KR101485236B1

KR101485236B1 - 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101485236B1
Application number: KR1020127032887A
Authority: KR
Inventors: 겐지 가와무라; 히데타카 가와베; 가즈히로 세토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-06-29
Filing date: 2011-06-29
Publication date: 2015-01-22
Also published as: JP2012012624A; EP2589677B1; TWI431123B; WO2012002565A1; US9073292B2; CN102959116A; TW201209178A; EP2589677A4; JP5018935B2; US20130244056A1; CN102959116B; EP2589677A1; KR20130021407A

Abstract

얇고 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. mass％ 로, C：0.08 ∼ 0.15 ％, Si：0.5 ∼ 1.5 ％, Mn：0.5 ∼ 1.5 ％, Al：0.01 ∼ 0.1 ％, N：0.005 ％ 이하를 함유하는 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 공정과, 상기 열연판에 산세를 실시한 후, 그 열연판에 냉간 압연을 생략하고, 연속 용융 아연 도금 라인에서, A_c1 변태점 ∼ A_c3 변태점의 제 1 온도역에서 5 ∼ 400 s 동안 유지하는 어닐링 처리와, 제 1 온도역 ∼ 700 ℃ 까지를 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 추가로 700 ℃ ∼ 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 제 2 온도역에서의 체류 시간을 15 ∼ 400 s 로 하는 냉각 처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 이로써, 조직 전체에 대한 면적률로 75 ∼ 90 ％ 의 페라이트상과, 10 ∼ 25 ％ 의 펄라이트를 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 조직을 얻을 수 있어, TS：540 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 신장 플랜지성을 겸비하는, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 된다. 또한, 펄라이트는, 제 2 상 전체에 대한 면적률로 70 ％ 이상을 차지하고, 펄라이트의 평균 입경은 5 ㎛ 이하가 된다.

Description

가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT PROCESSABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 우수한 가공성 (신장 플랜지성) 및 내식성이 요구되는, 자동차 부품의 강도 부재 등 용으로서 바람직한, 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경 보전의 관점에서, 자동차의 연비 향상이 중요한 과제가 되고 있다. 이 때문에, 사용하는 재료를 고강도화하고, 부재의 박육화를 도모하여, 차체 자체를 경량화하고자 하는 움직임이 활발화되고 있다. 사용하는 재료로는, 특히, 인장 강도：540 ㎫ 이상의 고강도 강판이 요구되고 있다. 그러나, 강판의 고강도화는, 가공성의 저하를 초래하는 점에서, 우수한 가공성을 갖는 고강도 강판이 요망되어 있고, 특히 얇은 강판 (박 강판) 에서는 이 요망이 높다.

이와 같은 요망에 대해, 페라이트상과 마텐자이트상으로 이루어지는 2 상 조직을 갖는 2 상 강판 (DP 강판) 이나, 페라이트상과 마텐자이트상, 나아가 베이나이트상을 함유하는 복합 조직을 갖는 강판 등, 여러 가지의 복합 조직 강판이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, C：0.08 ∼ 0.30 ％, Si：0.1 ∼ 2.5 ％, Mn：0.5 ∼ 2.5 ％, P：0.01 ∼ 0.15 ％ 를 함유하는 조성의 냉연 강판을, A_c1 점 이상의 온도에서 재결정 어닐링하고, 이어서, A_r1 점 내지 600 ℃ 의 범위의 온도역까지 강제 공랭시킨 후, 100 ℃/s 이상의 냉각 속도로 급랭시켜, 페라이트상과 저온 변태 생성상으로 이루어지는 복합 조직으로 하고, 이 후, 소정의 관계식으로 구해지는, 페라이트 경도 Hv (α) 에 대한 저온 변태 생성상 경도 Hv (L) 의 비, Hv (L)/Hv (α) 가 1.5 ∼ 3.5 를 만족하도록, 350 ∼ 600 ℃ 의 범위의 온도에서 과시효 처리를 실시하는 국부 연성이 우수한 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 퀀칭 개시 온도를 높게 하여 저온 변태 생성상의 체적 비율을 높이고, 그 후, 350 ∼ 600 ℃ 에서 과시효 처리를 실시하여, 페라이트 중에 C 를 석출시킴과 함께, 저온 변태 생성상을 연화시켜, Hv (L)/Hv (α) 를 작게 하여, 국부 신장을 개선한다고 하고 있다.

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 재결정 어닐링 후에, 급속 냉각 (퀀칭) 이 가능한 연속 어닐링 설비를 필요로 하는 데에다, 고온에서의 과시효 처리에 의한 급격한 강도 저하를 억제하기 위해서, 다량의 합금 원소 첨가를 필요로 한다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 2 에는, C：0.02 ∼ 0.25 ％, Si：2.0 ％ 이하, Mn：1.6 ∼ 3.5 ％, P：0.03 ∼ 0.20 ％, S：0.02 ％ 이하, Cu：0.05 ∼ 2.0 ％, sol.Al：0.005 ∼ 0.100 ％, N：0.008 ％ 이하를 함유하는 강 슬래브를 열간 압연하여 열연 코일로 하고, 산세 후, 그 열연 코일을 연속 어닐링 라인에서 720 ∼ 950 ℃ 의 온도에서 어닐링하는, 내식성이 우수한 저항복비 고장력 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에 의하면, 저항복비, 고연성 및 양호한 구멍 확대성을 유지하고, 게다가 내식성이 우수한, 복합 조직을 갖는 고장력 열연 강판을 제조할 수 있다고 하고 있다.

