KR101646857B1 - 용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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다쿠야 니시오
준 하가
겐고 하타
야스아키 다나카
미츠루 요시다
히로시 다케바야시
스구히로 후쿠시마
도시로 도미다
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Abstract

연성, 가공 경화성, 신장 플랜지성이 우수하며, 인장 강도가 750MPa 이상인 고장력 용융 도금 냉연 강판은, 모재 냉연 강판이, 질량%로, C：0.10% 초과 0.25% 미만, Si：0.50% 초과 2.0% 미만, Mn：1.50% 초과 3.0% 이하를 함유하고, 경우에 따라 Ti, Nb, V, Cr, Mo, B, Ca, Mg, REM 및 Bi의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, P：0.050% 미만, S：0.010% 이하, sol. Al：0.50% 이하 및 N：0.010% 이하인 화학 조성과, 주상이 저온 변태 생성상이며, 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 가진다. 상기 잔류 오스테나이트는 전체 조직에 대한 체적율이 4.0% 초과 25.0% 미만, 평균 입경이 0.80μm 미만이며, 상기 잔류 오스테나이트 중, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도가 3.0×10-2개/μm2 이하이다

Description

용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법{HOT-DIP PLATED COLD-ROLLED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 용융 도금 냉연 강판에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 우수한 고장력 용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
산업기술 분야가 고도로 세분화된 오늘, 각 기술 분야에 있어서 이용되는 재료에는, 특수하고 또한 고도의 성능이 요구되고 있다. 예를 들면, 프레스 성형하여 사용되는 강판에 대해서도, 프레스 형상의 다양화에 수반하여, 보다 우수한 성형성이 필요해지고 있다. 또, 높은 강도가 요구되게 되어, 고장력 강판의 적용이 검토되고 있다. 특히, 자동차용 강판에 관해서는, 지구 환경에 대한 배려로, 차체를 경량화하여 연비를 향상시키기 위해, 박육 고성형성의 고장력 강판의 수요가 현저하게 높아지고 있다. 프레스 성형에 있어서는, 사용되는 강판의 두께가 얇을수록, 깨짐이나 주름이 발생하기 쉬워지기 때문에, 보다 연성이나 신장 플랜지성이 우수한 강판이 필요하게 된다. 그러나, 이들 프레스 성형성과 강판의 고강도화는, 배반하는 특성이며, 이들 특성을 동시에 만족시키는 것은 곤란하다.
지금까지, 고장력 냉연 강판의 프레스 성형성을 개선하는 방법으로서, 미크로 조직의 미세립화에 관한 기술이 많이 제안되고 있다. 예를 들면, 특허 문헌 1에는, 열간 압연 공정에 있어서 Ar3점 근방의 온도역에서 합계 압하율 80% 이상의 압연을 행하는, 극미세립 고강도 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있으며, 특허 문헌 2에는, 열간 압연 공정에 있어서, 압하율 40% 이상의 압연을 연속해서 행하는, 초세립 페라이트강의 제조 방법이 개시되어 있다.
이들 기술에 의해, 열연 강판에 있어서는 강도와 연성의 밸런스가 향상되지만, 냉연 강판을 미세립화하여 프레스 성형성을 개선하는 방법에 대해서는 상기 특허 문헌에 아무런 기재가 되어 있지 않다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 대압하 압연에 의해 얻어진 세립 열연 강판을 모재로 하여 냉간 압연 및 소둔을 행하면, 결정립이 조대화하기 쉬워, 프레스 성형성이 우수한 냉연 강판을 얻는 것은 곤란하다. 특히, Ac1점 이상의 고온 지역에서 소둔하는 것이 필요한, 금속 조직에 저온 변태 생성상이나 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합 조직 냉연 강판의 제조에 있어서는, 소둔 시의 결정립의 조대화가 현저하여, 연성이 우수하다는 복합 조직 냉연 강판의 이점을 향수할 수 없다.
