛰어난 합금화 용융아연도금강판, 특허문헌4 및 특허문헌5에서는 도금성이 뛰어난 440∼640MPa급의 용융도금강판과 그 제조방법이 제안되어 있다. 또한, 도금층의 합금화 속도나 그 밀착성의 향상에 대하여는 특허문헌6, 특허문헌7에서는 Ni을 미리 도금한 후에, 급속저온가열 후에 도금욕(浴)에의 침지(浸漬), 합금화를 행함으로써, 도금성, 도금 밀착성이 뛰어난 고장력 합금화 용융아연도금강판과 그 제조방법, 특허문헌8에서는 Cu를 미리 도금한 것을 이용한 강판과 그 제조방법이 제안되어 있다.

특허문헌1 : 일본특개 평11-279691호 공보,

특허문헌2 : 일본특개 2002-38248호 공보,

특허문헌3 : 일본특개 2002-30403호 공보,

특허문헌4 : 일본특개 2000-234129호 공보,

특허문헌5 : 일본특개 2000-160290호공보,

특허문헌6 : 일본특개 평4-333552호 공보,

특허문헌7 : 일본특개 평4-346644호 공보,

특허문헌8 : 일본특개 평11-12712호공보,

특허문헌9 : 일본특개 2001-11538호 공보.

그러나, 이들의 발명은 프레스 가공성이나 그 밖의 제반 특성의 향상과 도금성과의 양립의 관점에서 개발된 것이며, 기계특성의 안정성에 관하여는 고려되어 있지 않다.

예컨대, 특허문헌1에서는 Mn을 C의 15배 이상 첨가함으로써, 도금층의 합금화 처리를 위한 재가열로 펄라이트(Pearlite) 및 베이나이트(Bainite) 변태의 진행을 현저하게 지연시킴으로써 500∼600℃의 범위에서 합금화 처리를 행하면, 냉각 후도 3∼20%의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 잔존하는 것으로 하고 있다. 그러나, 합금화 열처리조건에 의해 그 특성이 변화하기 때문에, 실제 사용에 있어서는 문제가 생길 경우가 있다.

특허문헌2에서는 CAL통판(通板) 후에 CGL을 통판하기 때문에, 비용상의 문제가 생긴다.

특허문헌3에서는 합금화 처리온도를 Si와 Fe양의 관계로부터 구하고 있다. 그러나, 본 명세서에서 이후에 설명하는 바와 같이, 실제로는 유지시간의 영향도 커서, 온도만의 관리로는 안정한 특성을 얻을 수 없다.

특허문헌4에서는 Ni나 Cu를 함유시시킴으로써, Si과 Al의 합계 함유량을 비교적 많게 할 수 있으므로, 550℃ 정도의 합금화 처리에 의하여도 연성의 열화를 초래하는 일은 없는 것으로 하고 있다. 그러나, 실제로는 유지시간의 영향이 커서, 온도만의 관리로는 안정한 특성을 얻을 수 없다.

또한, 특허문헌9에서는 합금원소를 다량으로 첨가하는 일 없이 기계특성의 불균일성을 줄인 고장력 용융아연도금강판의 제조방법이 제안되어 있다. 이 방법은 고강도화를 고용(固溶) 강화와 석출 강화의 조합으로 달성하고, 종래 방법에서는 편차가 컸던 기계특성에 대하여는 도금 라인에서의 균열온도(즉, 재결정 소둔온도)를 적절하게 제어함으로써 안정화를 도모하는 방법이다. 그러나, 도금층의 합금화 처리조건의 불균일성에 의한 기계특성의 불균일성에 대하여는 고려되지 않아, 그 효과는 충분하지 않다.

특허문헌5에서는 Mo의 첨가는 550℃ 전후로 가열되었을 때에 그것까지의 공정에서 잔류하고 있었던 오스테나이트가 펄라이트 변태하는 것을 억제하여, 최종적으로 잔류 오스테나이트량을 확보하는 데에 유효한 것으로 하고 있다. 그러나, 본 발명에서 이후에 설명하는 바와 같이, Mo의 첨가만으로는 합금화 열처리조건에 의해, 그 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.

