KR100912570B1 - 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

특별한 전조직제어가 필요없이, 경둔 후의 오스템퍼처리시간을 충분하게 확보하기 위한 라인사양을 가지지 않은 용융아연도금제조라인을 사용하여 제조할 수 있는, 뛰어난 가공성을 가지는 고강도용융아연도금강판을 제공한다. 본원발명의 고강도용융아연도금강판은, 질량%로, C:0.05~0.3%, Si: 1.4%이하(0%를 포함한다), Mn:0.08%~3%, P:0.003~0.1%, S:0.07%이하, Al:0.1~2.5%, Cr:0.1~0.5%, N:0.007%이하, Si+Al≥0.5%이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물으로 이루어지며, 잔류오스테나이트를 체적분율로 3%이상 포함하면서, 잔류오스테나이트립(粒)의 평균 아스펙트비가 2.5이상이다.

용융아연도금강판, 아스펙트비

Description

성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET EXCELLENT IN FORMABILITY AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차나 전기 등의 산업분야에서 사용되는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판(鎔融亞鉛鍍金鋼板) 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 지구환경보전의 견지로부터, 자동차의 연비(연료 소비율)향상이 중요한 과제로 되어 있다.

이 때문에, 차체재료를 고강도화해서 박육화(薄肉化)를 꾀하고, 차체 그 자체를 경량화하려고 하는 개발이 활발하게 행해지고 있다. 그러나, 일반적으로 강판의 고강도화는 성형가공성(成形加工性)의 저하를 초대한다. 그 때문에, 고강도와 고가공성을 겸한 재료의 개발이 기대되고 있다.

이러한 요구를 충족시키는 재료로서, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성(變態誘起塑性)을 이용한 TRIP강이 주목을 받고, 지금까지에 그 효과를 유효하게 활용하기 위해서 여러가지의 강판이 개발되어 왔다. 예를 들면, 특허문헌1에는, 화학성분 및 강판 중의 잔류 오스테나이트량을 제어하는 것에 의한 프레스성형성이 뛰어난 강판이 개시되고 있고, 특허문헌2에는 그러한 강판의 제조방법이 개시되어 있 다. 특허문헌3에는, 5％ 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성(특성으로 국부연성(局部延性))이 뛰어난 강판이 개시되어 있다. 특허문헌4에는, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하면서, 그 평균축비(平均軸比)를 3∼20으로 하고, 모상(母相)의 평균경도를 270Hv이하로 함으로써 신장 플랜지성과 돌출성을 양립시킨 강판이 개시되어 있다.

또 특허문헌5, 6에는, 템퍼링 마르텐사이트 또는 템퍼링 베이나이트를 50％ 이상 함유하고, 또한, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유함으로써, 고연성과 고신장 플랜지성을 겸한 강판이 개시되어 있다. 특허문헌7에는, 잔류 오스테나이트의 체적분률과 그 C함유량 및 페라이트 상의 아스펙트비를 적정하게 함으로써, 예(予)가공을 행한 후의 성형성이 뛰어난 강판과 그 제조방법이 개시되어 있다.

또한 특허문헌8에는, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하면서, 그 입자의 70％ 이상은 단경(短徑)/장경(長徑)의 비가 0.2∼0.4, 다시 말해, 아스펙트비가 2.5∼5인 강도-신장 밸런스 및 피로특성(疲勞特性)이 뛰어난 고장력 용융아연도금강판이 개시되어 있다. 또 특허문헌9에서는, 특허문헌8에 개시된 강판을, 더 저온변태상중의 마르텐사이트의 비율이 20％ 이하이며, 저온변태상중의 베이나이트와 주상(主相)의 페라이트의 경도비가 2.6 이하로 함으로써, 구멍넓힘성(穴擴性)에도 뛰어난 강판으로 하고 있다.

그렇지만, 상기 종래기술에는 이하에 서술하는 문제가 있다. 다시 말해, 특허문헌1, 2에 개시된 강판에서는, TRIP효과의 활용에 의해 연성은 충분히 얻을 수 있지만, 신장 플랜지성은 페라이트 마르텐사이트 이상강(二相鋼)이하의 특성으로 된다. 특허문헌3에 개시된 강판에서는, 고변형역(高歪域)까지 변형유기변태(歪誘起變態)를 일으키기 어렵게 함으로써 국부신장을 향상시키고 있지만, 타발단면(打拔端面) 등의 강가공(强加工)을 받은 부분에서는 변형유기변태를 일으켜버리므로, 그 후의 신장 플랜지성의 향상효과는 작다. 특허문헌4에 개시된 강판에서는, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 또한, 그 평균축비를 3∼20으로 하는 것이 필요하지만, 이렇게 평균축비를 3이상의 소위 라스상(狀)으로 하기 위해서는, 최종적인 열처리공정에서 베이나이트 변태를 충분히 진행시킬 필요가 있다. 즉, 최종열처리공정의 오스템퍼시간을 길게 할 필요가 있지만, 특히 종래의 용융아연도금라인에서는 시간확보가 어려워서, 라인속도를 저감하는 등의 대응이 필요하여, 생산성이 저하한다.