특허 문헌 3에는, 열간 압연 공정에 있어서, 동적 재결정역에서의 압하를 5스탠드 이상의 압하 패스로 행하는, 초미세립을 가지는 열연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나, 열간 압연 시의 온도 저하를 극도로 저감시킬 필요가 있어, 통상의 열간 압연 설비로 실시하는 것은 곤란하다. 또, 열간 압연 후, 냉간 압연 및 소둔을 행한 예가 나타나 있지만, 인장 강도와 구멍 확장성의 밸런스가 나빠, 프레스 성형성이 불충분하다.
미세 조직을 가지는 냉연 강판에 관해서는, 특허 문헌 4에 평균 결정 입경이 10μm 이하인 페라이트 중에 평균 결정 입경이 5μm 이하인 잔류 오스테나이트를 분산시킨, 내충돌 안전성 및 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판에서는, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트화함으로써 발생하는 변태 유기 소성(TRIP)에 의해 큰 신장율을 나타내지만, 경질의 마르텐사이트의 생성에 의해 구멍 확장성이 손상된다. 특허 문헌 4에 있어서 개시되는 냉연 강판에서는, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 미세화함으로써, 연성 및 구멍 확장성이 향상되는 것으로 되어 있지만, 구멍 확장비는 최대 1.5이며, 충분한 프레스 성형성을 구비한다고는 말하기 어렵다. 또, 가공 경화 지수를 높이고 내충돌 안전성을 개선하기 위해, 주상(主相)을 연질의 페라이트상으로 할 필요가 있어, 높은 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다.
특허 문헌 5에는, 결정립 내에 잔류 오스테나이트 및/또는 마르텐사이트로 이루어지는 제2상을 미세하게 분산시킨, 신장율 및 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다. 그러나, 제2상을 나노 사이즈로까지 미세화하여 결정립 내에 분산시키기 위해, Cu나 Ni 등의 고가의 원소를 다량으로 함유시키고, 고온에서 장시간의 용체화 처리를 행할 필요가 있어, 제조 비용의 상승이나 생산성의 저하가 현저하다.
특허 문헌 6에는, 평균 결정 입경이 10μm 이하인 페라이트 및 뜨임 마르텐사이트 중에 잔류 오스테나이트 및 저온 변태 생성상을 분산시킨, 연성, 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 뜨임 마르텐사이트는 신장 플랜지성 및 내피로 특성의 향상에 유효한 상이며, 뜨임 마르텐사이트를 세립화하면 이들 특성이 한층 향상되는 것으로 되어 있다. 그러나, 뜨임 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해서는, 마르텐사이트를 생성시키기 위한 1차 소둔과, 마르텐사이트를 뜨임하고 또한 잔류 오스테나이트를 얻기 위한 2차 소둔이 필요하여, 생산성이 큰 폭으로 손상된다.
특허 문헌 7에는, 열간 압연 직후에 720℃ 이하까지 급냉하고, 600~720℃의 온도역으로 2초간 이상 유지하여, 얻어진 열연 강판에 냉간 압연 및 소둔을 실시하는, 미세 페라이트 중에 잔류 오스테나이트가 분산된 냉연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
일본국 특허공개 소58-123823호 공보 일본국 특허공개 소59-229413호 공보 일본국 특허공개 평11-152544호 공보 일본국 특허공개 평11-61326호 공보 일본국 특허공개 2005-179703호 공보 일본국 특허공개 2001-192768호 공보 국제 공개 제2007/15541호 팜플렛
상기 서술한 특허 문헌 7에 있어서 개시되는 기술은, 열간 압연 종료 후, 오스테나이트에 축적된 가공 변형을 해방시키지 않고, 가공 변형을 구동력으로 하여 페라이트 변태시킴으로써 미세립 조직이 형성되어, 가공성 및 열적 안정성이 향상된 냉연 강판을 얻을 수 있는 점에 있어서 우수하다.
그러나, 최근의 한층 더한 고성능화의 요구에 의해, 높은 강도와 양호한 연성과 양호한 가공 경화성과 양호한 신장 플랜지성을 동시에 구비하는, 용융 도금 냉연 강판이 요구되고 있다.