특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 다량의 P, Cu 를 복합하여 첨가하는 것을 필수로 하고 있는데, 그러나, Cu의 다량 함유는 열간 가공성을 저하시키고, 또 P 의 다량 함유는 강을 취화시킨다. 또, P 는, 강 중에 편석되는 경향이 강하고, 이 편석된 P 는, 강판의 신장 플랜지성을 저하시키는 것 이외에 용접부의 취화를 발생시킨다는 문제가 있다. 또한, P 의 다량 함유는, 도금성을 저하시킨다.

또, 특허문헌 3 에는, C：0.03 ∼ 0.17 ％, Si：1.0 ％ 이하, Mn：0.3 ∼ 2.0 ％, P：0.010 ％ 이하, S：0.010 ％ 이하, Al：0.005 ∼ 0.06 ％ 를 함유하고, C (％) ＞ (3/40) × Mn 을 만족하는 조성과, 베이나이트 또는 펄라이트를 주로 하는 제 2 상과 페라이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, (제 2 상의 비커스 경도)/(페라이트상의 비커스 경도) 가 1.6 미만을 만족하는, 강도-신장 플랜지성 밸런스가 우수한 고강도 냉연 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 고강도 냉연 강판은, 상기한 조성을 갖는 강 (슬래브) 을 열간 압연한 후, 650 ℃ 이하의 온도에서 권취하여, 산세한 후, 냉간 압연하고, 이어서, A₁ 점 이상, (A₃ 점 ＋ 50 ℃) 이하의 온도에서 균열하고, 이어서, 750 ∼ 650 ℃ 의 범위 사이의 온도 T₁ 까지 20 ℃/s 이하에서 서랭하고, 이어서, T₁ 에서 500 ℃ 까지를 20 ℃/s 이상의 속도로 냉각시키는 어닐링 처리를 실시하고, 이어서 500 ∼ 250 ℃ 의 온도에서 과시효 처리함으로써 얻어지는 것으로 하고 있다.

그러나, 특허문헌 3 에 기재된 고강도 냉연 강판은, 신장 플랜지성이 우수하지만, 540 ㎫ 이상의 고강도인 경우, 신장은 26 ％ 미만이고, 원하는 우수한 가공성을 유지할 수 있을 정도로 충분한 신장을 확보하고 있지 않다는 문제가 있다.

또, 자동차 부품은, 부식 환경에 노출되는 경우가 많아, 상기한 고강도화, 가공성 향상에 더하여, 추가로 내식성이 요구되는 경우가 많고, 이와 같은 용도로는, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 요망되고 있다.

이와 같은 요망에 대해, 예를 들어, 특허문헌 4 에는, C：0.05 ∼ 0.15 ％, Mn：0.8 ∼ 1.6 ％, Si：0.3 ∼ 1.5 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 불순물로서의 S 가 0.02 ％ 이하인 강 슬래브를 1280 ℃ 이상으로 가열하고, 마무리 온도가 880 ℃ 이상인 열간 압연에 의해 열연판으로 하고, 그 열연판에 750 ∼ 900 ℃ 의 온도 범위에서 어닐링하고, 어닐링 후의 냉각 과정에서 용융 아연 도금욕에 침지하고, 이어서 520 ∼ 640 ℃ 에서 합금화 처리하는, 고장력 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 기재되어 있다.

일본 공개특허공보 소63-293121호 일본 공개특허공보 평05-112832호 일본 공개특허공보 평10-60593호 일본 공개특허공보 평04-141566호

그러나, 특허문헌 4 에 기재된 발명에서는, 강 슬래브의 가열 온도를 1280 ℃ 이상이라는 고온으로 할 필요가 있고, 결정립이 지나치게 조대화되어 열간 압연을 실시해도 열연판 조직은 조대하여, 어닐링 후에 있어서 미세한 강판 조직을 형성하기 어렵고, 또 다량의 스케일 로스가 발생하여 수율이 저하되어, 소비 에너지가 다대해지고, 나아가 흠집 발생의 위험성이 증대된다는 문제도 있다. 또한, 대상으로 하는 판 두께도 2.6 ㎜ 로 비교적 두꺼워, 특허문헌 4 에 기재된 발명에 의해, 얇고 가공성이 우수한 고강도 도금 강판의 제조가 가능한지 여부는 불명확한 상태이다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 판 두께：1.0 ∼ 1.8 ㎜ 정도의 얇고 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 여기서 말하는 「고강도」란, 인장 강도 TS：540 ㎫ 이상, 바람직하게는 590 ㎫ 이상의 강도를 갖는 경우를 말하고, 또 「가공성이 우수한」이란, 신장 El：30 ％ 이상 (JIS 5 호 시험편을 사용한 경우), 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001-1996 에 준거한 구멍 확대 시험에 있어서의 구멍 확대율 λ：80 ％ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 먼저, 기판으로서 사용하는 강판의 강도와 가공성에 미치는 조성과 미크로 조직의 영향에 대해, 예의 연구를 실시하였다. 그 결과, 합금 원소량을 적정 범위로 조정한 열연판에 냉간 압연을 실시하지 않고, 적정한 2 상 온도역으로 가열하는 어닐링 처리와 적정한 냉각 처리를 실시함으로써, 얇더라도, 페라이트상을 주상으로 하고, 제 2 상을 미세한 펄라이트를 주체로 하는 조직으로 할 수 있고, 이로써, 원하는 고강도를 확보할 수 있음과 함께, 가공성이 대폭 향상되어, 원하는 신장, 원하는 구멍 확대율을 겸비한, 얇고 가공성이 우수한 고강도 강판을 확보할 수 있다는 지견을 얻었다.