특허문헌5, 6에 개시된 강판에서는, 템퍼링 마르텐사이트 또는 템퍼링 베이나이트를 50％ 이상 함유하면서, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유하는 것이 필요하지만, 전조직(前組織)을 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 할 경우, 열연공정(熱延工程)에서 통상의 조건과는 다른 열처리를 설비하거나 연속 소둔(燒鈍)을 2회 실시할 필요가 있다. 이렇게 해서 열연공정으로 베이나이트나 마르텐사이트 조직을 생성시켰을 경우에는, 열연공정 종료후의 강판강도가 높고, 냉간압연(冷間壓延)시의 냉압부하가 증가하기 때문에, 라인제약을 받는다. 또한, 소둔공정을 2회 되풀이하면, 제조가격이 현저하게 증가한다.

특허문헌7에 개시된 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 체적분률, C함유량, 페라이트 상의 아스펙트비를 적정하게 하는 것이 필요하지만, 아스펙트비의 증가 및 C농화촉진(濃化促進)을 위해서는, 베이나이트 변태온도역(溫度域)에서 비교적 장시간 유지하는 소위 오스템퍼처리가 필요하다. 이 때문에, 소둔 후의 오스템퍼처리시간을 충분히 확보하기 위한 라인사양을 가지지 않는 용융아연도금 제조라인에 있어서는, 통판속도(通板速度)를 저하시키는 등의 대응이 필요해지고, 생산성의 현저한 저하를 초대한다. 특허문헌8, 9에 개시된 강판에서는, 최종소둔 전의 조직을 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온변태상을 포함하는 조직으로 구성할 필요가 있고, 이러한 조직은 열연공정으로 생성시키거나 소둔공정을 2회 되풀이해서 생성시킬 필요가 있다. 이러한 공정을 준비하는 것에는, 전술의 대로, 라인제약을 받거나 제조가격의 증가를 초래한다는 문제가 있다.

특허문헌1:일본국 특허 제2660644호 공보

특허문헌2:일본국 특허 제2704350호 공보

특허문헌3:일본국 특허 제3317303호 공보

특허문헌4:일본국 특허공개 2000-54072호 공보

특허문헌5:일본국 특허공개 2002-302734호 공보

특허문헌6:일본국 특허공개 2002-309334호 공보

특허문헌7:일본국 특허공개 2001-254138호 공보

특허문헌8:일본국 특허공개 2004-256836호 공보

특허문헌9:일본국 특허공개 2004-292891호 공보

본 발명은 이러한 사정에 비추어 이루어진 것이며, 특별한 전조직제어(前組織制御)가 필요없고, 또 소둔 후의 오스템퍼처리시간을 충분히 확보하기 위한 라인사양을 가지지 않는 용융아연도금 제조라인을 사용하여 제조가능하고, 뛰어난 가공성을 가지는 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여, 고강도 용융아연도금강판의 기계특성에 영향을 주는 원인에 대해서 검토했다. 구체적으로는, 화학성분, 오스템퍼조건과 생성조직(잔류 오스테나이트의 상태)의 관계를 상세하게 조사하고, 또한 그 생성조직과 기계특성의 관계를 명확히 했다. 그 결과, Cr양을 적당량 (0.1∼0.5％） 첨가함으로써, Cr무첨가강(鋼)이나 Cr다량첨가강(鋼)과는 다른 작용을 나타내는 것, 또한 그 특성을 적극적으로 활용함으로써, 종래와는 다른 기계특성이 뛰어난 강판을 얻을 수 있는 것을 알아냈다.

본 발명은, 이러한 알아냄에 근거해서 완성된 것이며, 이하의 (1)∼ (6)을 제공한다.

