KR101470721B1 - 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 - Google Patents

가공성이 우수한 고항복비 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 Download PDF

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Abstract

C: 0.12∼0.3%(질량%의 의미.), Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mn: 2.0∼3.5%, P: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다), Al: 0.005∼0.1%, 및 N: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, 금속 조직이, 베이나이트를 모상 조직으로 하는 것이고, 전체 조직에 대한 비율로, 페라이트의 면적률: 3∼20%, 및 마르텐사이트의 면적률: 10∼35%를 만족하는 것을 특징으로 하는, 인장 강도가 980MPa 이상인 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판이다.

Description

가공성이 우수한 고항복비 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판{HOT DIPPED GALVANIZED STEEL SHEET AND ALLOYED HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, EACH HAVING EXCELLENT PROCESSABILITY, HIGH YIELD RATIO AND HIGH STRENGTH}
본 발명은, 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 도금 강판으로 대표시키는 경우가 있다.)에 관한 것이고, 특히 가공성을 저하시키지 않고 항복비를 높인 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 도금 강판에 관한 것이다. 본 발명의 도금 강판은, 예컨대, 높은 가공성과 함께, 높은 항복 강도가 요구되는 자동차용 구조 부재(예컨대 필러(pillar), 멤버(member), 리인포스(reinforcement)류 등의 보디 골격 부재; 범퍼, 도어 가드 바, 시트 부품, 차륜주위 부품 등의 강도 부재)나 가전용 부재 등에 적합하게 사용된다.
최근, 지구 환경 문제에 관한 의식이 높아짐으로 인해, 각 자동차 제조사에서는 연료 소비율 향상을 목적으로 하여 차체의 경량화가 진행되고 있다. 또한, 승객의 안전성의 관점에서는 자동차의 충돌 안전 기준이 강화되어, 충격에 대한 부재의 내구성도 요구되고 있다. 그 때문에, 최근의 자동차에서는 고강도 강판의 사용 비율이 한층 더 상승하고 있고, 특히 방청성이 요구되고 있는 차체 골격 부재나 리인포스 부재로서는, 고강도의 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판이 적극적으로 적용되고 있다. 고강도 강판의 용도 확대에 따라, 요구되는 특성도 높아지고 있고, 난성형 부재에서는 모재의 가공성의 개선이 한층 더 강하게 요구되고 있다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로서, 높은 신도를 갖는 페라이트와 고강도를 발휘하는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합 조직 강판(이하, DP 강판이라고 하는 경우가 있음)이 있다. 또한, 고가공성과 고항복비를 양립한 고강도 강판으로서, 예컨대 특허문헌 1에는, 페라이트의 평균 결정 입경을 5.0μm 이하로 하고, 경질 제2상의 평균 입경을 5.0μm 이하로 하는 것에 의해, 780MPa 이상의 강도를 가짐과 더불어 신도가 우수하고, 또한 항복비가 60∼80%인 고장력 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 이 문헌에 개시된 기술에서는, Ti, Nb의 석출 강화 원소를 첨가하여, 석출 강화와 조직 미세화 강화를 꾀하고 있지만, Ti, Nb의 다량 첨가가 필요하기 때문에, 비용의 관점에서 문제가 있다.
그런데, 차체 골격용의 고강도 용융 아연 도금 강판에는, 가공성과 더불어 충돌시의 에너지 흡수능이 요구되어, 항복 강도, 즉 항복비가 높은 강판을 저비용으로 제조하는 기술이 요구되고 있다. 그러나, 상기 DP 강판은, 저항복비를 나타내는 것으로, 고항복비와 높은 가공성을 양립시킨 것이 아니다. 또한 특허문헌 1에는 고항복비와 가공성을 양립한 강판이 나타내어져 있지만, 제조 비용의 점에서 문제가 있다. 그래서, 고항복비이고 우수한 가공성을 나타내는 고강도 도금 강판을 저비용으로 제조 가능한 기술의 실현이 요망되고 있다.
일본 특허공개 2006-52445호 공보
본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비를 나타내며 또한 가공성(구체적으로는, TS-EL 균형, 나아가 TS-λ 균형)이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 도금 강판은, 강판의 표면에 용융 아연 도금 층 또는 합금화 용융 아연 도금 층을 갖는 도금 강판으로서, C: 0.12∼0.3%(질량%의 의미. 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일), Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mn: 2.0∼3.5%, P: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다), S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다), Al: 0.005∼0.1%, 및 N: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, 금속 조직이, 베이나이트를 모상 조직으로 하는 것이고, 전체 조직에 대한 비율로, 페라이트의 면적률: 3∼20%, 및 마르텐사이트의 면적률: 10∼35%를 만족하는 것에 요지를 갖는, 인장 강도가 980MPa 이상인 가공성이 우수한 고항복비 고강도 도금 강판이다.