합금화 용융아연도금강판은 도금욕에의 침지 후에 열처리를 실시하고, 도금중에 강판의 Fe를 확산시킴으로써 제조되지만, 도금 밀착성이나 미끄럼성의 관점에서, 도금층 Fe 함유량이나 그 층구조를 정확하게 제어할 필요가 있다. 이때, 도금층에의 Fe의 확산 정도는 강판성분에 의해 크게 다르기 때문에, 각각의 강종(鋼種)에 있어서 열처리조건을 변화시킬 필요가 있다. 또한, 동일 강종이라도, 도금 부착량, 강판 판두께나 통판속도에 의해 그 열처리 패턴을 변화시킬 필요가 있다. 이렇게 열처리 패턴을 변화시킨 경우, 재료 기계특성은 변동한다. 연(軟)강판과 같이 저(低)합금 성분인 경우에는, 비교적 저온·단시간의 열처리에서 도금층의 합금화가 진행되는 것, 그 조직이 거의 페라이트 단상(單相)이므로 합금화 처리에 의 한 기계특성의 변화는 큰 문제로 되지 않았다. 그러나, 최근 적용 확대가 진행하고 있는 고장력 강판은 비교적 합금성분을 많이 포함하여, 합금화하기 어렵기 때문에 고온 또는 장시간의 열처리가 필요한 경우가 있고, 또한 석출 강화나 경질 제2상에 의한 강화를 이용하고 있는 것도 있어 합금화 열처리 패턴의 영향을 받아 기계특성의 열화나 불균일성이 생기는 경우가 많다.

이러한 과제에 대하여는, 특허문헌6, 특허문헌7, 특허문헌9에서는 합금화를 용이하게 함으로써 해결을 도모하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 특허문헌6, 특허문헌7에서 제안되어 있는 방법에서는, Ni를 미리 도금하는 공정이 필요함으로 인한 비용증가하고 도금 전(前)은 급속저온가열(450℃∼500℃)이기 때문에, 기계특성을 얻기 위하여 강판조직 등의 제어를 CGL통판 전에 행하여 둘 필요가 있다. 또한, 특허문헌9에서는 이러한 급속저온가열을 고온에서도 가능하게 하기 위하여 Cu를 미리 도금한 것을 이용한 강판과 그 제조방법이 제안되어 있지만, 이 경우에 있어서도 Cu를 미리 도금하는 것이 필요하기 때문에, 비용 증가를 초래한다. 실제의 프레스성형 등에서는 성형성을 확보하기 위하여 가공성이 좋은 재료가 요구됨과 아울러, 안정한 작업성과 제품의 형상 정밀도를 확보하기 위하여 강도와 연성의 불균일성이 적은 강판이 요구되고 있어, 고강도 강판에 대하여는 특히 그 필요성이 높아지고 있다. 그러나, 상술한 바와 같이 용융아연도금강판에 관한 지금까지의 발명은 도금성과 기계특성의 양립이 그 목적이며, 제조시에서의 합금화 처리에 의한 특성의 열화나 강도·신장 등의 기계특성의 변동에 관하여는 상세한 주의를 하지 않고 있었던 것이 현 실상이다.

발명의 개시

본 발명의 목적은 도금층의 합금화 조건에 의한 기계특성의 불균일성를 억제하는 것을 가능하게 한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 용융아연도금강판을 준비하는 공정과, 상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 공정과, Si 및 Al의 함유량에 따라 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를 제어하는 공정을 갖는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

상기 용융아연도금강판은 실질적으로, 질량%로, C: 0.05∼0.30%，Si: O.01 ∼2.0%，Mn: 0.08∼3.0%，P: 0.003∼0.1%, S: O.07% 이하， Al: O.01∼2.5%, N: 0.0O7% 이하, 나머지가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.

상기 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를 제어하는 공정은 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를, Si 및 Al의 함유량에 따라, 하기의 식에 근거하여 제어하고, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 인장강도와 합금화 처리를 한 경우의 인장강도의 차이를 2kgf/mm²이내로, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 전체 신장과 합금화 처리를 한 경우의 전체 신장의 차이를 2% 이내로 제어하는 것으로 이루어진다.

Si+Ai≥1.5×10^-7×t⁰ ^.75×(T-465)³+0.117

t는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체 시간t(초)

T는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체 시간t(초)에서의 평균온도 T(℃)

상기 용융아연도금강판은 질량%로, Tl: 0.01∼0.1%，Nb: 0.01∼0.1%，B: 0.0003∼0.0050%, Ni: 0.005∼2.0%，Cu: 0.005∼2.0%로 이루어지는 군(群)에서 선택된 적어도 하나를 더 함유하여도 좋다.