(1) 질량％로, C:0.05∼0.3％, Si:1.4％ 이하(0％을 포함한다), Mn:0.08∼3％, P:0.003∼0.1％, S:0.07％ 이하, Al:0.1∼2.5％, Cr:0.1∼0.5％, N:0.0O7％ 이하, Si+Al≥0.5％이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

잔류 오스테나이트를 체적분률로 3％~16.1％ 포함하고, 또한, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비가 2.4 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.

(2) 상기 (1)에 있어서, 질량％로, V:0.005∼2％, Mo:0.005∼2％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 더 함유하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량％로, Ti:0.01∼0.5％, Nb:0.01∼0.1％, B:0.0003∼0.005％, Ni:0.005∼2.0％, Cu:0.005∼2.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 더 함유하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.

(4) 질량％로, C:0.05∼0.3％, Si:1.4％ 이하(0％을 포함한다), Mn:0.08∼3％, P:0.003∼0.1％, S:0.07％ 이하, Al:0.1∼2.5％, Cr:0.1∼0.5％,： N:0.007％ 이하, Si+Al≥0.5％이며, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을, 700∼900℃의 제1온도역(溫度域)에서 15∼600초간 소둔한 후, 5℃／초 이상의 냉각속도로 360∼490℃의 제2온도역까지 냉각하고, 상기 제2온도역에서의 유지시간을 하기의 (1)식에 근거해서 제어하며, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비가 2.4 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.

5 ≤ t ≤ 200-0.003×(T-350)²… (1)

단, t는 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간(秒)이며, T 은 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간에 있어서의 평균온도(℃)이다.

(5) 상기 (4)에 있어서, 상기 강판은, 질량％로, V:0.005∼2％, Mo:0.005∼2％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.

(6) 상기 (4) 또는 (5)에 있어서, 상기 강판은, 질량％로, Ti:0.01∼0.5％, Nb:0.01∼0.1％, B:0.0003∼0.005％, Ni:0.005∼2.0％, Cu:0.005∼2.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.

본 발명에 따르면, 특별한 전조직제어를 필요로 하지 않고, 또 소둔 후의 오스템퍼처리시간을 충분히 확보하기 위한 라인사양을 가지지 않는 용융아연도금 제조라인을 사용하여 제조가능한, 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법이 제공된다.

도 1은, 0.3％ Cr강과 Cr무첨가강의, 오스템퍼시간과 TS×T.E1 밸런스의 상관관계를 나타내는 그래프이다.

도 2는, 0.3％ Cr강과 Cr무첨가강의 한계구멍넓힘비율(限界穴擴率)을 나타내는 그래프이다.

도 3은, 잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비와 TS×T.E1 밸런스의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 4는, 잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비와 한계구멍넓힘비율의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 5는, Cr첨가량과 TS×T.E1 밸런스의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 6은, Cr첨가량과 구멍넓힘비율의 관계를 나타내는 그래프이다.

도 7은, 제2온도역에서의 평균유지온도와 제2온도역에서의 유지시간과의 관 계를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명에 이르른 경위에 대해서 설명한다. 도 1은 오스템퍼시간과 TS×T.E1 밸런스의 관계를 나타내는 도이다. A강(鋼)은 Cr함유량이 0.3％인 강이며, 한편, B강(鋼)은 Cr무첨가강이다. 도 1에 나타낸 바와 같이, A강은 B강과 비교하여, 단시간의 오스템퍼처리로도 뛰어난 기계특성을 얻을 수 있다. 또한, A강은 오스템퍼처리를 장시간 행했을 경우도, 뛰어난 특성의 상태로 안정되어 있는 것에 대해, B 강에서는 오스템퍼처리시간의 증가에 따라 기계특성이 향상한 후, 더 장시간의 오스템퍼처리를 행하면 특성이 저하되고 있어, 뛰어난 특성을 얻을 수 있는 범위가 좁은 것을 알 수 있다. 단시간의 오스템퍼처리로 특성확보가 가능하다는 것은, 장시간의 오스템퍼처리가 불가능한 CGL라인에서의 제조시에 있어서, 통판속도(通板速度)를 저하시키는 것 없이 제조가능한 것을 나타내고 있으며, 양산성(생산성)의 면에서 유리하다. 또한, 강판을 실기(實耭)로 제조할 때에는, 동일한 강종이여도 판두께의 차이 등에 의해 통판속도를 변화시킬 경우가 있지만, 기계특성이 오스템퍼시간에 따라 크게 변화되지 않는다는 것은, 강판양산시의 기계특성의 안정성을 확보하는 면에서 유리하다.