본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 도금 강판은, 추가로 Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 함유하는 것이다.
추가로, Ti: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및/또는 V: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 것도, 바람직한 실시형태이다.
본 발명에 따른 고강도 도금 강판은, 베이나이트를 모상 조직으로 하고, 제2상 조직인 페라이트 및 마르텐사이트의 분율을 적절히 제어하고 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비(특히는 65% 이상)를 나타내며 또한 가공성이 우수하다. 본 명세서에 있어서, 상기 「가공성이 우수한」이란, 인장 강도: 980MPa 이상에 있어서, TSEL 균형(나아가 TS-λ 균형)이 우수한 것을 의미한다. 구체적으로는, 상기의 고강도역에서, [인장 강도(TS: MPa)×신도(EL: %)/100]≥130을 만족하는 것을 말한다. 상기 TS×EL/100은 140 이상인 것이 바람직하다. 더욱이 상기 고강도역에서, [인장 강도(TS: MPa)×구멍 확대율(λ: %)/100]≥210인 것이 바람직하고, 상기 TS×λ/100은 220 이상인 것이 보다 바람직하다.
도 1은, 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴을 나타내는 개략도이다.
도 2는, 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴의 변형예를 나타내는 개략도이다.
도 3은, 본 발명의 강판을 제조하는 경우의 히트 패턴의 또 다른 변형예를 나타내는 개략도이다.
도 4는, 실시예에서 수득된 강판의 조직 분율을 나타내는 도면이다.
도 5는, 실시예에서 수득된 강판의 기계적 특성을 나타내는 도면이다.
상기한 바와 같이, 강도와 가공성을 겸비한 강판으로서 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 DP 강판을 들 수 있지만, 이 DP 강판은, 마르텐사이트 변태시에 페라이트 중에 가동 전위(可動轉位; mobile dislocation)가 도입되기 때문에, 저항복비로 되어 버린다. 그래서, 본 발명자들은, 베이나이트를 모상 조직(주상)으로 하여, 가동 전위를 발생시키는 마르텐사이트와 가동 전위가 도입되는 페라이트의 각 분율을, 종래의 DP 강판보다도 억제하는 것에 의해 고항복비를 달성하는 것을 기본적 사상으로 했다. 단, 베이나이트의 도입에 의해, 페라이트가 상대적으로 감소함으로써 신도가 저하되기 쉽고, 또한 마르텐사이트가 상대적으로 감소함으로써 강도가 저하되기 쉽게 된다. 또한, 베이나이트가 주상이더라도, 마르텐사이트나 페라이트의 분율이 비교적 많으면 고항복비를 달성하기 어려운 경우가 있다. 그래서, 고강도, 고항복비 및 고가공성의 모든 특성을 달성할 수 있도록, 베이나이트를 주상으로 한 후에, 페라이트 및 마르텐사이트의 각 분율에 대하여 예의 연구를 한 결과, 이들 조직의 분율에 대하여 최적 범위를 알아내어, 본 발명을 완성했다.
이하에, 상기 조직 분율의 범위 및 그 설정 이유에 대하여 상술한다.
[페라이트 분율: 3∼20면적%]
페라이트는 신도 특성의 향상에 기여하는 조직으로서 중요하고, 신도 특성을 확보하기 위해, 전체 조직에 대한 페라이트 분율을 3면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 5면적% 이상이다. 한편, 베이나이트 조직을 확보하여 고항복비를 실현하기 위해서는, 페라이트 분율을 20면적% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 18면적% 이하이다.
[마르텐사이트 분율: 10∼35면적%]
마르텐사이트는 고강도의 확보에 필요한 조직이며, 본 발명에서는 전체 조직에 대한 마르텐사이트 분율을 10면적% 이상으로 한다. 바람직하게는 15면적% 이상이다. 한편, 베이나이트 조직을 확보하여 고항복비를 실현하기 위해서는, 마르텐사이트 분율을 35면적% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 30면적% 이하이다.