본 발명은, 그러한 요청에 대응하기 위해서 이루어진 것이다. 구체적으로는, 본 발명의 과제는, 우수한 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 가지는, 인장 강도 750MPa 이상의 고장력 용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은, 고장력 용융 도금 냉연 강판의 기계 특성에 미치는 화학 조성 및 제조 조건의 영향에 대해서 예의 검토를 행한 결과, 다음의 (A) 내지 (G)에 서술하는 지견을 얻었다.
(A) 열간 압연 직후에 수냉에 의해 급냉하는, 이른바 직후 급냉 프로세스를 거쳐 제조된 열연 강판, 구체적으로는, 열간 압연 완료로부터 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 급냉하여 제조된 열연 강판을, 냉간 압연하고 소둔하면, 소둔 온도의 상승에 수반하여, 냉연 강판의 연성 및 신장 플랜지성이 향상되지만, 소둔 온도가 너무 높으면, 오스테나이트 입자가 조대화하여, 소둔 강판의 연성 및 신장 플랜지성이 급격하게 열화되는 경우가 있다.
(B) 열간 압연의 최종 압하량을 상승시키면, 냉간 압연 후에 고온에서 소둔했을 때에 일어날 수 있는 오스테나이트 입자의 조대화가 억제된다. 그 이유는 분명하지 않지만, (a) 최종 압하량이 많을수록, 열연 강판의 금속 조직에 있어서 페라이트분율이 증가함과 함께, 페라이트가 세립화하는 것, (b) 최종 압하량이 많을수록, 열연 강판의 금속 조직에 있어서 조대한 저온 변태 생성상이 감소하는 것, (c) 페라이트립계는, 소둔 중, 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태에 있어서의 핵생성 사이트로서 기능하기 때문에, 미세한 페라이트가 많을수록 핵생성 빈도가 상승하여, 오스테나이트가 세립화하는 것, (d) 조대한 저온 변태 생성상은, 소둔 중에 조대한 오스테나이트 입자가 되는 것에 기인한다고 추정된다.
(C) 직후 급냉 후의 권취 공정에 있어서, 권취 온도를 상승시키면, 냉간 압연 후에 고온에서 소둔했을 때에 일어날 수 있는 오스테나이트 입자의 조대화가 억제된다. 또, 직후 급냉 후의 권취 공정에 있어서, 권취 온도를 저하시키고 권취한 열연 강판을, 500℃ 이상, Ac1점 이하의 온도역에서 소둔하고, 그 후, 냉간 압연, 고온에서 소둔한 경우도 마찬가지로, 오스테나이트 입자의 조대화가 억제된다. 그 이유는 분명하지 않지만, (a) 직후 급냉에 의해, 열연 강판이 세립화하기 때문에, 권취 온도의 상승에 수반하여, 열연 강판 중의 철탄화물의 석출량이 현저하게 증가하는 것, 혹은, 직후 급냉 후에 저온에서 권취함으로써, 미세한 마르텐사이트가 금속 조직 중에 형성되며, 또한 이 열연 강판을 소둔함으로써, 미세한 철탄화물이 금속 조직 중에 석출하는 것, (b) 철탄화물은, 소둔 중, 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태에 있어서의 핵생성 사이트로서 기능하기 때문에, 철탄화물의 석출량이 많을수록 핵생성 빈도가 상승하여, 오스테나이트가 세립화하는 것, (c) 미고용의 철탄화물은, 오스테나이트의 입자 성장을 억제하기 때문에, 오스테나이트가 세립화하는 것에 기인한다고 추정된다.