열연판에 냉간 압연을 생략하고 직접, 적정한 어닐링 처리를 실시하는 것에 의해, 가공성이 대폭 향상되는 것에 대한 상세한 기구에 대해서는, 현재까지 명확하지 않지만, 본 발명자들은, 다음과 같이 생각하고 있다.

열연판에 냉간 압연을 실시하지 않고, 2 상 온도역으로 가열하는 어닐링 처리를 실시하는 경우에는, 어닐링 가열시에는, α → γ 변태가 발생할 뿐으로, 새롭게 재결정이 발생하는 경우는 없다. 이 경우, C 농도가 높은 지점에서 우선적으로 α → γ 변태가 발생할 뿐으로, 보다 균일한 조직을 얻을 수 있는 데에다, 확산 속도가 빠른 C 는, 어닐링 처리시에 평형 조성까지 α 와 γ 로 재분배된다. 이 때문에, 입계에서의 필름상 세멘타이트의 석출이 억제되고, 특히 신장 플랜지성의 향상에 유리하게 작용한 것으로 생각된다. 한편, 열연판에 냉간 압연을 실시한 후에 어닐링 처리를 실시하는 경우에는, 어닐링 가열시에 재결정과, α → γ 변태가 경합하여 발생하기 때문에, 불균일한 조직이 되기 쉬워, 대폭적인 가공성의 향상은 기대하기 어렵다.

이러한 고강도 강판은, 고강도 용융 아연 도금 강판의 기판으로서 바람직하고, 본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 기판인 강판 표면에, 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로서, 상기 강판을, mass％ 로, C：0.08 ∼ 0.15 ％, Si：0.5 ∼ 1.5 ％, Mn：0.5 ∼ 1.5 ％, P：0.1 ％ 이하, S：0.01 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.1 ％, N：0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 주상인 페라이트상과, 적어도 펄라이트를 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖고, 조직 전체에 대한 면적률로 상기 페라이트상이 75 ∼ 90 ％, 상기 펄라이트가 10 ∼ 25 ％ 이고, 또한 그 펄라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하이고, 또한 상기 펄라이트가, 상기 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 이상인 고강도 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, B：0.0003 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(6) (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(7) (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 있어서, 상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(8) 강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 공정과, 상기 열연판에 산세를 실시한 후, 그 열연판에, 연속 용융 아연 도금 라인에서, 어닐링 처리와, 그 어닐링 후, 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도까지 냉각시키는 냉각 처리를 실시하는 연속 어닐링 공정과, 그 연속 어닐링 공정 후, 그 열연판을 용융 아연 도금욕에 침지하고, 그 열연판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 연속하여 실시하고, 표면에, 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 강 소재를, mass％ 로, C：0.08 ∼ 0.15 ％, Si：0.5 ∼ 1.5 ％, Mn：0.5 ∼ 1.5 ％, P：0.1 ％ 이하, S：0.01 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.1 ％, N：0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 어닐링 처리를, A_c1 변태점 ∼ A_c3 변태점의 제 1 온도역에서 5 ∼ 400 s 동안 유지하는 어닐링 처리로 하고, 상기 냉각 처리를, 상기 어닐링 처리 후, 상기 제 1 온도역에서부터 700 ℃ 까지를 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 추가로 700 ℃ 에서부터 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도의 제 2 온도역에서의 체류 시간을 15 ∼ 400 s 로 하는 냉각 처리로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(9) (8) 에 있어서, 상기 열연 공정이, 상기 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 범위의 온도로 가열한 후, 열간 압연 종료 온도：870 ∼ 950 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 그 열간 압연의 종료 후, 그 열연판을 권취 온도：350 ∼ 720 ℃ 로 하여 권취하는 공정인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조 방법.

(10) (8) 또는 (9) 에 있어서, 상기 제 2 온도역 중, 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서의 냉각 시간을 10 s 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(11) (8) 내지 (10) 중 어느 하나에 있어서, 상기 용융 아연 도금 처리 공정에 이어서, 상기 용융 아연 도금층의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(12) (8) 내지 (11) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(13) (8) 내지 (12) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(14) (8) 내지 (13) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, B：0.0003 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(15) (8) 내지 (14) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(16) (8) 내지 (15) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인장 강도 TS：540 ㎫ 이상의 고강도와, El：30 ％ 이상의 신장과, λ：80 ％ 이상의 신장 플랜지성을 겸비하는, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을, 용이하게 게다가 저렴하게 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 나타낸다. 또, 본 발명은, 냉간 압연을 생략할 수 있어, 제조 비용의 저감, 생산성의 향상 등에도 크게 기여할 수 있다는 효과도 있다. 또, 본 발명이 되는 강판을, 특히 자동차 차체 부품에 적용하면, 자동차 차체의 경량화에 크게 공헌할 수 있다.