[모상 조직: 베이나이트]
상기한 바와 같이, 본 발명의 강판은, 베이나이트를 모상 조직(주상)으로 하는 것이다. 본 발명에 있어서의 「모상 조직」이란, 전체 조직에서 차지하는 비율이 가장 많은 조직을 말한다. 베이나이트, 페라이트 및 마르텐사이트의 3상만으로 구성되어 있는 경우, 상기 페라이트 분율 및 마르텐사이트 분율의 상한치로부터, 베이나이트 분율은 45면적% 이상이 되어, 베이나이트 조직이 「모상 조직」으로 된다. 한편, 본 발명에 있어서, 제조 과정에서 생성될 수 있는 잔류 오스테나이트는, 이 마르텐사이트에 포함하는 것으로 한다.
본 발명의 강판은, 베이나이트, 페라이트 및 마르텐사이트의 3상만으로 구성되어 있더라도 좋지만, 본 발명의 작용을 저해하지 않는 한도에 있어서, 예컨대 제조 과정 등에서 불가피하게 생성되는 조직을 포함하고 있더라도 좋다. 이러한 조직으로서는, 예컨대 펄라이트 등을 들 수 있고, 전체 조직에 대한 상기 조직의 분율은 합계로 5면적% 이하인 것이 바람직하다.
상기 조직의 동정 및 분율의 측정은, 후술하는 실시예에 나타내는 방법으로 행하면 된다.
상기 조직으로 하는 것에 의한 우수한 특성(고강도, 고항복비 및 고가공성)을 충분히 발휘시킴과 더불어, 도금 강판으로서의 그 밖의 특성(예컨대 도금 밀착성이나 용접성)도 발휘시키기 위해서는, 강판의 화학 성분 조성을 하기와 같이 제어할 필요가 있다. 이하에 화학 성분 조성에 대하여 상술한다.
[C: 0.12∼0.3%]
C는, 담금질성(燒入性)의 향상에 더하여, 베이나이트나 마르텐사이트의 경질화에 기여하여, 강판의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. C량이 부족하면 페라이트가 많이 생성되어 버릴 뿐만 아니라, 베이나이트나 마르텐사이트도 연질화되기 때문에, 고항복비나 고강도를 달성하기 어렵게 된다. 그래서, 본 발명에서는 C량을 0.12% 이상으로 정했다. 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.14% 이상이다. 한편, C가 과잉으로 포함되면 용접성이 저하되기 때문에, C량은 0.3% 이하로 한다. 바람직하게는 0.26% 이하, 보다 바람직하게는 0.23% 이하이다.
[Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다)]
Si는, 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소이지만, 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기도 하기 때문에, 본 발명에서는 극력 적은 편이 좋다. 따라서 Si량은 0.1% 이하로 한다. 바람직하게는 0.07% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하, 더욱 바람직하게는 0.03% 이하이다.
[Mn: 2.0∼3.5%]
Mn은, 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. Mn량이 부족하면 담금질성이 불충분해져 페라이트가 많이 생성되어 버려, 고강도나 고항복비를 달성하기 어려워진다. 그래서, 본 발명에서는 Mn을 2.0% 이상 함유시킨다. 바람직한 Mn량은 2.3% 이상이다. 한편, Mn이 과잉으로 포함되면, 강도-신도 균형이나 용접성이 저하되기 쉽게 되기 때문에, Mn량은 3.5% 이하, 바람직하게는 3.2% 이하이다.
[P: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)]
P는, 페라이트의 고용 강화에 유효한 원소이지만, 도금 밀착성을 저하시키는 원소이기도 하기 때문에, 본 발명에서는 극력 적은 편이 좋다. 따라서 P량은 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.03% 이하이다.
[S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다)]
S는 불가피 불순물 원소이며, 가공성이나 용접성을 확보하는 관점에서 극력 적은 편이 좋기 때문에, 0.05% 이하로 한다. 바람직하게는 0.02% 이하, 보다 바람직하게는 0.01% 이하이다.
[Al: 0.005∼0.1%]
Al은 탈산 작용을 갖는 원소이며, 0.005% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하더라도 그 효과는 포화되기 때문에, Al량의 상한을 0.1%로 한다. 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.06% 이하이다.
[N: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않는다)]
N은 불가피 불순물 원소이며, 다량으로 포함되면 인성이나 신도를 열화시키는 경향이 있기 때문에, N량의 상한을 0.015%로 한다. 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.
본 발명에 사용되는 강의 기본 성분은 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 혼입되는 상기 불가피 불순물로서는, 상기 S나 N 외에, O나 트램프(tramp) 원소(Sn, Zn, Pb, As, Sb, Bi 등) 등을 들 수 있다.
본 발명에 사용되는 강은, 필요에 따라, 이하의 임의 원소를 추가로 함유하고 있더라도 좋다.
[Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소]
Cr, Mo, B는, 어느 것이나 담금질성을 향상시켜 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cr의 경우, 바람직하게는 0.04% 이상, Mo의 경우, 바람직하게는 0.04% 이상, B의 경우, 바람직하게는 0.0010% 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나 Cr, Mo가 과잉으로 포함되면 신도가 열화되기 때문에, 각각의 상한을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cr의 경우 0.50% 이하, Mo의 경우 0.50% 이하이다. 또한, B가 과잉으로 포함된 경우, 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 신도가 열화되기 때문에, B량의 상한은 0.01%로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005%이다.
[Ti: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및/또는 V: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)]
Ti, V는, 탄질화물의 석출이나 조직의 미세화에 의해 고강도 확보에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는, Ti의 경우, 바람직하게는 0.01% 이상, V의 경우, 바람직하게는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 어느 쪽의 원소를 과잉으로 함유시키더라도 상기 효과는 포화될 뿐이므로, 각각의 상한을 0.3%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ti의 경우 0.20% 이하, V의 경우 0.20% 이하이다.
본 발명의 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는, 특히 냉간 압연 후의 풀림(燒鈍)을, 하기의 조건을 만족하도록 행하는 것이 유효하다. 이하에 도 1을 참조하면서, 풀림 공정에 대하여 상술한다.
한편, 본 발명의 용융 아연 도금 강판(GI)이나 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)은, 이 도 1에 나타내는 공정에서, 저온 유지 공정 도중, 또는 저온 유지 공정과 3차 냉각 공정의 사이, 또는 3차 냉각 공정의 도중 등, 이들 공정(또는 공정 사이)에서 통상적 방법의 도금 공정, 또는 추가로 통상적 방법의 합금화 공정이 부가된 것이다.
[Ac3점∼(Ac3점+150℃)의 온도역(균열 온도 T1)에서 5∼200초(균열 시간 t1) 균열]
상기의 성분 조성을 만족하는 냉간 압연 강판을 가열하여, Ac3점∼(Ac3점+150℃)의 온도역(균열 온도 T1)에서 5∼200초(균열 시간 t1) 균열한다. 균열 온도 T1이 Ac3점을 하회하면, 오스테나이트 변태가 불충분해져, 페라이트가 많이 잔존하여 원하는 조직을 확보하기 어렵게 된다. 또한, 페라이트 중에 가공 변형이 잔존하기 쉽게 되기 때문에, 우수한 신도 특성이 얻어지기 어렵다. 균열 온도 T1은 바람직하게는 (Ac3점+10℃) 이상이다. 한편, 균열 온도 T1이 (Ac3점+150℃)를 상회하면, 오스테나이트의 입성장(粒成長)이 촉진되어 조직이 조대화되어 버려, 강도-신도 균형이 저하되기 때문에 바람직하지 못하다. 균열 온도 T1은 바람직하게는 (Ac3점+100℃) 이하이다.
균열 시간 t1은 5∼200초로 한다. 5초 미만이면 오스테나이트 변태가 불충분해져, 페라이트가 많이 잔존하여 원하는 조직을 확보하기 어렵게 된다. 또한, 페라이트 중에 가공 변형이 잔존한 경우, 우수한 신도 특성이 얻어지기 어렵다. 바람직하게는 20초 이상이다. 한편, 균열 시간 t1이 지나치게 길면, 오스테나이트의 입성장이 촉진되어, 상기한 바와 같이 조직이 조대화하여, 강도-신도 균형이 저하되기 쉽게 된다. 따라서 균열 시간 t1은 200초 이하로 한다. 바람직하게는 120초 이하이다.
한편, 균열 온도 T1은, 일정 온도일 필요는 없고, 실온으로부터의 승온에 있어서, Ac3점∼(Ac3점+150℃)의 온도역(T1)에서의 균열 시간(t1)이 5∼200초 확보되어 있으면 된다. 따라서, 예컨대 도 2의 (a)에 나타내는 바와 같이, 최고 도달 온도까지 단숨에 승온시킨 후, 상기 온도로 유지하는 태양 외에, 도 2의 (b)에 나타내는 바와 같이, Ac3점∼(Ac3점+150℃) 온도역에 도달 후, 이 온도역 내에서 추가로 승온시키거나, 도 2의 (c)에 나타내는 바와 같이, T1 미만의 온도로부터 최고 도달 온도까지 승온시키거나 하는 동안에, 균열 온도 T1에서의 균열 시간 t1이 5∼200초 확보되어 있는 태양도 본 발명에 포함된다.