또한, 본 발명은 용융아연도금강판을 준비하는 공정과, 상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 공정과, Si, Al, Cr, Mo 및 V의 함유량에 따라 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를 제어하는 공정을 갖는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

상기 용융아연도금강판은 실질적으로, 질량%로, C: 0.05∼O.30%， Si :0.01∼2.0%，Mn: 0.08∼3.0%，P: 0.003∼0.1%, S: 0.07% 이하，Al: 0.01∼2.5%，N: 0.007% 이하, 또한, Cr: 0.01∼2.0%, V: 0.005∼2.0%，Mo: 0.005∼2.0%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 하나, 나머지가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.

상기 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를 제어하는 공정은 합금화 처리의 처리시간과 처리온도를, Si, Al, Cr, Mo 및 V의 함유량에 따라, 하기의 식에 근거하여 제어하고, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 인장강도와 합금화 처리를 한 경우의 인장강도의 차이를 2kgf/mm²이내로, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 전체 신장과 합금화 처리를 한 경우의 전체 신장의 차이를 2% 이내로 제어하는 것으로 이루어진다.

Si+Al+5×Cr+15×Mo+15×V≥1.5×10^-7×t⁰ ^.75×(T-465)³+0.117

상기 용융아연도금강판은 질량%로, Ti: 0.01∼0.1%，Nb: 0.01∼0.1%, B: 0.0003∼0.0050%，Ni: 0.005∼2.0%, Cu:0.005∼2.0%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 하나를 더 함유하여도 좋다.

본 발명에 따르면, 기계특성의 불균일성이 적은 고강도 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있어, 산업상의 이용 가치는 매우 크고, 특히 자동차 차체의 경량화 및 방청화에 대하여 극히 유익하며, 공업적 효과가 크다.

도 1(a)은 종래 기술에서의 합금화 온도·시간과 인장강도·전체 신장(Elongation)의 관계를 나타낸 모식도이다.

도 1(b)는 본 발명에서의 합금화 온도·시간과 인장강도·전체 신장의 관계를 나타낸 모식도이다.

도 2는 합금화 처리시간 15∼30초인 경우에 있어서 강판성분, 합금화 처리온도를 변화시켰을 경우의 기계특성의 안정성을 나타내는 도면이다.

도 3(a)∼(d)는 합금화 처리온도를 600℃, 550℃, 520℃, 500℃로 한 경우 각각에 대하여, 강판성분, 합금화 열처리조건과 기계특성의 안정성을 나타내는 도면이다.

발명을 실시하기 위한 형태

본 발명자들은 고강도 합금화 용융아연도금강판의 기계특성의 불균일성에 영향을 주는 원인에 대하여 조사하였다. 그 결과, 도금욕 침지 전의 소둔조건이나 소둔 후의 도금욕 침지까지의 열처리조건을 정밀하게 제어하였다고 하더라도, 기계특성은 도금욕 침지 후의 합금화 열처리에 의해 크게 영향을 받는다는 것을 알았다.

도 1(a)와 도 1(b)에, 합금화 온도·시간과 인장강도·전체 신장의 관계를 모식적으로 나타낸다. 도 1(a)와 도 1(b)에 있어서, ○점은 460∼465℃의 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시하지 않은 경우이다. 도 1(a)은 종래 강판을 일반적인 합금화 조건 제어로 제조한 경우에서, 합금화 온도의 상승 및/또는 합금화 시간의 증가에 의해 인장강도와 전체 신장은 저하하는 경우가 있어, 합금화 조건에 의한 특성의 변화가 크다. 일반적으로, 합금화 처리 조건은 도금층 중의 Fe%나 도금층 구조가 최적으로 되도록 제어되지만, 강종 성분이 동일하더라도 필요 도금량에 의해 합금화 조건은 다르다. 또한, 판두께의 차이 등에 의해 통판속도를 변화시킨 경우도, 거기에 맞춰서 최적의 합금화 조건은 변화된다. 이때, 도 1(a)와 같이 합금화 조건에 의한 기계특성 변화가 크면, 결과적으로서 최종제품의 강도·신장 등의 특성이 바뀌기 때문에, 사용자에서의 성형시에 그 형상 정밀도 등에 불균일성이 생기고, 경우에 따라서는 특성에 맞춰서 형성조건을 바꿀 필요가 생기는 등 프레스성형시에서의 작업성의 대폭적인 저하를 일으킨다.