(D) 강 중의 Si함유량이 많을수록, 오스테나이트 입자의 조대화 방지 효과가 강해진다. 그 이유는 분명하지 않지만, (a) Si함유량의 증가에 수반하여, 철탄화물이 미세화하여, 그 수밀도가 증가하는 것, (b) 이것에 의해, 페라이트로부터 오스테나이트로의 변태에 있어서의 핵생성 빈도가 더 상승하는 것, (c) 미고용의 철탄화물의 증가에 의해, 오스테나이트의 입자 성장이 더 억제되어, 오스테나이트가 더 세립화하는 것에 기인한다고 추정된다.
(E) 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하면서 고온에서 균열(均熱)하여 냉각하면, 미세한 저온 변태 생성상을 주상으로 하고 제2상에 미세한 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 얻을 수 있다.
(F) 입경이 1.2μm 이상인 조대한 잔류 오스테나이트 입자의 생성을 억제함으로써, 저온 변태 생성상을 주상으로 하는 강판의 신장 플랜지성이 향상된다. 그 이유는 분명하지 않지만, (a) 잔류 오스테나이트는, 가공에 의해 경질의 마르텐사이트로 변태하지만, 잔류 오스테나이트 입자가 조대하면, 마르텐사이트 입자도 조대해지고, 응력 집중이 높아져, 모상과의 계면에 보이드가 용이하게 발생하여, 깨짐의 기점이 되는 것, (b) 조대한 잔류 오스테나이트 입자는, 가공의 초기 단계에서 마르텐사이트화하기 때문에, 미세한 잔류 오스테나이트 입자보다도 깨짐의 기점이 되기 쉬운 것에 기인한다고 추정된다.
(G) 소둔 온도의 상승에 수반하여, 저온 변태 생성상의 분율이 증가하고, 가공 경화성이 열화되는 경향을 나타내지만, 입경이 1.2μm 이상인 조대한 잔류 오스테나이트 입자의 생성을 억제함으로써, 저온 변태 생성상을 주상으로 하는 강판에 있어서, 가공 경화성의 열화를 방지할 수 있다. 그 이유는 분명하지 않지만, (a) 조대한 잔류 오스테나이트 입자는, 변형이 5% 미만인 가공 초기 단계에서 마르텐사이트화되어 버리기 때문에, 변형이 5~10%에 있어서의 n값의 상승에 거의 기여하지 않는 것, (b) 조대한 잔류 오스테나이트 입자의 생성을 억제하면, 5% 이상의 고변형역에서 마르텐사이트화하는 미세한 잔류 오스테나이트 입자가 증가하는 것에 기인한다고 추정된다.
이상의 결과로부터, Si를 일정량 이상 함유시킨 강을, 최종 압하량을 높여 열간 압연한 후, 직후 급냉하고, 고온에서 코일형상으로 권취하거나, 혹은 저온에서 권취하고 또한 소정의 온도로 열연판 소둔을 실시한 후, 냉간 압연하여, 고온에서 소둔한 후에 냉각함으로써, 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하고, 입경이 1.2μm 이상인 조대한 오스테나이트 입자가 적은 금속 조직을 가지는, 연성, 가공 경화 특성 및 신장 플랜지성이 우수한 용융 도금 냉연 강판을 얻을 수 있는 것이 판명되었다.
본 발명은, 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 가지는 용융 도금 냉연 강판으로서, 상기 냉연 강판은, 질량%로, C：0.10% 초과 0.25% 미만, Si：0.50% 초과 2.0% 미만, Mn：1.50% 초과 3.0% 이하, P：0.050% 미만, S：0.010% 이하, sol. Al：0% 이상 0.50% 이하, N：0.010% 이하, Ti：0% 이상 0.040% 미만, Nb：0% 이상 0.030% 미만, V：0% 이상 0.50% 이하, Cr：0% 이상 1.0% 이하, Mo：0% 이상 0.20% 미만, B：0% 이상 0.010% 이하, Ca：0% 이상 0.010% 이하, Mg：0% 이상 0.010% 이하, REM：0% 이상 0.050% 이하, Bi：0% 이상 0.050% 이하, 및 잔부가 Fe 및 불순물인 화학 조성을 가지고, 또한 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하고, 상기 잔류 오스테나이트는 전체 조직에 대한 체적율이 4.0% 초과 25.0% 미만, 평균 입경이 0.80μm 미만이며, 상기 잔류 오스테나이트 중, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도가 3.0×10-2개/μm2 이하인 것을 특징으로 하는 용융 도금 냉연 강판이다.