먼저, 본 발명 용융 아연 도금 강판의 기판이 되는 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 이상 mass％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C：0.08 ∼ 0.15 ％

C 는, 강판 강도의 증가에 기여함과 함께, 조직을 페라이트상과 페라이트상 이외의 제 2 상으로 이루어지는 복합 조직의 형성에 유효하게 작용하는 원소이며, 본 발명에서는, 원하는 인장 강도：540 ㎫ 이상의 고강도를 확보하기 위해서, 0.08 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.15 ％ 를 초과하는 함유는, 스포트 용접성을 저하시키고, 나아가 연성 등의 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, C 는 0.08 ∼ 0.15 ％ 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.10 ∼ 0.15 ％ 이다.

Si：0.5 ∼ 1.5 ％

Si 는, 강 중에 고용되어 페라이트의 강화에 유효하게 작용함과 함께, 연성 향상에도 기여하는 원소이고, 원하는 인장 강도：540 ㎫ 이상의 고강도를 확보하기 위해서는, 0.5 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.5 ％ 를 초과하는 과잉의 함유는, 적 스케일 등의 발생을 촉진시켜, 강판의 표면 성상을 저하시킴과 함께, 화성 처리성을 저하시키고, 도금 밀착성의 저하를 초래하여, 도장 후 내식성을 열화시키는 경향이 있다. 또, Si 의 과잉의 함유는, 저항 용접시의 전기 저항의 증가를 수반하여, 저항 용접성을 저해한다. 이 때문에, Si 는 0.5 ∼ 1.5 ％ 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.7 ∼ 1.2 ％ 이다.

Mn：0.5 ∼ 1.5 ％

Mn 은, 강판 강도의 증가에 기여함과 함께, 복합 조직의 형성에 유효하게 작용하는 원소이고, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.5 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.5 ％ 를 초과하는 함유는, 어닐링시의 냉각 과정에서 마텐자이트상을 형성하기 쉬워져, 가공성, 특히 신장 플랜지성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Mn 은 0.5 ∼ 1.5 ％ 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.7 ∼ 1.5 ％ 이다.

P：0.1 ％ 이하

P 는, 강 중에 고용되어 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소인데, 입계에 편석되는 경향이 강하고, 입계의 결합력을 저하시켜, 가공성의 저하를 초래한다. 또, P 의 다량 함유는 도금성, 화성 처리성을 저하시킬 뿐만 아니라, 강판의 표면 품질에도 악영향을 미친다. 이와 같은 P 의 악영향은, 0.1 ％ 를 초과하는 함유로 현저해진다. 이 때문에, P 는 0.1 ％ 이하에 한정하였다. 또한, 이와 같은 P 의 악영향을 피하기 위해서, P 는 0.1 ％ 이하로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.001 ％ 정도 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

S：0.01 ％ 이하

S 는, 강 중에서는 주로 MnS 등의 황화물 (개재물) 을 형성하여, 강판의 가공성, 특히 국부 신장을 저하시킨다. 또, 황화물 (개재물) 의 존재는, 용접성도 저하시킨다. 이와 같은 S 의 악영향은, 0.01 ％ 를 초과하는 함유로 현저해진다. 이 때문에, S 는 0.01 ％ 이하에 한정하였다. 또한, 이와 같은 S 의 악영향을 피하기 위해서, S 는 0.01 ％ 이하로, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0001 ％ 정도 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.01 ∼ 0.1 ％

Al 은, 탈산제로서 작용하여 강판의 청정도 향상에 필수적인 원소이고, 나아가 탄화물 형성 원소의 수율 향상에 유효하게 작용한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 0.01 ％ 미만의 함유에서는, 지연 파괴의 기점이 되는 Si 계 개재물의 제거가 불충분해져, 지연 파괴 발생의 위험성이 증가한다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하여 함유해도, 상기한 효과는 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없게 되어 경제적으로 불리해짐과 함께, 가공성이 저하되어, 표면 결함의 발생 경향이 증대된다. 이 때문에, Al 은 0.01 ∼ 0.1 ％ 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 ％ 이다.

N：0.005 ％ 이하

N 은, 본 발명에서는 본질적으로 유해한 원소로서 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 은 0.005 ％ 이하에 한정하였다. 또한, 과도한 N 의 저감은, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0001 ％ 정도 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기한 성분이 기본적인 성분이지만, 기본 성분에 더하여, 필요에 따라 추가로 Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종, 및/또는 B：0.0003 ∼ 0.0050 ％, 및/또는 Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종, 및/또는 Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 선택하여 함유할 수 있다.

Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cr, V, Mo 는 모두, 강판 강도를 증가시켜, 복합 조직의 형성에 기여하는 원소이고, 필요에 따라 선택하여, 1 종 또는 2 종 이상 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cr：0.05 ％ 이상, V：0.005 ％ 이상, Mo：0.005 ％ 이상, 각각 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cr：0.5 ％, V：0.2 ％, Mo：0.2 ％ 를 각각 초과하는 과잉의 함유는, 어닐링 처리 후의 냉각 처리 중에 소망량의 펄라이트의 생성이 곤란해져, 원하는 복합 조직을 확보할 수 없게 되어, 신장 플랜지성이 저하되고, 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％ 의 범위에 각각 한정하는 것이 바람직하다.

Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ti, Nb 는 모두, 석출 강화에 의해 강판 강도를 증가시키는 원소이고, 필요에 따라 선택하여, 1 종 또는 2 종 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti：0.01 ％ 이상, Nb：0.01 ％ 이상, 각각 함유하는 것이 바람직하지만, Ti：0.1 ％, Nb：0.1 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 가공성, 형상 동결성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％ 의 범위에 각각 한정하는 것이 바람직하다.