발명자들은 합금화 열처리조건이 미치는 기계적 특성에 대한 영향 정도가 강판성분에 따라 크게 다르다는 것에 주목하여, 화학성분과 합금화 열처리온도·시간의 관계에 대하여 세밀하게 검토를 행하였다. 그 결과, 강판의 화학성분을 적정하게 제어함으로써, 통상의 조업(操業)에서 필요한 합금화 열처리조건 범위에 있어서 기계특성의 열화가 생기지 않고, 결과적으로서 불균일성이 거의 없는 강판이 제조가능하다는 것을 밝혔다. 세부 사항은 이후의 한정이유의 설명에서 기술하지만, 본 발명에서는 먼저 각종의 화학성분의 재료에 대하여 합금화 조건의 영향을 조사하여, 화학성분에 의해 그 영향 정도가 크게 다르다는 것을 밝혔다. 그래서, 그 합금화 조건을 도금욕 침지 후에 합금화를 위해 도금욕 온도 이상으로 유지한 시간과 그 시간 내에서의 평균온도로 정리하여, 화학성분과의 관계를 명확화함으로써, 통상의 제조시에서의 판두께·도금량·통판속도의 변화 등에 의해 생기는 합금화 조건 변화범위에 있어서 기계특성의 열화가 생기지 않고, 불균일성이 거의 허용되지 않는 강판을 얻을 수 있는 제조조건을 밝혔다. 그 모식도를 도 1(b)에 나타낸다. 이 도면에 도시하는 바와 같이, 강판성분을 적당하게 정리함으로써, 합금화 처리를 실시하지 않은 경우(○점, 도금욕 온도 460∼465℃ )에 대하여, 거의 특성이 열화(劣化)하지 않는 합금화 조건(X점)을 얻는 것이 가능해 지고, 이 합금화 조건 범위(○∼X점)과 강판성분의 관계를 명확히 함으로써, 실제의 제조시에 필요한 조건변화 범위에 있어서 기계특성에 불균일성이 거의 허용되는 강판을 얻는 것이 가능하게 되었다.

다음에, 본 발명의 실시에 있어, 그 화학성분의 한정범위나 그것을 설정한 이유에 대하여 이하에 기술한다.

먼저, 본 발명의 화학성분의 한정이유에 대하여 기술한다. 한편, 이하의 %는 질량%를 가리킨다.

C : 0.05∼O.30%

C는 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 마르텐사이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위하여 필요한 원소이다. C양이 0.05% 미만이면, 제조조건의 최적화를 도모하였다고 하더라도, 강판의 강도의 확보와 동시에 잔류 오스테나이트량을 확보하여, 소정의 특성을 충족시키는 것이 어렵다. 한편, C양이 0.30%을 초과하면, 용접부 및 열영향부의 경화가 현저하여, 용접성이 열화한다. 이러한 관점에서, C양을 0.05∼0.30%의 범위 내로 한다. 바람직하게는 0.05%∼0.2%이다.

Si : 0.01∼2.0%

Si는 강의 강화에 유효한 원소이다. 또한, 페라이트 생성 원소이며, 오스테나이트 중에의 C의 농화(濃化) 촉진 및 탄화물의 생성을 억제하므로, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 활동이 있어, 복합조직 강 및 TRlP 강에 첨가되는 일이 많다. 이 효과는 Si: 0.01% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 과잉의 첨가는 페라이트 중에의 고용량(固溶量)의 증가에 의한 가공성, 인성(靭性)의 열화, 또한 빨강 녹 등의 발생에 의한 표면성상이나 용융도금을 실시하는 경우는 도금 부착·밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, 첨가량을 O.01%∼2.0%로 한다.

Mn : 0.08∼3.0%

Mn은 강의 강화에 유효한 원소이다. 또한, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트의 체적의 증가에 필요한 원소이다. 이 효과는 Mn이 0.08% 이상에서 얻을 수 있다. 한편, Mn을 3.0%를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 제2상 분율(分率) 과대나 고용 강화에 의한 강도상승이 현저해진다. 따 라서, Mn양을 0.8∼3.0%로 한다. 바람직하게는 1.0∼3.0%로 한다.