상기 화학 조성은, 하기의 군으로부터 선택된 적어도 1종의 원소(%는 질량%)를 함유하는 것이 바람직하다：
(a) Ti：0.005% 이상 0.040% 미만, Nb：0.005% 이상 0.030% 미만, 및 V：0.010% 이상 0.50% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상；
(b) Cr：0.20% 이상 1.0% 이하, Mo：0.05% 이상 0.20% 미만, 및 B：0.0010% 이상 0.010% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상； 및
(c) Ca：0.0005% 이상 0.010% 이하, Mg：0.0005% 이상 0.010% 이하, REM：0.0005% 이상 0.050% 이하, 및 Bi：0.0010% 이상 0.050% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상.
본 발명에 관련된 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하는 냉연 강판을 기재로 하는 용융 도금 냉연 강판은, 하기의 제조 방법 1 또는 2에 의해 제조할 수 있다：
[제조 방법 1] 하기 공정 (A)~(D)를 가지는 것을 특징으로 하는 방법：
(A) 상기 화학 조성을 가지는 슬래브에, 최종 1패스의 압하율이 15% 초과이며 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과의 온도역에서 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 이루고, 상기 열연 강판을 상기 압연의 완료 후 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 400℃ 초과의 온도역에서 권취하는 열간 압연 공정；
(B) 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；
(C) 상기 냉연 강판에 Ac3점 초과의 온도역에서 균열 처리를 실시한 후, 450℃ 이하 340℃ 이상의 온도역까지 냉각하고, 상기 온도역에서 15초간 이상 유지하는 소둔 공정； 및
(D) 상기 소둔 공정에 의해 얻어진 냉연 강판에 용융 도금을 실시하는 용융 도금 공정.
[제조 방법 2] 하기 공정 (a)~(e)를 가지는 것을 특징으로 하는 방법：
(a) 상기 화학 조성을 가지는 슬래브에, 최종 1패스의 압하율이 15% 초과이며 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과의 온도역에서 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 이루고, 상기 열연 강판을 상기 압연의 완료 후 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 200℃ 미만의 온도역에서 권취하는 열간 압연 공정；
(b) 상기 열연 강판에 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도역에서 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정；
(c) 상기 열연판 소둔 공정에 의해 얻어진 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；
(d) 상기 냉연 강판에 Ac3점 초과의 온도역에서 균열 처리를 실시한 후, 450℃ 이하 340℃ 이상의 온도역까지 냉각하고, 상기 온도역에서 15초간 이상 유지하는 소둔 공정； 및
(e) 상기 소둔 공정에 의해 얻어진 냉연 강판에 용융 도금을 실시하는 용융 도금 공정.
본 발명에 의하면, 프레스 성형 등의 가공에 적용할 수 있는 충분한 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 가지는 고장력 용융 도금 냉연 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명은 자동차의 차체 경량화를 통해서 지구 환경 문제의 해결에 기여할 수 있는 등, 산업의 발전에 기여하는 바이다.
본 발명에 관련된 용융 도금 냉연 강판에 있어서의, 냉연 강판의 금속 조직 및 화학 조성과, 그 냉연 강판 및 용융 도금 강판을 효율적, 안정적 또한 경제적으로 제조할 수 있는 제조 방법에 있어서의 압연, 소둔, 도금 조건 등에 대해서 이하에 상세히 서술한다.
1. 금속 조직
본 발명에 관련된 용융 도금 냉연 강판의 도금 기재인 냉연 강판은, 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트는, 전체 조직에 대한 체적율이 4.0% 초과 25.0% 미만, 평균 입경이 0.80μm 미만이며, 상기 잔류 오스테나이트 중, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도가 3.0×10-2개/μm2 이하와 같은 금속 조직을 가진다.