도 2는, 도 1에 나타낸 A강을 조건X1, X2로, B강을 조건Y1, Y2로 각각 열처 리한 강판의 신장 플랜지성을 한계구멍넓힘비율 λ(％)(측정방법 등의 상세한 것은 후술한다)로 평가한 결과를 나타내는 도이다. 이 도로부터, 이들은 TS×T.E1 밸런스는 동등하지만, Cr첨가강인 A강의 신장 프렌지 특성은, Cr무첨가강인 B강에 비교하여, 뛰어남을 알 수 있다.

발명자들은, Cr첨가의 유무에 따라 이러한 차이가 생기는 원인에 대해서 상세하게 조사했다. 그 결과, 종래, TRIP강으로 고연성을 얻기 위해서는, 베이나이트 변태에 의해 잔류 오스테나이트 속으로의 C농화(濃化)를 촉진함으로써, 더욱 고연성을 얻을 수 있다고 하지만, Cr을 적당량 첨가할 경우에는, 베이나이트 변태가 그다지 진행하지 않고 잔류 오스테나이트가 비교적 괴상(塊狀)에 가까울 경우에 있어서도, 충분한 특성을 얻을 수 있는 것을 알았다.

이 점에 있어서 더욱 상세하게 설명한다. 도 3은 잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비와 TS×T.E1 밸런스의 관계를 나타내는 도, 도 4는 잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비와 한계구멍넓힘비율λ의 관계를 나타내는 도이다. 이들의 도에 나타낸 바와 같이, Cr무첨가강에서는, 아스펙트비가 낮을 경우에는 구멍넓힘비율이 높고, 신장플랜지성도 양호하지만, TS ×T.E1 밸런스는 낮아진다. 반대로, 아스펙트비가 높을 경우에는, TS×T.E1 밸런스는 향상하지만, 신장 플랜지성은 저하한다. 이에 대하여, Cr을 적당량 첨가할 경우(Cr:0.1∼0.5％）에는, 아스펙트비가 높을 경우에는 Cr무첨가강과 마찬가지의 경향을 나타내지만, 아스펙트비가 낮을 경우에 있어서도 TS×T.E1 밸런스가 저하하지 않는 것을 알 수 있다. 또한, Cr첨가량이 0.5％을 초과한 경우에는, 고아스펙트비의 재료는 얻을 수 없고, 저아스펙트비로 TS×T.E1 밸런스는 낮고, 구멍넓힘비율의 향상도 나타나지 않았다.

이러한 결과로부터, Cr을 적당량 첨가하면서, 저아스펙트비 (2.5 이하)로 함으로써, 고연성과 고신장 플랜지성을 양립할 수 있는 강판을 얻을 수 있는 것이 발견되었다.

이상의 결과에 근거하여, Cr함유량과 TS×T.E1 밸런스와의 관계 및 Cr함유량과 구멍넓힘비율과의 관계를 각각 도 5, 도 6에 나타낸다. 이들 도 5, 6로부터, Cr함유량이 본 발명의 범위인 0.1∼0.5％의 범위에 있어서, 고연성과 고신장 플랜지성을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.

이러한 현상이 생기는 이유는 반드시 명확하지는 않지만, 통상, TRIP강은 베이나이트 변태에 의해 잔류 오스테나이트 중에 C을 농화시켜서 그 안정성을 향상시킴으로써 TRIP효과를 유효하게 활용할 수 있어, 고연성(高延性)을 얻을 수 있다는 것에 대해, Cr을 적당량 함유시킨 강판에서 얻어진 아스펙트비가 낮은 상태는 베이나이트 변태가 그다지 진행하지 않고 있는 상태로 생각되고, Cr을 적당량 함유시킨 강판에서는 C농화가 적어도 TRIP효과를 유효하게 활용할 수 있을 가능성 등이 생각된다. 한편, Cr첨가량을 0.5％ 이상으로 했을 경우에 이 현상이 소실할 이유로서는, 안정도가 현저하게 높아져, TRIP 효과가 발현되지 않게 된다는 가능성이 생각된다.

본 발명은, 이렇게 적당량의 Cr을 함유시킴으로써, 베이나이트 변태가 그다지 진행하지 않고 있는, 결정입자의 아스펙트비가 낮은 상태의 잔류 오스테나이트에 있어서도 고연성을 얻을 수 있고, 또한, 고신장 플랜지성과의 양립을 달성할 수 있는 것이다.

다음으로, 본 발명의 강판의 화학성분조성에 대해서 설명한다. 한편, 강판조성에 관한 ‘％’은 ‘질량％’를 말한다.