한편, 상기 도 1에 있어서의, 실온으로부터 균열 온도 T1까지의 평균 가열 속도 HR은 특별히 한정되지 않고, 예컨대 1∼100℃/초로 할 수 있다.
[T1로부터 380∼460℃의 온도역(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR1): 3∼30℃/초]
상기 페라이트 분율을 만족하도록 하기 위해서는, T1로부터 380∼460℃의 온도역(T2)까지의 평균 냉각 속도(CR1)를 3∼30℃/초로 하는 것이 유효하다. 평균 냉각 속도 CR1이 30℃/초를 상회하면, 3% 이상의 페라이트를 확보하기 어렵게 되기 때문에, 신도 특성의 확보가 어렵게 된다. 평균 냉각 속도 CR1은 바람직하게는 25℃/초 이하이다. 한편, 평균 냉각 속도 CR1이 3℃/초를 하회하면, 페라이트 변태가 진행하여, 페라이트 분율을 20% 이내로 억제하기 어렵게 되기 때문에, 고항복비의 확보가 어렵게 된다. 평균 냉각 속도 CR1은 바람직하게는 5℃/초 이상이다.
T1로부터 380∼460℃의 온도역(T2)까지의 냉각은, 다단계로 나눌 수도 있고, 이 경우, T1로부터 380∼460℃의 온도역(T2)까지의 평균 냉각 속도가 3∼30℃/초의 범위 내에 있으면, 각 단계의 냉각 속도에 관해서는 특별히 한정되지 않는다. 예컨대 후술하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 2단계 냉각으로 하여, T1로부터 중간 온도(예컨대 500∼700℃)까지의 1차 냉각 속도(CR11)와 중간 온도로부터 380∼460℃의 온도역(T2)까지의 2차 냉각 속도(CR12)를 바꾸더라도 좋다.
[380∼460℃의 온도역(저온 유지 온도 T2)으로 20∼300초(저온 유지 시간 t2) 가열]
상기 평균 냉각 속도(CR1)로 저온 유지 온도 T2까지 냉각 후, 이 380∼460℃의 온도역(저온 유지 온도 T2)로 20∼300초(저온 유지 시간 t2) 확보한다. 380℃ 미만의 온도라도 베이나이트 변태는 일어나지만, GI나 GA를 제조하는 경우, 도금욕의 온도를 지나치게 저하시키게 되어, 생산성의 저하가 우려된다. 460℃ 초과의 온도에서는, 베이나이트 변태가 일어나기 어려워, 베이나이트를 주상으로 하는 원하는 조직을 확보할 수 없다. 베이나이트 변태가 일어나기 쉬운 380∼460℃의 온도로 유지하는 것에 의해, 베이나이트를 주상으로 하는 원하는 조직을 확보할 수 있다. 저온 유지 온도 T2는 바람직하게는 390℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 400℃ 이상이다.
또한 저온 유지 시간 t2는 20∼300초로 한다. 저온 유지 시간 t2가 20초를 하회하면 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않기 때문에 원하는 조직을 얻기 어렵게 된다. 바람직하게는 25초 이상이다. 한편, 저온 유지 시간 t2를 300초 초과로 해도, 베이나이트 변태는 그 이상 진행하지 않고 생산성이 저하되기 때문에, 저온 유지 시간 t2의 상한을 300초로 했다. 바람직하게는 200초 이하, 더욱 바람직하게는 120초 이하이다.
저온 유지 온도 T2는 일정 온도일 필요는 없고, 균열 온도 T1로부터의 냉각시에, 380∼460℃의 온도역에서의 가열 시간이 20∼300초 확보되어 있으면 된다. 따라서, 예컨대 도 3의 (a)에 나타내는 바와 같이, 균열 온도 T1로부터 저온 유지 온도 T2까지 단숨에 냉각시킨 후, 상기 온도로 유지하는 태양을 채용할 수도 있다. 도 3의 (b)에 나타내는 바와 같이, 저온 유지 온도 T2에 도달 후, 추가로 상기 온도역으로 냉각시키더라도 좋다. 또한, 도 3의 (c)에 나타내는 바와 같이, 460℃ 초과의 온도로부터 저온 유지 온도 T2까지 냉각시키거나 하는 동안에, 380∼460℃의 온도역 내에 있는 시간이 20∼300초 확보되어 있으면 된다. 또한 도 3의 (d)에 나타내는 바와 같이, 380∼460℃의 온도역 내에서 승온시키더라도 좋다.