주상이란 체적율이 최대인 상 또는 조직을 의미하며, 제2상이란 주상 이외의 상 및 조직을 의미한다.
저온 변태 생성상이란, 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온 변태에 의해 생성되는 상 및 조직을 말한다. 이들 이외의 저온 변태 생성상으로서, 베이니틱 페라이트를 들 수 있다. 베이니틱 페라이트는, 전위 밀도가 높은 점에서 폴리고널 페라이트와 구별되며, 내부 또는 경계에 철탄화물이 석출되어 있지 않는 점에서 베이나이트와 구별된다. 베이니틱 페라이트란, 소위 라스형상 또는 판형상의 베이니틱 페라이트와 괴상의 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 의미한다. 이 저온 변태 생성상은, 2종 이상의 상 및 조직, 구체적으로는 마르텐사이트와 베이니틱 페라이트를 포함하고 있어도 된다. 저온 변태 생성상이 2종 이상의 상 및 조직을 포함하는 경우는, 이들 상 및 조직의 체적율의 합계를 저온 변태 생성상의 체적율로 한다.
도금 기재인 냉연 강판의 금속 조직을 상기와 같이 한정한 이유를 다음에 설명한다. 여기서, 냉연 강판이란, 열간 압연으로 얻어진 열연 강판을 냉간 압연한 냉연 강판, 및, 그 후에 소둔을 실시한 소둔 냉연 강판의 양자를 포함하는 의미이다.
주상이 저온 변태 생성상이며, 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직으로 하는 것은, 인장 강도를 유지하면서, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 향상시키는데 적합하기 때문이다. 주상이 저온 변태 생성상이 아닌 폴리고널 페라이트이면, 인장 강도 및 신장 플랜지성의 확보가 곤란해진다.
잔류 오스테나이트의 전체 조직에 대한 체적율은 4.0% 초과 25.0% 미만으로 한다. 잔류 오스테나이트의 체적율이 4.0% 이하이면 연성이 불충분해지고, 25.0% 이상이면 신장 플랜지성의 열화가 현저해진다. 잔류 오스테나이트의 체적율은, 6.0% 초과인 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 8.0% 초과, 특히 바람직하게는 10.0% 초과이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적율이 과잉하면 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적율은 18.0% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 16.0% 미만, 특히 바람직하게는 14.0% 미만이다.
잔류 오스테나이트의 평균 입경은 0.80μm 미만으로 한다. 저온 변태 생성상을 주상으로 하고, 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 가지는 냉연 강판을 기재로 하는 용융 도금 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 평균 입경이 0.80μm 이상이면, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 현저하게 열화된다. 잔류 오스테나이트의 평균 입경은 0.70μm 미만인 것이 바람직하고, 0.60μm 미만이면 더 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 평균 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.15μm 이하로 미세화하기 위해서는, 열간 압연의 최종 압하율을 매우 높게 할 필요가 있어, 제조 부하가 현저하게 높아진다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 입경의 하한은 0.15μm 초과로 하는 것이 바람직하다.
저온 변태 생성상을 주상으로 하고 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 가지는 냉연 강판을 기재로 하는 용융 도금 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 평균 입경이 0.80μm 미만이어도, 입경이 1.2μm 이상인 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 많이 존재하면, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 손상된다. 따라서, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도는 3.0×10-2개/μm2 이하로 한다. 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도는 2.0×10-2개/μm2 이하인 것이 바람직하다. 이 수밀도는 1.8×10-2개/μm2 이하이면 더 바람직하고, 1.6×10-2개/μm2 이하이면 특히 바람직하다.
연성과 신장 플랜지성의 밸런스를 더 향상시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 평균 탄소 농도는 0.80% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 0.84% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 평균 탄소 농도가 과잉해지면, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 평균 탄소 농도는 1.7% 미만이 바람직하다. 더 바람직하게는, 1.6% 미만, 보다 바람직하게는 1.4% 미만, 특히 바람직하게는 1.2% 미만이다.