B：0.0003 ∼ 0.0050 ％

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되어, 입계로부터의 페라이트의 생성, 신장을 억제하는 작용을 갖는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0003 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, B 는 0.0003 ∼ 0.0050 ％ 의 범위에 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 상기한 바와 같은 B 의 효과를 얻기 위해서는, BN 의 생성을 억제하는 것이 필요하고, Ti 와 함께 함유시키는 것이 바람직하다.

Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ni, Cu 는 모두, 강판 강도를 증가시키는 작용을 가짐과 함께, 내부 산화를 촉진시켜 도금 밀착성을 향상시키는 작용도 갖는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ni：0.05 ％ 이상, Cu：0.05 ％ 이상 각각 함유하는 것이 바람직하지만, Ni：0.5 ％, Cu：0.5 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 어닐링 처리 후의 냉각 처리 중에 소망량의 펄라이트의 생성이 곤란해져, 원하는 복합 조직을 확보할 수 없게 되어, 신장 플랜지성이 저하되고, 가공성이 저하된다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％ 의 범위에 한정하는 것이 바람직하다.

Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종

Ca, REM 은 모두, 황화물의 형태 제어에 기여하는 원소이고, 황화물의 형상을 구상화하여, 황화물의 가공성, 특히 신장 플랜지성에 대한 악영향을 억제하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca：0.001 ％ 이상, REM：0.001 ％ 이상, 각각 함유하는 것이 바람직하지만, Ca：0.005 ％, REM：0.005 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 개재물의 증가를 초래하여, 표면 결함 및 내부 결함의 다발을 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 의 범위에 한정하는 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

본 발명 강판은, 상기한 조성을 가짐과 함께, 주상인 페라이트상과, 적어도 펄라이트를 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖는다.

본 발명 강판에서는, 주상인 페라이트상의 면적률은, 조직 전체에 대한 면적률로 75 ∼ 90 ％ 로 한다. 페라이트상의 면적률이 75 ％ 미만에서는, 원하는 신장, 원하는 구멍 확대율을 확보하지 못하여, 가공성이 저하된다. 한편, 페라이트상의 면적률이 90 ％ 를 초과하면, 제 2 상의 면적률이 저하되어, 원하는 고강도를 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 주상인 페라이트상의 면적률은 75 ∼ 90 ％ 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직한 페라이트상의 면적률은 80 ∼ 90 ％ 이다.

또, 본 발명 강판에서는, 제 2 상에 적어도 펄라이트를 함유한다. 펄라이트의 면적률은, 조직 전체에 대한 면적률로 10 ∼ 25 ％ 로 한다. 펄라이트의 면적률이 10 ％ 미만에서는, 원하는 구멍 확대율을 확보하지 못하여, 신장 플랜지성이 저하되고 가공성이 저하된다. 한편, 펄라이트의 면적률이 25 ％ 를 초과하여 많아지면, 페라이트상과 펄라이트의 계면이 증가되어, 가공시에 보이드가 생성되기 쉬워져, 신장 플랜지성이 저하되고 가공성이 저하된다.

또한, 펄라이트는, 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 미세 입자로 한다. 펄라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 를 초과하여 조대해지면, 강판의 가공에 있어서, 펄라이트 입자 (계면) 에 응력이 집중되어, 마이크로 보이드가 생성되기 때문에, 신장 플랜지성이 저하되고 가공성이 저하된다. 이와 같은 점에서, 펄라이트의 평균 입경은 5 ㎛ 이하에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 4.0 ㎛ 이하이다.

본 발명 강판의 조직에 있어서의 제 2 상은, 적어도 펄라이트를 함유하고, 펄라이트가 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 이상이 되는, 펄라이트를 주체로 하는 상으로 한다. 펄라이트가 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 미만에서는, 경질인 마텐자이트상, 베이나이트상 혹은 잔류 γ 가 지나치게 많아져, 가공성이 저하되기 쉽다. 이 때문에, 펄라이트는 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 이상에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 75 ∼ 100 ％ 이다.

제 2 상에는, 펄라이트 이외에, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 (잔류 γ) 등을 함유해도 되는데, 특히, 베이나이트, 마텐자이트는 경질상이고, 또 잔류 γ 는 가공시에 변태되어 마텐자이트로 변태되어, 각각 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 이들 베이나이트, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트는 최대한 적은 것이 바람직하고, 조직 전체에 대한 면적률로 합계로 5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 합계로 3 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명 용융 아연 도금 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

상기한 조성을 갖는 강 소재를 출발 소재로 한다. 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 조성의 용강을 전로, 전기로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이, 생산성의 관점에서 바람직하다. 또한, 조괴-분괴 압연법, 박 슬래브 주조법 등을 적용할 수도 있다.

상기한 조성을 갖는 강 소재에, 열연 공정을 실시하여, 열연판으로 한다. 열연 공정은, 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 범위의 온도로 가열한 후, 열간 압연 종료 온도：870 ∼ 950 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 열간 압연 종료 후, 그 열연판을 권취 온도：350 ∼ 720 ℃ 로 하여 권취하는 공정으로 하는 것이 바람직하다.

강 소재의 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 변형 저항이 지나치게 높아져, 압연 하중이 과대해져, 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 1280 ℃ 를 초과하면, 결정립이 지나치게 조대화되어, 열간 압연을 실시해도 원하는 미세한 강판 조직을 잘 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 열간 압연을 위한 가열 온도는, 1100 ∼ 1280 ℃ 의 범위의 온도로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1280 ℃ 미만이다.