이와 같이, 저온 유지 온도 T2 및 저온 유지 시간 t2를 제어하는 것에 의해 베이나이트 분율을 제어한다.
한편, 용융 아연 도금 강판(GI)을 제조하는 경우, 저온 유지 공정을 거친 후에, 예컨대 도금욕(온도: 약 430∼500℃)에 침지시켜 용융 아연 도금을 실시하고, 그 후에 3차 냉각하는 것을 들 수 있다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)을 제조하는 경우에는, 상기 용융 아연 도금 후, 500∼750℃ 정도의 온도까지 가열 후, 합금화를 행한 후에 3차 냉각하는 것을 들 수 있다.
또한, 저온 유지 공정의 도중에 도금 처리, 합금화 처리를 실시하더라도 좋지만, 그 경우는 도금 처리, 합금화 처리의 전후에서 실시되는 380∼460℃에서의 유지 시간의 합계가 20∼300초를 만족할 필요가 있다. 또한, 3차 냉각 도중에, 도금 처리, 합금화 처리를 실시하더라도 좋다.
한편, 도 1에 있어서의 380∼460℃의 온도역(T2)으로부터 실온까지의 평균 냉각 속도 CR2는 특별히 한정되지 않고, 예컨대 1∼100℃/초로 할 수 있다.
한편, 페라이트와 베이나이트가 변태한 후에 잔존하고 있는 오스테나이트가 마르텐사이트로 되기 때문에, 페라이트 분율과 베이나이트 분율을 제어하는 것에 의해 마르텐사이트 분율을 제어할 수 있다.
상기 이외의 제조 조건에 관해서는 통상적 방법에 따라서 행하면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 열간 압연에 관해서는, 예컨대 마무리 압연 온도: Ac3점 이상, 권취 온도: 400∼700℃로 할 수 있다. 열간 압연 후는 필요에 따라 산세(酸洗)하고, 예컨대 냉간 압연율: 35∼80%의 냉간 압연을 행하는 것을 들 수 있다. 또한, 용융 아연 도금이나 합금화 용융 아연 도금에 있어서의 상기의 가열 조건을 제외한 도금이나 합금화의 조건도 통상 사용되는 조건을 채용할 수 있다.
실시예
이하에 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한되는 것이 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위로 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
[실시예 1]
표 1에 나타내는 화학 조성의 슬래브강(판 두께: 25mm)을 통상의 용제 방법에 따라서 용제하고, 주조하여 제작한 후, 2.4mm 두께까지 열간 압연했다(마무리 압연 온도는 880℃, 권취 온도는 560℃이다). 이어서 수득된 열간 압연 강판을 산세한 후, 1.2mm 두께까지 냉간 압연했다(냉간 압연율: 50%).
이어서, 표 2에 나타내는 풀림 조건으로, 실험실에서 도금 연속 풀림 라인을 모의한 풀림 처리를 행했다.
Figure 112012078715229-pct00001
한편, 상기 표 1에 있어서의 Ac3점의 계산식은, 레슬리 철강 재료학(The Physical Metallurgy of Steels, William C. Leslie, 고다 시게야스(Kouda Shigeyasu) 감역, 마루젠 주식회사(MARUZEN Co, Ltd.), 1985년 발행, p.273)을 참조했다(하기 표 4에 관해서도 동일).
Figure 112012078715229-pct00002
상기와 같이 하여 수득된 각 강판에 대하여, 기계적 특성(인장 강도, 항복비, 신도)의 측정, 신장 플랜지성의 평가, 및 조직 관찰을 하기와 같이 실시했다.
[기계적 특성의 측정]
JIS Z 2201의 5호 시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 따라서 인장 강도(TS), 항복 강도(YS), 전체 신도(EL)를 측정했다. 이들 값으로부터, 항복비(YR) 및 TS×EL을 산출했다. TS는 980MPa 이상인 경우를 고강도라고 평가하고, YR은 65% 이상인 경우를 고항복비라고 평가했다. 또한 EL에 대하여, TS×EL/100이 130 이상인 경우를 강도와 신도의 균형(TS-EL 균형)이 우수하다고 평가했다.