연성 및 가공 경화성을 더 향상시키기 위해, 제2상에 잔류 오스테나이트 이외에 폴리고널 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 폴리고널 페라이트의 전체 조직에 대한 체적율을 2.0% 초과로 하는 것이 바람직하다. 한편, 폴리고널 페라이트의 체적율이 과잉해지면, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 폴리고널 페라이트의 체적율은 40.0% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 30% 미만, 보다 바람직하게는 24.0% 미만, 특히 바람직하게는 20.0% 미만, 가장 바람직하게는 18.0% 미만이다.
인장 강도 및 가공 경화성을 높이기 위해, 저온 변태 생성상은 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 이 경우, 마르텐사이트의 전체 조직에 대한 체적율은 1.0% 초과로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 2.0% 초과이다. 한편, 마르텐사이트의 체적율이 과잉해지면 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, 조직 전체에 차지하는 마르텐사이트의 체적율은 15.0% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 10.0% 미만, 특히 바람직하게는 8.0% 미만, 가장 바람직하게는 6.0% 미만이다.
본 발명에 관련된 용융 도금 냉연 강판의 기재 냉연 강판의 금속 조직은, 다음과 같이 하여 측정한다. 즉, 저온 변태 생성상 및 폴리고널 페라이트의 체적율은, 용융 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 종단면을 연마하여, 나이탈로 부식 처리한 후, 강판 표면(도금면과 기재 강판과의 계면, 이하도 마찬가지)으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서 SEM를 이용하여 금속 조직을 관찰하여, 화상 처리에 의해, 저온 변태 생성상과 폴리고널 페라이트의 면적율을 측정하고, 면적율은 체적율과 동등한 것으로 하여 각각의 체적율을 구한다.
잔류 오스테나이트의 체적율 및 평균 탄소 농도는, 용융 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치까지 압연면을 화학 연마하고, XRD를 이용하여, 각각, X선 회절 강도 및 회절각을 측정하여 구한다.
잔류 오스테나이트 입자의 입경 및 잔류 오스테나이트의 평균 입경은, 다음과 같이 하여 측정한다. 즉, 용융 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 종단면을 전해 연마하여, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서 EBSP를 구비한 SEM를 이용하여 금속 조직을 관찰한다. 면심 입방정형의 결정 구조로 이루어지는 상(fcc상)으로서 관찰되며, 모상으로 둘러싸인 영역을, 하나의 잔류 오스테나이트 입자로 하여, 화상 처리에 의해, 잔류 오스테나이트 입자의 수밀도(단위 면적당 입자수) 및 개개의 잔류 오스테나이트 입자의 면적율을 측정한다. 시야 중에서 개개의 잔류 오스테나이트 입자가 차지하는 면적으로부터 개개의 오스테나이트 입자의 원상당 직경을 구하고, 그들의 평균값을 잔류 오스테나이트의 평균 입경으로 한다.
EBSP에 의한 조직 관찰에서는, 판두께 방향으로 50μm 이상이며 압연 방향으로 100μm 이상의 크기의 영역에 있어서, 0.1μm 간격으로 전자빔을 조사하여 상의 판정을 행한다. 얻어진 측정 데이터 중, 신뢰성 지수(Confidence Index)가 0.1 이상인 것을 유효한 데이터로서 입경 측정에 이용한다. 또, 측정 노이즈에 의해 잔류 오스테나이트의 입경이 과소하게 평가되는 것을 막기 위해, 원상당 직경이 0.15μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자만을 유효한 입자로 하여, 평균 입경의 산출을 행한다.
본 발명에서는, 기재인 강판과 도금층의 경계로부터 기재인 강판의 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서, 상기 서술한 금속 조직을 규정한다.