C:0.05∼0.3％

C 은, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이며, 마르텐사이트량의 확보 및 실온에서 오스테나이트를 잔류시키기 위해서 필요한 원소이다. C 양이 0.05％미만에서는, 제조조건의 최적화를 꾀했다고 해도, 강판의 강도의 확보와 동시에 잔류 오스테나이트량을 확보하여, 소정의 특성을 끌어내는 것이 어렵게 된다. 한편, C양이 0.3％을 초과하면, 용접부 및 열영향부의 경화가 현저하여, 용접성이 열화한다. 이러한 관점에서, C함유량을 0.05∼0.3％의 범위내로 한다. 바람직하게는, 0.05∼0.2％이다.

Si:1.4％ 이하(0％을 포함한다)

Si은, 강(鋼)의 강화에 유효한 원소이다. 또한, 페라이트 생성원소이며, 오스테나이트 중으로의 C의 농화촉진 및 탄화물의 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용이 있어서, 복합조직강 및 TRIP강에 첨가되는 것이 많다.

한편, Si의 과잉첨가는, 페라이트중에의 고용량의 증가에 의한 가공성, 인성의 열화, 적(赤)스케일 등의 발생에 의한 표면성상이나 용융도금을 설비할 경우의 도금부착·밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si함유량을 1.4％ 이하(0％을 포함한다)로 한다.

Mn:0.08∼3％

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％을 넘어서 지나치게 첨가하면, 제2상분률(第二相分率) 과대나 고용강화(固溶强化)에 의한 강도상승이 현저해진다.

따라서, Mn함유량을 0.08∼3％로 한다.

P: 0.003∼0.1％

P은, 강(鋼)의 강화에 유효한 원소이며, 이 효과는 함유량이 0.003％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.1％을 넘어서 지나치게 첨가하면, 입계편석(粒界偏析)에 의해 취화(脆化)를 야기하여, 내충격성을 열화시킨다. 따라서, P함유량을 0.003∼0.1％로 한다.

S:0.07％ 이하

S은, MnS등의 개재물이 되고, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈 플로우에 따른 균열의 원인이 되므로, 극히 낮은 쪽이 좋지만, 제조비용의 측면에서, S함유량을 0.07％ 이하로 한다.

Al:0.1∼2.5％

Al은, 페라이트 생성원소이며, 오스테나이트 중으로의 C의 농화촉진 및 탄화물의 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용이 있다. 또한, Al은, Si에 의한 도금성 및 도금표면성상의 열화를 억제하는 작용이 있으며, 이 효과는, Al≥0.1％에서 얻을 수 있다. 이렇게, Al은 복합조직강 및 TRIP강에 다량으로 첨가될 경우가 있지만, 과잉첨가는 페라이트의 취화를 초대하고, 재료의 강도-연성 밸런스를 열화시키게 된다. 또한, 2.5％을 넘어서 첨가하면, 강판 중의 개재물이 많아지고, 연성을 열화시킨다. 따라서, Al함유량을 0.1∼2.5％로 한다.

Cr:0.1∼0.5％

Cr은, 페라이트 생성원소이며, 오스테나이트 중으로의 C의 농화촉진 및 탄화물의 생성을 억제함으로써, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용이 있다. Cr을 적당량 첨가할 경우, 오스테나이트가 비교적 괴상에 가까울 경우에 있어서도 양호한 강도-연성 밸런스가 얻어져, 고연성과 고신장 플랜지성을 양립할 수 있다. 이 효과는, Cr을 0.1∼0.5％ 첨가함으로써 얻을 수 있으므로, Cr함유량을 0.1∼0.5％로 한다.

N:0.007％ 이하

N은, 강의 내시효성(耐時效性)을 가장 크게 열화시키는 원소이며, 적을수록 좋고, 0.007％을 넘으면 내시효성의 열화가 현저해진다. 따라서, N함유량을 0.007％ 이하로 한다.

Si+Al≥0.5％

상술한 것 같이, Si 및 Al은 함께 페라이트 생성원소이며, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용이 있지만, 이 작용을 얻기 위해서는, Si+Al≥0.5％로 할 필요가 있다. 이 때문에, Si+Al≥0.5％로 한다.

이상의 성분 외에, 이하의 V, Mo의 1종 또는 2종을 선택성분으로서 첨가할 수 있다.

V:0.005∼2％

V은, 소둔온도로부터의 냉각시에 페라이트의 생성을 억제하기 위해, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이러한 효과는, 함유량이 0.005％ 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 2％을 넘어서 첨가하면, 페라이트량이 지나치게 적어져, 가공성이 저하한다. 따라서, V를 첨가할 경우에는 그 함유량을 0.005∼2％로 한다.