P : 0.003∼0.1%

P는 강의 강화에 유효한 원소이며, 이 효과는 P: 0.003% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 0.1%를 초과하여 과잉으로 첨가하면, 입계편석(粒界偏析)에 의해 취화(脆化)를 야기하여, 내충격성을 열화시킨다. 따라서, P양을 0.003%∼0.1%로 한다.

S : 0.07% 이하

S는 MnS 등의 개재물로 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우(Metal Flow)에 따른 균열의 원인이 되므로 극히 낮은 쪽이 좋지만, 제조비용의 면으로부터 0.07% 이하로 한다.

Al : 0.01∼2.5%

Al은 페라이트 생성 원소이며, 오스테나이트 중에의 C의 농화 촉진 및 탄화물의 생성을 억제하므로, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 활동이 있다. 이 효과는 Al 0.01% 이상에서 얻을 수 있다. 이러한 것으로부터, 복합조직 강 및 TRIP 강에 다량으로 첨가되는 경우가 있지만, 과잉의 첨가는 페라이트의 취화를 초래하여, 재료의 강도-연성 밸런스를 열화시키게 된다. 또한, 2.5% 초과의 함유는 강판 중의 개재물이 많아져 연성을 열화시킨다. 따라서, 첨가량을 0.01%∼2.5%로 한다. 바람직하게는 0.1∼2.0%로 한다.

N : 0.007% 이하

N은 강의 내시효성(耐時效性)을 가장 크게 열화시키는 원소이며, 적을수록 좋고, 0.007%를 초과하면 내시효성의 열화가 현저하게 된다. 따라서, N양을 0.007% 이하로 한다.

본 발명의 강판은 이상의 기본성분 및 철을 주성분으로 하는 것이다. 주성분이란, 불가피적 불순물의 함유 및 상기 기본성분의 작용을 손상하는 일이 없이, 오히려 이들의 작용을 향상시키고, 또는 기계적, 화학적 특성을 개선할 수 있는 원소의 함유를 방해하지 않는 취지이며, 예컨대 하기의 Cr, V, Mo 중에서 일종 이상의 원소를 함유할 수 있다.

Cr : 0.01∼2.0%

Cr은 소둔온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제한다. 이 효과는 Cr: 0.01% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하면 도금성의 열화가 염려되므로 0.01%∼2.0%로 규정한다.

V : 0.005∼2.0%

V는 소둔온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제한다. 이 효과는 V: 0.005% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하면 페라이트량이 과소(過小)로 되어, 가공성이 저하한다. 따라서, 0.005%∼2.0%로 규정한다.

Mo : 0.005∼2.0%

Mo는 내지연파괴성 등에 유효하고, 이 효과는 Mo: 0.005% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 2.0%를 초과하면 가공성이 저하하게 된다. 따라서, 0.005%∼2.0%로 규정한다. 또한, 하기의 Ti, Nb, B, Ni, Cu 중에서 일종 이상의 원소를 함유할 수 있다.

Ti, Nb : 각각 O.01∼0.1%

TI, Nb는 강의 석출 강화에 유효하고, 이 효과는 Tl, Nb: 각각 0.01% 이상에서 얻을 수 있고, 본 발명에서 규정한 범위 내이면, 강의 강화에 사용하여 지장이 없다. 그러나, 0.1%를 초과하면 가공성 및 형상 동결성이 저하한다. 따라서, 0.01%∼0.1%로 한다.

B : 0.0003∼0.0050%

B는 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성을 억제하는 작용을 갖는다. 그 효과는 B: 0.0003% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 0.0050%를 초과하면 페라이트량이 과소로 되어, 가공성이 저하한다. 따라서, 0.0003%∼0.0050%로 한다.

Ni : O.005∼2.0%, Cu : 0.0O5∼2.0%

Ni, Cu는 오스테나이트 안정화 원소이며, 오스테나이트를 잔류시킴과 아울러 강도 상승에도 효과가 있다. 그 효과는 각각 0.005% 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 2, 0%를 초과하여 첨가하면 강판의 연성을 저하시킨다. 따라서, 0.005∼2.0%로 규정한다.

다음에, 강판성분과 합금화 열처리온도, 시간의 관계에 관한 규정에 대하여 설명한다.