또, 열간 압연 종료 온도가 870 ℃ 미만에서는, 압연 중에 페라이트 (α) 와 오스테나이트 (γ) 가 생성되어, 강판에 밴드상 조직을 생성하기 쉬워진다. 이 밴드상 조직은, 어닐링 후에도 잔류하여, 얻어지는 강판 특성에 이방성을 발생시키거나 가공성을 저하시키는 원인이 되는 경우가 있다. 한편, 열간 압연 종료 온도가 950 ℃ 를 초과하면, 열연판 조직이 조대해져, 어닐링 후에 있어서도 원하는 조직이 얻어지지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 열간 압연 종료 온도는, 870 ∼ 950 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

또, 열간 압연 종료 후의 권취 온도가 350 ℃ 미만에서는, 베이나이틱 페라이트, 베이나이트, 마텐자이트 등이 생성되어, 경질 또한 비정립인 열연 조직이 되기 쉽고, 그 후의 어닐링 처리에 있어서도, 열연 조직을 계승하여, 비정립 조직이 되기 쉬워, 원하는 가공성을 확보할 수 없게 되는 경우가 있다. 한편, 720 ℃ 를 초과하는 고온에서는, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 전역에 걸쳐 균일한 기계적 특성을 확보하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 권취 온도는 350 ∼ 720 ℃ 의 범위의 온도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 500 ∼ 680 ℃ 이다.

열연 공정을 거쳐 얻어진 열연판에, 이어서, 강판 표면에 생성되어 있는 스케일을 제거하기 위해서, 통상적인 방법에 따라, 산세를 실시한 후, 열연판에 냉간 압연을 실시하지 않고, 직접, 연속 용융 아연 도금 라인에서, 어닐링 처리와 그 후의 냉각 처리를 실시하는 연속 어닐링 공정과, 그 연속 어닐링 공정 후, 그 열연판을 용융 아연 도금욕에 침지하고, 그 열연판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 연속하여 실시한다.

어닐링 처리는, A_c1 변태점 ∼ A_c3 변태점의 제 1 온도역에서 5 ∼ 400 s 동안 유지하는 처리로 한다.

어닐링 처리의 제 1 온도역의 온도 (가열 온도) 가 A_c1 변태점 미만이거나, 혹은 제 1 온도역에서의 유지 시간 (어닐링 시간) 이 5 s 미만인 경우에는, 열연판 중의 탄화물이 충분히 용해되지 않기도 하고, α → γ 변태가 발생하지 않거나 불충분하기 때문에, 그 후의 냉각 처리에 의해 원하는 복합 조직을 확보하지 못하여, 원하는 신장, 구멍 확대율을 만족하는, 연성, 신장 플랜지성을 갖는 강판을 얻을 수 없다.

한편, 어닐링 처리의 가열 온도가 A_c3 변태점을 초과하여 높아지면, 오스테나이트 입자의 조대화가 현저해져, 그 후의 냉각 처리에 의해 발생하는 조직이 조대화되어, 가공성이 저하되는 경우가 있다.

또, 제 1 온도역에서의 유지 시간 (어닐링 시간) 이 400 s 를 초과하면, 처리 시간이 길어져, 소비 에너지가 다대해져, 제조 비용의 상승을 초래한다. 이와 같은 점에서, 어닐링 처리는, A_c1 변태점 ∼ A_c3 변태점의 제 1 온도역에서 5 ∼ 400 s 동안 유지하는 처리에 한정하였다.

또한, 각 강판의 A_c1 변태점은 다음 (1) 식에서, A_c3 변태점은 다음 (2) 식에서 산출한 값을 사용하는 것으로 한다. 또한, 식 중의 원소에서 함유하지 않는 원소가 있는 경우에는, 당해 원소는 영으로 하여 계산하는 것으로 한다.

A_c1 변태점 (℃) = 723＋29.1 Si-10.7 Mn-16.9 Ni＋16.9 Cr＋6.38 W＋290 As‥‥ (1)

A_c3 변태점 (℃) = 910-203√C＋44.7 Si-30 Mn＋700 P＋400 Al-15.2 Ni-11 Cr-20 Cu＋31.5 Mo＋104 V＋400 Ti＋13.1 W＋120 As‥‥(2)

여기서, C, Si, Mn, Ni, Cr, W, As, C, P, Al, Cu, Mo, V, Ti：각 원소의 함유량 (mass％)

또, 어닐링 처리 후의 냉각 처리는, 상기한 제 1 온도역에서부터 700 ℃ 까지를 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 추가로 700 ℃ 에서부터 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도 범위인 제 2 온도역에서의 체류 시간을 15 ∼ 400 s 로 하는 처리로 한다.

제 1 온도역에서부터 700 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 페라이트 생성량이 지나치게 증가되어, 원하는 복합 조직이 얻어지지 않고, 가공성이 저하되고, 나아가 원하는 인장 강도 (540 ㎫ 이상) 를 확보할 수 없는 경우가 있다. 이 때문에, 제 1 온도역에서부터 700 ℃ 까지의 냉각 속도를 평균으로 5 ℃/s 이상에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 20 ℃/s 이하, 더욱 바람직하게는 5 ∼ 15 ℃/s 이다.