Mo:0.005∼2％

Mo 은, 내지연파괴성 등에 유효하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과는 함유량이 0.005％ 이상에서 얻을 수 있다. 그러나, 함유량이 2％를 초과하면, 가공성이 저하하게 된다. 따라서, Mo를 첨가할 경우에는 그 함유량을 0.005∼2％로 한다.

또한 이하의 Ti, Nb, B, Ni, Cu의 1종 또는 2종 이상을 선택성분으로서 첨가할 수 있다.

Ti:0.01∼0.5％, Nb:0.01∼0.1％

Ti, Nb은, 강의 석출강화에 유효하기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다.

이 효과는 함유량이 각각 0.01％ 이상인 경우에 얻을 수 있고, 본 발명으로 규정한 범위내이면, 강의 강화에 사용해서 지장이 없다. 그러나, Ti에서는 0.5％, Nb으로는 0.1％을 넘어서 첨가하면, 가공성 및 형상동결성(形狀凍結性)이 저하한다. 따라서, Ti를 첨가할 경우에는 그 함유량을 0.01∼0.5％로 하고 Nb을 첨가할 경우에는 그 함유량을 0.01∼0.1％로 한다.

B:0.0003∼0.005％

B은 오스테나이트입계(粒界)로부터의 페라이트의 생성을 억제하는 작용을 가지기 때문에, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 그 효과는, 함유량이 0.0003％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.005％을 넘어서 첨가하면, 페라이트량이 지나치게 적어지고, 가공성이 저하한다. 따라서, B을 첨가할 경우에는 그 함유량을 0.0003∼0.005％로 한다.

Ni:0.005∼2.0％, Cu:0.005∼2.0％

Ni, Cu는 오스테나이트 안정화원소이며, 오스테나이트를 잔류시키는 동시에 강도상승에도 효과가 있다. 그 효과는 각각 0.005％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 각각 2.0％을 넘어서 첨가하면 강판의 연성을 저하시킨다.

따라서, Ni를 첨가할 경우 및 Cu를 첨가할 경우에는 모두 그 함유량을 0.005∼2.0％로 한다.

한편, 이상의 원소 및 잔부의 Fe 외에, 제조과정에서 각종 불순물원소 및 제조과정에서 필수적인 미량첨가원소 등이 불가피하게 혼입하지만, 이러한 불가피한 불순물은 본 발명의 효과에 특히 영향을 끼치는 것이 아니어서, 허용된다.

상기 성분조성을 가지는 본 발명의 고강도 용융아연도금강판은, 또한, 잔류 오스테나이트의 체적분률 및 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비를 아래와 같이 규정한다.

잔류 오스테나이트량:체적분률로 3％ 이상

성형시에 있어서의 잔류 오스테나이트의 변형유기변태를 유효하게 활용하기 위해서는, 체적분률로 3％ 이상 필요하기 때문에, 잔류 오스테나이트를 체적분률로 3％ 이상으로 한다.

잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비:2.5 이하

잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비를 지나치게 증가시키면, 신장 플랜지성이 열화하기 때문에, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비를 2.5 이하로 한다.

다음으로 본 발명의 고강도 용융아연도금강판의 제조방법의 예에 대해서 설명한다.

상기 화학성분조성을 가지는 강판을, 우선 700∼900℃의 제1온도역, 구체적으로는, 오스테나이트 단상역(單相域) 혹은 오스테나이트상(相)과 페라이트상(相)의 2상역에서, 15∼600초간 소둔한다. 소둔온도가 700℃미만인 경우나 소둔시간이 15초 미만일 경우에는, 강판 중의 탄화물이 충분히 용해하지 않는 경우나, 페라이트의 재결정이 완료하지 않아 목표가 되는 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 소둔온도가 900℃을 초과할 경우에는, 오스테나이트입자의 성장이 현저하고, 뒤의 냉각에 의해 생기는 제2상(第二相)으로부터의 페라이트의 핵생성 사이트의 감소를 일으키는 경우가 있다.

또한, 소둔시간이 600초를 초과할 경우에는, 엄청난 에너지 소비에 따르는 비용증가의 문제가 생긴다.