발명자들은 먼저, 고강도 합금화 용융아연도금강판의 기계특성의 불균일성에 영향을 주는 원인에 대하여 상세하게 조사하였다. 그 결과, 도금욕 침지 전의 소둔조건이나 소둔 후의 도금욕 침지까지의 열처리조건을 정밀하게 제어하였다고 하더라도, 도금욕 침지 후의 합금화 열처리에 의해 크게 영향을 받는다는 것, 또한 그 영향 정도는 강판성분에 의해 크게 다르다는 것을 알았다. 도 2에 그 일례를 나타낸다. 이 도면은 각종의 강판성분을 갖는 강판을 합금화 온도를 변화시키고, 합금화 시간을 15∼30초로서 열처리하였을 경우의 기계특성의 변화를 나타낸 것이다. 세로축에 강판성분으로부터 구해지는 식 Si+Al(+5×Cr+15×Mo+15×V), 가로축에는 합금화 온도(합금화 처리할 때에, 465℃ 이상으로 유지되는 전체 시간에서의 평균온도)를 취하고, 합금화 열처리를 하지 않은 경우와의 기계특성의 차이가 △TS(kgf/mm²)가 2kgf/mm² 이내이고 또한 △El(%)의 차이가 2% 이내인 경우를 안정성 양호라고 평가하였다. 도 2에 있어서, 안정성 양호가 ○으로, 안정성 불량이 X로 표시되어 있다. 도 2에서부터 알 수 있는 바와 같이, 기계특성의 변화는 화학성분과 합금화 온도에 크게 의존하고, 화학성분은 Si+Al(+5×Cr+15×Mo+15×V)로 정리하였을 경우에, 합금화 온도와의 관계에서 특성의 변화정도를 양호하게 정리가능한 것, 또한 합금화 온도는 그 온도상승이 직선적으로 영향을 주는 것이 아니고, 고온으로 될수록 영향 정도가 커진다는 것을 알았다. 한편, 강판성분으로부터 구해지는 식은 괄호 안의 원소가 강판에 첨가되어 있지 않은 경우에는 Si, Al만으로 정리되는 것이며, Cr, Mo, V가 첨가되어 있는 경우는 이들의 원소를 더 고려할 필요가 생긴다는 것을 의미하고 있다.

합금화 열처리는 도금층의 밀착성 등을 확보하기 위하여 Fe함유량이나 상(相)구조를 억제하기 위하여 행하는 것이며, 화학성분에 따라 그 조건은 다르고, 또한 동일 성분이라도 도금 부착량이나 통판속도에 의해 최적의 피막을 얻기 위하 여 합금화 열처리조건을 변화시킬 필요가 있다. 이렇게 열처리 패턴을 변화시켰을 경우, 특히 고강도 강판에서는 그 기계특성은 변동한다.

이 때문에, 발명자들은 상술한 바와 같은 화학성분과 합금화 처리조건이 기계특성의 열화에 미치는 영향에 대하여 더 상세하게 검토를 실시하고, 합금화 열처리 패턴의 영향을 받지 않고 기계특성의 안정성이 뛰어난 재료를 얻기 위하여 세세밀하게 검토를 거듭하여, 이하의 사실을 찾아냈다.

도 3에, 화학성분과 합금화 조건이 기계특성의 변화에 미치는 영향을 나타낸 다. 도 2에 도시한 합금화 온도의 관계와 함께, 강판성분으로부터 구해지는 식Si+Al(+5×Cr+15×Mo+15×V)과 합금화 시간으로 기계특성의 열화 상태가 명확히 정리가능하다는 것을 알았다. 상술한 바와 같은 검토 결과로부터, 합금화 열처리조건을 합금화 처리시에 도금욕 온도(약 465℃ ) 이상으로 유지되는 시간과 그 시간 내에서의 평균온도로 정리하였을 경우, 기계특성의 변화는 강판 합금성분과 양호한 상관이 허용된다는 것이 명확하게 되었다.