또, 700 ℃ 에서부터 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도의 범위인 제 2 온도역에서의 체류 시간은, 제 2 상에 함유되는 펄라이트의 형성에 중요한 요인이다. 여기서 「체류 시간」이란, 상기한 제 2 온도역에 체류하고 있는 시간을 의미하고, 그 제 2 온도역의 특정 온도에서 유지하는 경우나, 그 제 2 온도역을 특정한 냉각 속도로 냉각시키는 경우나, 그것들을 혼합한 패턴으로 냉각시키는 경우를 포함한다. 제 2 온도역에서의 체류 시간이 15 s 미만에서는, 펄라이트 변태가 발생하지 않거나, 펄라이트의 생성량이 불충분해지기 때문에, 원하는 복합 조직을 확보할 수 없다.

한편, 제 2 온도역에서의 체류 시간이 400 s 를 초과하여 길어지면, 생산성이 저하된다. 이 때문에, 제 2 온도역에서의 체류 시간은 15 ∼ 400 s 의 범위에 한정하였다. 또한, 바람직하게는 150 s 이하이다. 더욱 바람직하게는 100 s 이하이다. 또한, 제 2 온도역 중, 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서의 냉각 시간은 10 s 이상, 즉 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도를 평균으로 15 ℃/s 이하로 하는 것이, 원하는 펄라이트량을 확보하는 데에 바람직하다. 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서의 냉각 시간이 10 s 미만에서는, 펄라이트의 생성이 불충분해져, 원하는 복합 조직이 얻어지지 않고, 원하는 가공성을 확보할 수 없는 경우가 있다.

상기한 냉각 처리를 가한 후, 열연판에 용융 아연 도금 처리 공정을 실시한다.

용융 아연 도금 처리 공정에서는, 열연판은, 통상, 450 ℃ 근방의 온도로 유지된 용융 아연 도금욕에 침지되어, 열연판 표면에 소망 두께의 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리가 실시된다. 용융 아연 도금 처리의 조건은, 원하는 용융 아연 도금층 두께에 따라 상용의 조건을 적용하면 되고, 특별히 한정할 필요는 없다. 또한, 용융 아연 도금욕의 욕온은 420 ∼ 520 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 420 ℃ 미만에서는 아연이 응고되고, 520 ℃ 를 초과하면 도금성이 저하된다.

또한, 용융 아연 도금 처리 공정에 계속해서, 필요에 따라, 용융 아연 도금 처리에 의해 형성된 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리 공정을 실시해도 된다. 합금화 처리는, 480 ∼ 550 ℃ 의 온도 범위로 가열하는 처리로 하는 것이 바람직하다. 상기한 온도 범위를 벗어나면, 원하는 합금화를 달성할 수 없다.

이하, 실시예에 기초하여, 본 발명을 더욱 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은, 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 용강을 용제하여, 통상적인 방법으로 강 소재로 하였다. 이들 강 소재에, 표 2 에 나타내는 가열 온도, 열간 압연 종료 온도에서 열간 압연을 실시하여, 1.6 ㎜ 두께의 열연판으로 하고, 열간 압연 종료 후, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 코일상으로 권취하였다. 그 후, 산세를 실시하였다. 또한, 일부의 열연판 (판 두께：3.2 ㎜) 에는, 산세 후, 추가로 압하율：50 ％ 의 냉간 압연을 실시하여 1.6 ㎜ 두께의 냉연판으로 하여, 비교예로 하였다.

얻어진 열연판 혹은 냉연판에, 추가로 표 2 에 나타내는 조건으로, 제 1 온도역의 온도로 가열하고, 유지하는 어닐링 처리와, 제 1 온도역의 온도에서부터 700 ℃ 까지를 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 추가로 제 2 온도역 중 700 ∼ 550 ℃ 를 표 2 에 나타내는 냉각 속도 (냉각 시간) 로 냉각시키고, 추가로 700 ℃ 에서부터 용융 아연 도금욕에 침지할 때까지의 온도의 범위인 제 2 온도역의 체류 시간을 표 2 에 나타내는 체류 시간으로 하는 냉각 처리를 실시하는, 연속 어닐링 공정을 실시하였다. 또한, 표 2 에 나타내는 각 강판의 변태점은 상기한 (1) 식, (2) 식을 이용하여 산출한 값이다.

상기한 연속 어닐링 공정을 거친 열연판에, 용융 아연 도금욕 (욕온：460 ℃) 에 침지하고, 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리 공정을 실시하여, 용융 아연 도금판으로 하였다. 일부의 용융 아연 도금판에는, 추가로 500 ℃ 로 가열하여 용융 아연 도금층의 합금화를 실시하는 합금화 처리 공정을 실시하여, 합금화 용융 아연 도금판으로 하였다. 또한, 용융 아연 도금 처리 공정 또는 합금화 처리 공정 후에, 용융 아연 도금판 또는 합금화 용융 아연 도금판에 신장율：0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