[신장 플랜지성의 평가]
일본철강연맹규격 JFS T 1001에 규정된 방법으로 시험편을 채취하여, 초기 구멍 직경 di=10mmφ의 타발 구멍 가공을 실시한 후, 정각(頂角) 60°의 원추 펀치를 밀어 넣어 상기 타발 구멍을 넓혔다. 그리고, 타발 구멍 부분에 생긴 크랙이 판 두께를 관통했을 때의 구멍 직경 db를 구하여, 하기 수학식에 의해서 한계 구멍 확대율(hole expanding limit; 본 명세서에서는 「구멍 확대율」이라고 기재하는 경우가 있다) λ(%)를 산출했다. 그리고 본 실시예에서는, 인장 강도(TS)×구멍 확대율(λ)/100이 210 이상인 경우를 강도와 신장 플랜지성의 균형(TS-λ 균형)이 우수하다고 평가했다.
[조직 관찰(마이크로조직 관찰)]
마르텐사이트는, 다음과 같은 방법으로 분율을 측정했다. 상기에서 수득된 강판의 압연 방향에 수직한 단면을 연마하여, 나이탈 부식(knightal)을 행한 후, 주사형 전자 현미경에 의해, 1시야가 약 30μm×30μm인 측정 영역을, 배율 3,000배로 관찰했다. 관찰은 3시야에 대하여 행하여, 점산법(point counting method)에 의해서 측정한 마르텐사이트 면적률의 산술 평균을 구했다.
페라이트는, 다음과 같은 방법으로 분율을 측정했다. 페라이트를 동정해기 위해서, 상기에서 수득된 강판의 압연 방향에 수직한 단면에 대하여, 주사형 전자 현미경을 이용한 EBSP법에 의해, 결정 방향 해석을 행했다. EBSP법에서는, 0.1μm의 스텝 사이즈로 약 30μm×30μm의 측정 영역의 결정 방향을 측정했다. 결정 방위차가 15° 이상인 대경각(大傾角) 입계로 둘러싸인 결정립 내의 인접하는 2점 사이의 방위차를 모두 계산하여, 그것을 입내 전체에 대하여 평균화한 값을 평균 입내 방위차로 하고, 그것이 0.35° 이하인 것을 페라이트로서 동정했다. 관찰은, 배율 3,000배로 3시야에 대하여 행하여, 점산법에 의해서 측정한 페라이트 면적률의 산술 평균을 구했다.
주사형 전자 현미경을 이용한 EBSP법에 의한 결정 방향 해석에 대하여, 철과 강(Journal of The Iron and Steel, vol.94(2008) No.8, p 313)을 참고로 했다.
한편, 베이나이트의 분율은, 전체 조직(100면적%)으로부터 상기 페라이트 및 마르텐사이트의 분율을 빼어 구했다.
이들의 측정 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure 112012078715229-pct00003
표 1∼3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 실험 No. 1∼6, 15∼21은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비를 나타내며, 또한 TS-EL 균형, 더욱이 TS-λ 균형도 우수한 것이 얻어지고 있다. 이에 대하여, 실험 No. 7∼14, 22∼26은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있지 않기 때문에, 원하는 특성이 얻어지고 있지 않다.
구체적으로는, 실험 No. 7, 8, 13은, 저온 유지 온도 T2가 지나치게 높기 때문에, 마르텐사이트 분율이 규정 범위를 초과해 버려, 고항복비를 달성할 수 없었다.
실험 No. 9는, C량이 부족한 강종 C를 이용하고, 또한 저온 유지 온도 T2가 지나치게 높기 때문에, 페라이트, 마르텐사이트 분율이 모두 규정 범위를 초과해 버려, 고항복비를 달성할 수 없었다.
실험 No. 10, 24는, C량이 부족한 강종 C(No. 10), 강종 Q(No. 24)를 이용하고 있기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
실험 No. 11, 25는, Mn량이 부족한 강종 I를 이용하고 있기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되어 고강도 및 고항복비를 달성할 수 없었다.
실험 No. 12는, 균열 온도 T1이 지나치게 낮기 때문에, 페라이트가 과잉으로 생성되고, 또한 페라이트 중에 가공 변형이 잔존하여, 우수한 신도 특성이 얻어지지 않았다.
실험 No. 14는, 저온 유지 시간 t2가 지나치게 짧기 때문에, 베이나이트가 충분히 생성되지 않고, 마르텐사이트가 과잉이 되어 항복비가 낮은 것으로 되었다.
실험 No. 22는, 저온 유지 온도 T2가 지나치게 높기 때문에, 마르텐사이트 분율이 규정 범위를 초과해 버려, 고항복비를 달성할 수 없었다. 또한 마르텐사이트 분율이 높고, 인장 강도(TS)도 높아져 있기 때문에, 신도 특성(El)도 뒤떨어지고 있다.