본 발명에서는 이 사실을 바탕으로 강판의 화학성분과 합금화 열처리조건을 규정함으로써, 조업시에서의 합금화 조건 변동에서는 거의 특성의 열화가 생기는 일 없이, 합금화 처리를 행하지 않는 경우와 동등한 기계특성이 안정하게 얻을 수 있는 강판의 제조방법의 확립에 성공하였다. 즉, 합금화 열처리시에 가장 고온·장시간으로 되는 열처리조건이 T(℃)，t(s)인 경우에, 강판성분의 Si+Al이 하기의 식을 만족시키고, Si+Al≥1.5×10^-7×t⁰ ^.75×(T-465)³+0.117

또한 Cr, Mo, V가 함유되는 경우에는, 강판성분의 Si+Al+5×Cr+15×Mo+5×V가 하기의 식을 만족시키면, Si+Al+5×Cr+15×Mo+15×V≥1.5×10^-7×t⁰ ^.75×(T-465)³+0.117

기계특성의 불균일성이 억제된 재료가 제조가능하다는 사실을 찾아냈다.

종래, 합금화 열처리시 조건을 고온·장시간으로 하였을 경우에, 제2상으로부터의 펄라이트의 석출을 억제하는 것에 주목하고 있었지만, 그것만으로는 이 합금화 처리에 의한 특성 열화를 억제하기는 충분하지 않고, 더욱 제2상에서의 미세탄화물의 석출이 특성 변화에 크게 영향을 주는 것을 알았다. 이는 제2상으로부터의 탄화물의 석출의 유무 혹은 그 양, 형태, 분포 상황이 냉각시에 마르텐사이트 변태 하였을 경우에는 그 경도를 변화시키기 때문이고, 또한 잔류 오스테나이트로서 잔존하는 것 같은 제상이었을 경우에 있어서도, 탄화물의 석출에 의해 그 잔류량이나 안정성이 저하하여 마르텐사이트량이 증가하기 때문에 특성이 변화되는 것이라고 생각된다.

발명자들은 이들의 석출 현상에 대하여 세밀하게 검토한 결과, Si와 A1은 이러한 탄화물 석출을 억제하고, 그 첨가량의 증가에 의해 안정한 특성을 얻을 수 있는 온도·시간의 범위가 확대하는 것, Cr, Mo, V는 그 효과가 더 크고, Cr에서 Si, Al의 5배 정도의 효과, Mo, V에서 15배 정도의 효과가 있다는 것을 찾아냈다. 또한, 합금화 조건은 도금욕 온도(약 465℃) 이상으로 유지되는 시간(이하, 합금화 시간이라고 함)과 그 시간 내에서의 평균온도(이하, 합금화 온도라고 함)의 관계로 정리가능하였다. 합금화온도 T의 영향에 관하여는, 도 2에 도시한 바와 같이 고온 일수록 그 영향이 커지므로, 직선 근사가 아니라 지수 근사에 의해 회귀적으로 구하고, 도금욕 온도(약 465℃)와의 차이의 3승에서 그 영향을 양호하게 정리하는 것이 가능하였다. 또한, 합금화 시간에 관하여도, 도 3에 도시하는 바와 같이 각 온도에서 영향 정도가 바뀌지만, 어느 쪽의 경우도 장시간으로 될수록 그 영향 정도의 변화가 작아지므로 지수 근사를 행하여, 합금화 시간 t의 0.75승에서 양호하게 정리하는 것이 가능하였다. 이렇게 T와 도금욕 온도(약 465℃)의 차이가 커지면 그 영향 정도는 현저하게 커지는 것, 또한 합금화 시간 t는 증가에 따라 영향 정도의 변화가 작아지는 이유는 탄화물의 석출이 확산율속(擴散律速)이기 때문이라고 생각된다. 한편, 도금욕 온도는 약 465℃에 한정되는 것은 아니고, 예컨대, 440∼480℃의 범위로 할 수 있다. 도금욕 온도를 변화시킨 경우에도, 465℃를 기준으로 한 상기의 식에서 Si, A1함유량의 범위를 규정할 수 있다.

이상 말한 바와 같이 본 발명은 합금화 처리조건 중에서 가장 기계특성의 변화에 크게 영향을 주는 조건, 즉 합금화 온도와 합금화 시간을 가정한 경우에, 그 조건 이내의 합금화 열처리에 있어서는 기계특성의 변화가 작은 재료를 얻는 것을 가능하게 한 점, 즉 통상의 제조에 있어서 도금량, 판두께 변화, 통판속도 변화에 따른 조건변동 범위에서는 기계특성의 열화가 생기지 않는 점에 특징이 있다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니고, 본 발명의 요지를 변경하는 일 없이 설계 변 경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