얻어진 용융 아연 도금판 또는 합금화 용융 아연 도금판으로부터, 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 구멍 확대 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 용융 아연 도금판 또는 합금화 용융 아연 도금판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 단면 (L 단면) 을 연마하고, 나이탈액으로 부식시키고, 주사형 전자현미경 (배율：3000 배) 으로 3 시야 이상, 조직 관찰하고, 촬상하여, 조직의 종류, 각 상의 조직 전체에 대한 면적률을 측정하고, 그리고 제 2 상 전체 면적의 조직 전체에 대한 면적률을 산출하였다. 또, 제 2 상에 포함되는 펄라이트의 평균 결정립 직경도 산출하였다. 또한, 펄라이트의 평균 결정립 직경은, 각 펄라이트 입자의 면적을 측정하여, 그 면적으로부터 원 상당 직경을 산출하고, 얻어진 각 입자의 원 상당 직경을 산술 평균하여, 펄라이트 입자의 평균 결정립 직경으로 하였다. 또한, 측정한 펄라이트의 입자 수는 20 개 이상으로 하였다. 또, 펄라이트의 제 2 상 전체 면적에 대한 면적률도 산출하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 용융 아연 도금판 또는 합금화 용융 아연 도금판으로부터, 인장 방향이 압연 방향으로 직각 방향과 일치하도록, JIS 5 호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여, 인장 특성 (항복점 YP, 인장 강도 TS, 신장 El) 을 구하였다.

(3) 구멍 확대 시험

얻어진 용융 아연 도금판 또는 합금화 용융 아연 도금판으로부터, 가로세로 100 ㎜ 의 구멍 확대 시험편을 채취하였다. 그리고, 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001-1996 의 규정에 준거하여, 구멍 확대 시험을 실시하여, 구멍 확대율 λ (％) 를 구하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 인장 강도 TS：540 ㎫ 이상의 고강도와, 신장 El：30 ％ 이상의 고연성과, 구멍 확대율 λ：80 ％ 이상의 우수한 신장 플랜지성을 겸비하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다. 이에 반해, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 고강도가 얻어지고 있지 않거나, 혹은 원하는 신장이 얻어지고 있지 않거나, 원하는 구멍 확대율 λ 가 얻어지고 있지 않거나 하여, 가공성이 저하되어 있다.

Claims

기판인 강판 표면에, 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로서, 상기 강판을, mass％ 로,
C：0.08 ∼ 0.15 ％, Si：0.5 ∼ 1.5 ％,
Mn：0.5 ∼ 1.5 ％, P：0.1 ％ 이하,
S：0.01 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.1 ％,
N：0.005 ％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 주상인 페라이트상과, 적어도 펄라이트를 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖고, 조직 전체에 대한 면적률로 상기 페라이트상이 75 ∼ 90 ％, 상기 펄라이트가 10 ∼ 25 ％ 이고, 또한 그 펄라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하이고, 또한 상기 펄라이트가, 상기 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 이상인 고강도 강판으로 하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％, Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％, B：0.0003 ∼ 0.0050 ％, Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％, Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
삭제
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제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층이, 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
강 소재에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 열연 공정과, 상기 열연판에 산세를 실시한 후, 그 열연판에, 연속 용융 아연 도금 라인에서, 어닐링 처리와, 그 어닐링 후, 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도까지 냉각시키는 냉각 처리를 실시하는 연속 어닐링 공정과, 그 연속 어닐링 공정 후, 그 열연판을 용융 아연 도금욕에 침지하고, 그 열연판 표면에 용융 아연 도금층을 형성하는 용융 아연 도금 처리를 실시하는 용융 아연 도금 처리 공정을 연속하여 실시하고, 표면에, 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 강 소재를, mass％ 로,
C：0.08 ∼ 0.15 ％, Si：0.5 ∼ 1.5 ％,
Mn：0.5 ∼ 1.5 ％, P：0.1 ％ 이하,
S：0.01 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.1 ％,
N：0.005 ％ 이하
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 어닐링 처리를, A_c1 변태점 ∼ A_c3 변태점의 제 1 온도역에서 5 ∼ 400 s 동안 유지하는 어닐링 처리로 하고, 상기 냉각 처리를, 상기 어닐링 처리 후, 상기 제 1 온도역에서부터 700 ℃ 까지를 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 추가로 700 ℃ 에서부터 용융 아연 도금욕에 침입할 때까지의 온도의 제 2 온도역에서의 체류 시간을 15 ∼ 400 s 로 하는 냉각 처리를 하며,
주상인 페라이트상과, 적어도 펄라이트를 함유하는 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖고, 조직 전체에 대한 면적률로 상기 페라이트상이 75 ∼ 90 ％, 상기 펄라이트가 10 ∼ 25 ％ 이고, 또한 그 펄라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하이고, 또한 상기 펄라이트가, 상기 제 2 상의 전체 면적에 대한 면적률로 70 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 열연 공정이, 상기 강 소재를 1100 ∼ 1280 ℃ 의 범위의 온도로 가열한 후, 열간 압연 종료 온도：870 ∼ 950 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고, 그 열간 압연의 종료 후, 그 열연판을 권취 온도：350 ∼ 720 ℃ 로 하여 권취하는 공정인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 제 2 온도역 중, 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에서의 냉각 시간을 10 s 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금 처리 공정에 이어서, 상기 용융 아연 도금층의 합금화 처리를 실시하는 합금화 처리 공정을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, mass％ 로, Cr：0.05 ∼ 0.5 ％, V：0.005 ∼ 0.2 ％, Mo：0.005 ∼ 0.2 ％, Ti：0.01 ∼ 0.1 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％, B：0.0003 ∼ 0.0050 ％, Ni：0.05 ∼ 0.5 ％, Cu：0.05 ∼ 0.5 ％, Ca：0.001 ∼ 0.005 ％, REM：0.001 ∼ 0.005 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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