소둔 후, 5℃／초 이상의 냉각속도로, 350∼600℃의 제2온도역까지 냉각하 고, 이 온도역에서 5∼200초 유지한다.냉각속도가 5℃／초 미만인 경우에는, 펄라이트가 석출하고, 미변태 오스테나이트 중의 고용(固溶)C가 대폭으로 저하하여, 목표로 하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 이 온도역에서의 유지시간이 5초미만이면, 미변태오스테나이트의 안정화가 진행되지 않으며, 3％ 이상의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않고, 충분한 연성을 확보할 수 없는 경우가 있으며, 반대로 200초를 초과하는 경우에는, 베이나이트 변태가 현저하게 진행되고, 결과로서 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비가 2.5을 초과하여, 신장 플랜지성이 열화하는 경우가 있다. 또한, 유지온도역이 600℃을 초과할 경우에는, 미변태 오스테나이트 중으로부터 탄화물이 석출하고, 반대로 350℃미만의 온도에서는, 하부 베이나이트 변태에 의해 베이니틱페라이트 중에 미세탄화물이 석출하여, 결과로서 안정한 잔류 오스테나이트를 충분히 얻을 수 없는 경우가 있다.

본 발명자들은, 양호한 특성의 강판을 한층 안정하게 얻을 수 있는 열처리 조건에 대해서 상세하게 검토했다. 그 결과, 냉연 후의 강판의 열처리에 있어서, 상기 제2온도역을 360∼490℃로 더 좁은 범위로 규정하고, 해당 온도역에서의 유지시간을 하기 (1)식에 근거해서 제어함으로써, 안정하게 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하면서, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비를 2.5 이하로 하는 것이 가능한 것이 명확하게 되었다.

5 ≤ t ≤ 200-0.003×(T-350)²… (1)

단, t는 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간(秒), T는 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간에 있어서의 평균온도(℃)이다.

도 7에 제2온도역에서의 온도유지시간과 아스펙트비의 관계를 나타낸다.

(1)식에 근거해서 제어함으로써, 안정하게 3％ 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하고, 또한 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비를 2.5 이하로 하는 것이 가능한 것을 알 수 있다.

제2온도역에서의 유지 후에, 용융아연도금을 행하지만, 이 도금욕(浴)온도는 통상의 450∼500℃의 범위이면 좋고, 이에 더해서 합금화처리를 실시할 경우에는, 600℃이하로 처리하는 것이 바람직하다. 이것은, 도금욕온도가 600℃이상이면, 상술한 것 같이, 미변태 오스테나이트 중으로부터 탄화물이 석출해서 안정한 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 연성의 열화가 생기기 때문이다.

한편, 본 발명의 제조방법에 있어서의 일련의 열처리에 있어서는, 규정한 온도범위내이면, 유지온도는 일정할 필요는 없고, 또 냉각속도가 냉각중에 변화되었을 경우에 있어서도, 규정한 범위내이면 조금도 문제는 없다. 또한, 열이력(熱履歷)만 만족되면, 강판은 어떠한 설비로 열처리시행되어도 무방하다. 더욱이, 열처리 후에 형상교정을 위하여 본 발명의 강판에 조질압연(調質壓延)해도 좋다. 한편, 본 발명에서는 강소재를 통상의 제강, 주조, 열연의 각 공정을 거쳐서 제조하는 것이 바람직하지만, 예를 들면, 박수주조(薄手鑄造) 등에 의해 열연공정의 일부 혹은 전부를 생략해서 제조해도 좋다.

(실시예)

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 본 발명은 하기 의 실시예에 한정되는 것이 아니고, 본 발명의 요지를 변경할 경우 없이, 변경을 더하는 것이 허용되는 것은 말할 필요도 없다.

표1에 나타내는 화학성분의 강을 용제하여 얻은 주조편을 열압, 산세, 냉간 압연에 의해 1.2mm두께의 냉간압연강판으로 했다. 그 후, 표2, 3에 나타내는 조건으로 열처리후, 463℃의 아연도금욕으로 부착량 50/50g/m²의 도금을 실시하고, 도금층의 Fe％를 9질량％이 되도록 합금화처리를 실시했다. 얻어진 강판에 대하여는, 0.3％의 조질압연을 행했다. 한편, 강재의 N양은, 0.0020∼0.0060질량％이었다.

강판단면(압연방향에 평행한 면)조직은 주사형 전자현미경(SEM)을 써서 2000배로 10시야관찰하고, 관찰된 각 잔류 오스테나이트입자의 아스펙트비(장변/단변)를 측정하고, 그 평균치를 평균 아스펙트비로 했다. SEM 관찰샘플은, 우선 200℃×2h의 열처리(마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 분리해서 관찰 가능화)를 행한 뒤, 경면연마(鏡面硏磨), 나이탈에칭해서 시험에 제공했다. 또한, 관찰한 SEM상을 화상처리하는 것으로 잔류 오스테나이트량을 구했다.