표 1에 나타내는 화학성분의 강을 용제(溶製)하여 얻은 주조편을 1200℃로 가열한 후, 열간압연으로 판두께 3.0mm, 판폭 1200mm인 열연강판으로 한 후, 산세(酸洗), 냉간압연에 의해 1.2mm 두께의 냉간압연 강판으로 하였다. 그 후, 연속 용융아연도금 라인에서, 825℃, 120초의 가열 유지 후, 10℃/s의 냉각속도로 냉각하여, 460℃의 아연도금욕으로 코팅중량 50/50g/m²의 도금을 실시하였다. 도금층의 합금화는 유도가열장치(Induction Heater) 및 그 후의 보열대(保熱帶)에 의해 행하고, 라인 속도, 가열장치 출력, 보열대에서의 보열·냉각조건을 변화시킴으로써 합금화 열처리조건을 여러가지 변경시켜서 합금화 용융아연도금강판을 제작하였다. 한편, Gl은 유도가열장치를 오프(OFF)한 상태에서 제작하였다. 얻어진 재료에 대하여는 0.3%의 조질압연을 실시하고, JIS5호 시험편으로 가공한 후, 인장시험을 행하여 TS(인장강도), El(전체 신장)를 조사하였다. 기계특성의 불균일성의 평가는 합금화 처리를 실시하지 않은 재료와의 TS(kgf/mm²)와 El(%)의 비교에 의해 행한다. △TS(kgf/mm²)가 2kgf/mm² 이내이면서도 △El(%)의 차이가 2% 이내인 경우를 안정성 양호라고 평가하였다. 표 2에, 시험결과를 정리하여 기록한다. 이들의 결과로부터 명확한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 강판은 기계특성의 불균일성이 적고, 목표로 한 특성을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims

질량%로, C: 0.05∼0.30%，Si: 0.01∼2.0%，Mn: O.08∼3.0%，P: 0.003∼0.1%，S: 0.07% 이하，Al: 0.01∼2.5%，N: 0.007% 이하, 나머지가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 용융아연도금강판을 준비하는 공정;

상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 공정;

합금화 처리의 처리시간과 처리온도를, Si 및 Al의 함유량에 따라, 하기의 식에 근거하여 제어하고, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 인장강도와 합금화 처리를 한 경우의 인장강도의 차이를 2kgf/mm²이내로, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 전체 신장과 합금화 처리를 한 경우의 전체 신장의 차이를 2% 이내로 제어하는 공정;

Si+Al≥1.5×10^-7×t^0.75×(T-465)³+0.117

t는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체

시간t(초)

T는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체

시간t(초)에서의 평균온도 T(℃)

를 갖는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
질량%로, C: 0.05∼0.30%，Si: 0.01∼2.0%，Mn: 0.08∼3.0%，P: 0.003∼0.1%, S: 0.07% 이하，Al: O.01∼2.5%，N: 0.007% 이하, 또한, Cr: 0.01∼2.0%，V: 0.005∼2.0%，Mo: 0.005∼2.0%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 하나, 나머지가 Fe 및 불가피 불순물을 포함하는 용융아연도금강판을 준비하는 공정;

상기 용융아연도금강판을 합금화 처리하는 공정;

합금화 처리의 처리시간과 처리온도를, Si, Al, Cr, Mo 및 V의 함유량에 따라, 하기의 식에 근거하여 제어하고, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 인장강도와 합금화 처리를 한 경우의 인장강도의 차이를 2kgf/mm²이내로, 합금화 처리를 하지 않은 경우의 전체 신장과 합금화 처리를 한 경우의 전체 신장의 차이를 2% 이내로 제어하는 공정;

Si+Al+5×Cr+15×Mo+15×V≥1.5×10^-7×t^0.75×(T-465)³+0.117

t는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체

시간t(초)

T는 강판상의 도금층을 합금화할 때에 465℃ 이상으로 유지되는 전체

시간t(초)에서의 평균온도 T(℃)

를 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제1항에 있어서,

용융아연도금강판이 질량%로, Ti: O.01∼0.1%，Nb: 0.01∼0.1%，B: 0.0003∼0.0050%, Ni: 0.005∼2.0%, Cu: 0.005∼2.0%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
제2항에 있어서,

용융아연도금강판이 질량%로, Ti: 0.01∼0.1%， Nb: 0.01∼0.1%, B: 0.0003∼0.0050%，Ni: 0.005∼2.0%，Cu: 0.005∼2.0%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.