실험 No. 23은, 저온 유지 시간 t2가 지나치게 짧기 때문에, 베이나이트가 충분히 생성되지 않고, 마르텐사이트가 과잉이 되어 항복비가 낮은 것으로 되었다. 또한 마르텐사이트 분율이 높고, 인장 강도(TS)도 높아져 있기 때문에, 신도 특성도 뒤떨어지고 있다.
실험 No. 26은, Mn량이 과잉이기 때문에, 페라이트가 생성되지 않고, 또한 마르텐사이트가 과잉이 되어, 신도 특성이 뒤떨어지는 것으로 되었다.
도 4는, 본 실시예에서 수득된 강판의 조직 분율을 나타내는 도면이지만, 본 발명에 따른 강판은, 페라이트 및 마르텐사이트의 분율이 규정 범위 내에 있음을 알 수 있다. 또한 도 5는, 본 실시예에서 수득된 강판의 기계적 특성을 나타내는 도면이지만, 페라이트 및 마르텐사이트의 분율을 상기 도 4의 범위 내로 함으로써 고강도 영역에서, 고항복비와 우수한 가공성(구체적으로는 우수한 강도-신도 균형)을 겸비할 수 있음을 알 수 있다.
한편, 본 실시예는, 도금 전의 강판을 이용한 것이지만, 용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금을 실시한 도금 강판에 있어서도 상기한 우수한 특성을 그대로 구비하고 있는 것을, 실험에 의해 확인하고 있다.
[실시예 2]
표 4에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 전로(轉爐)로 용제하고, 연속 주조에 의해 슬래브강(판 두께: 230mm)을 제작한 후, 2.3mm 두께까지 열간 압연했다(열간 압연에 있어서의 마무리 압연 온도는 880℃, 권취 온도는 560℃이다). 이어서 수득된 열간 압연 강판을 산세한 후, 1.4mm 두께까지 냉간 압연했다(냉간 압연율: 39%).
이어서, 표 5에 나타내는 풀림 조건으로, 도금 연속 풀림 라인에서 풀림 및 용융 아연 도금을 실시했다. 한편, 용융 아연 도금 처리는, 저온 유지 공정 후에 행하고, 도금 처리 후에 3차 냉각을 실시했다. 이 때의 도금욕 온도는 450℃, 도금욕 체재 시간은 2초로 했다.
Figure 112012078715229-pct00004
Figure 112012078715229-pct00005
상기와 같이 하여 수득된 각 용융 아연 도금 강판에 대하여, 기계적 특성(인장 강도, 항복비, 신도)의 측정, 신장 플랜지성의 평가, 및 조직 관찰을 실시예 1과 같이 하여 실시했다. 그 결과를 표 6에 나타낸다.
Figure 112012078715229-pct00006
표 4∼6으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, 실험 No. 27∼29는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하고 있기 때문에, 인장 강도가 980MPa 이상이고, 고항복비를 나타내며, 또한 TS-EL 균형, 나아가 TS-λ 균형도 우수한 것이 얻어지고 있다. 이에 대하여, 실험 No. 30은, 마르텐사이트 분율이 규정 범위를 초과해 버려, 고항복비를 달성할 수 없었다.
본 실시예의 결과로부터, 본 발명의 요건을 만족하는 GI 강판은, 양호한 특성을 겸비하고 있음이 확인되었다. 본 실시예에서는 GI 강판의 결과를 나타내고 있지만, 그 후에 합금화 처리를 실시한 GA 강판에 있어서도, 본 발명의 요건을 갖추고 있는 것은 양호한 특성을 겸비하고 있음을 확인하고 있다.

Claims (3)

  1. 강판의 표면에 용융 아연 도금 층 또는 합금화 용융 아연 도금 층을 갖는 도금 강판으로서,
    C: 0.12∼0.3%(질량%의 의미. 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일),
    Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않는다),
    Mn: 2.0∼3.5%,
    P: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다),
    S: 0.05% 이하(0%를 포함하지 않는다),
    Al: 0.005∼0.1%, 및
    N: 0.015% 이하(0%를 포함하지 않는다)
    를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
    금속 조직이,
    베이나이트를 모상 조직으로 하는 것이고,
    전체 조직에 대한 비율로,
    페라이트의 면적률: 3∼18%, 및
    마르텐사이트의 면적률: 10∼35%
    를 만족하는 것을 특징으로 하는, 인장 강도가 980MPa 이상인 가공성이 우수한 고항복비 고강도 도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로,
    Cr: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다),
    Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및
    B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 포함하는 도금 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로,
    Ti: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다), 및/또는
    V: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 포함하는 도금 강판.
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