또한, 인장력시험은, 강판을 JIS5호시험편으로 가공해서 행하고, TS(인장강도), T.E1 (전신장)을 측정하고, 강도와 전신장의 곱(TS×T.El)으로 나타내는 강도-신장 밸런스의 값을 구했다. 한편, 본 발명에서는, TS×T.E1 ≥ 19800MPa·%의 경우를 양호라고 판정했다.

신장 플랜지성은, 얻어진 각 강판을 100mm×100mm으로 절단후, 클리어런스12％에서 지름10mm의 구멍을 타발한 후, 내경75mm의 다이스를 이용해서 9ton의 구김 압력으로 누른 상태에서, 60°원추의 펀치를 구멍에 압입하여 균열발생 한계에 있어서의 구멍직경(穴直徑)을 측정하고, 하기(2)식으로부터 한계구멍넓힘비율 λ(％)을 구하고, 이 한계구멍넓힘비율의 값으로부터 신장 플랜지성을 평가했다. 한편, 본 발명에서는, 한계구멍넓힘비율 λ≥50％을 양호라고 판정했다.

한계구멍넓힘비율λ（％）= {(D_f-D_o)/D_o} ×100… (2)

단, D_f:균열발생시의 구멍직경(mm), D_o:초기 구멍직경(mm)

표2, 3에 상기 시험결과를 병기한다. 이들의 결과로부터, 본 발명으로 규정하는 요건을 만족하는 강판은, 강도-신장 밸런스의 값과 플랜지성의 밸런스의 양쪽이 뛰어나, 목표로 한 특성을 얻을 수 있는 것을 알았다. 또한, 본 발명으로 규정하는 요건을 만족하는 조건으로 제조함으로써, 목표로 한 특성을 안정하게 얻을 수 있는 것을 알았다.

본 발명은, 경량으로 고강도로 게다가 높은 가공성이 요구되는 자동차 등의 차량용 강판으로서 널리 활용할 수 있다.

Claims (6)

1. 질량％로,

   C:0.05∼0.3％,

   Si:1.4％ 이하(0％을 포함한다),

   Mn:0.08∼3％,

   P:0.003∼0.1％,

   S:0.07％ 이하,

   Al:0.1∼2.5％,

   Cr:0.1∼0.5％,

   N:0.007％ 이하,

   Si+Al≥0.5％이며,

   잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

   잔류 오스테나이트를 체적분률로 3％~16.1％ 포함하고, 또한, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비가 2.4 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.
2. 제 1항에 있어서,

   질량％로,

   V:0.005∼2％,

   Mo:0.005∼2％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.
3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,

   질량％로,

   Ti:0.01∼0.5％,

   Nb:0.01∼0.1％,

   B:0.0003∼0.005％,

   Ni:0.005∼2.0％,

   Cu:0.005∼2.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판.
4. 질량％로,

   C:0.05~0.3％,

   Si:1.4％ 이하(0％을 포함한다),

   Mn:0.08∼3％,

   P:0.003∼0.1％,

   S:0.07％ 이하,

   Al:0.1∼2.5％,

   Cr:0.1∼0.5％,

   N:0.007％ 이하,

   Si+Al≥0.5％이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을, 700∼900℃의 제1온도역에서 15∼600초간 소둔(燒鈍)한 후, 5℃／초 이상의 냉각속도로 360∼490℃의 제2온도역까지 냉각하고, 상기 제2온도역에서의 유지시간을 하기의 (1)식에 근거해서 제어하며, 잔류 오스테나이트입자의 평균 아스펙트비가 2.4 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.

   5 ≤ t ≤ 200-0.003 ×(T-350)²… (1)

   단, t는 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간(秒)이며, T는 360∼490℃의 온도역으로 유지되는 총시간에 있어서의 평균온도(℃)이다.
5. 제 4항에 있어서,

   상기 강판은,

   질량％로,

   V:0.005∼2％,

   Mo:0.005∼2％로부터 선택되는 1종 또는 2종의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법,
6. 제 4항 또는 제 5항에 있어서,

   상기 강판은,

   질량％로,

   Ti:0.01∼0.5％,

   Nb:0.01∼0.1％,

   B:0.0003∼0.005％,

   Ni:0.005∼2.0％,

   Cu:0.005∼2.0％로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.

Images