이상의 금속 조직 상의 특징에 의거하여 실현될 수 있는 기계 특성으로서, 본 발명에 관련된 용융 도금 냉연 강판은, 충격 흡수성을 확보하기 위해, 압연 방향과 직교하는 방향의 인장 강도(TS)가 750MPa 이상인 것이 바람직하고, 850MPa 이상이면 더 바람직하며, 950MPa 이상이면 특히 바람직하다. 한편, 연성을 확보하기 위해, TS는 1180MPa 미만인 것이 바람직하다.
프레스 성형성의 관점에서, 압연 방향과 직교하는 방향의 전체 신장율(El0)을 하기 식(1)에 의거하여 판두께 1.2mm 상당의 전체 신장율로 환산한 값을 El, 일본 공업 규격 JIS Z2253에 준거하여 변형 범위를 5~10%로 하고 5%과 10%의 2점의 공칭 변형 및 이들에 대응하는 시험력을 이용하여 산출되는 가공 경화 지수를 n값, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준거하여 측정되는 구멍 확장율을 λ로 했을 때, TS×El의 값이 18000MPa% 이상, TS×n값의 값이 150MPa 이상, TS1 .7×λ의 값이 4500000MPa1.7% 이상, (TS×El)×7×103+(TS1 .7×λ)×8의 값이 180×106 이상인 것이 바람직하다.
El=El0×(1.2/t0)0.2···(1)
여기서, 식 중의 El0는 JIS5호 인장 시험편을 이용하여 측정된 전체 신장율의 실측값을 나타내고, t0는 측정에 제공한 JIS5호 인장 시험편의 판두께를 나타내고, El은 판두께가 1.2mm인 경우에 상당하는 전체 신장율의 환산값이다.
TS×El은 강도와 전체 신장율의 밸런스로부터 연성을 평가하기 위한 지표이며, TS×n값은 강도와 가공 경화 지수의 밸런스로부터 가공 경화성을 평가하기 위한 지표이며, TS1 .7×λ은 강도와 구멍 확장율의 밸런스로부터 구멍 확장성을 평가하기 위한 지표이다. (TS×El)×7×103+(TS1 .7×λ)×8은, 신장율과 구멍 확장성을 복합한 성형성, 이른바 신장 플랜지 성형성을 평가하기 위한 지표이다.
TS×El의 값이 20000MPa% 이상, TS×n값의 값이 160MPa 이상, TS1 .7×λ의 값이 5500000MPa1 .7% 이상, (TS×El)×7×103+(TS1 .7×λ)×8의 값이 190×106 이상인 것이 더 바람직하다. 특히 바람직하게는 (TS×El)×7×103+(TS1 .7×λ)×8의 값이 200×106 이상이다.
가공 경화 지수는, 자동차 부품을 프레스 성형할 때에 생기는 변형이 5~10%정도이기 때문에, 인장 시험에 있어서의 변형 범위 5~10%에 대한 n값으로 나타냈다. 강판의 전체 신장율이 높아도, n값이 낮은 경우에는, 자동차 부품의 프레스 성형에 있어서 변형 전파성이 불충분해져, 국소적인 판두께 감소 등의 성형 불량이 발생하기 쉽다. 형상 동결성의 관점에서는, 항복비가 80% 미만인 것이 바람직하고, 75% 미만인 것은 더 바람직하며, 70% 미만이면 특히 바람직하다.
2. 강의 화학 조성
C：0.10% 초과 0.25% 미만
C함유량이 0.10% 이하에서는 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, C함유량은 0.10% 초과로 한다. 바람직하게는 0.12% 초과, 더 바람직하게는 0.14% 초과, 특히 바람직하게는 0.16% 초과이다. 한편, C함유량이 0.25% 이상에서는 강판의 신장 플랜지성이 손상될 뿐만 아니라 용접성이 열화된다. 따라서, C함유량은 0.25% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.23% 이하, 더 바람직하게는 0.21% 이하, 특히 바람직하게는 0.19% 이하이다.
Si：0.50% 초과 2.0% 미만
Si는, 소둔 중의 오스테나이트 입자 신장율 억제를 통해서, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 개선하는 작용을 가진다. 또, 오스테나이트의 안정성을 높이는 작용을 가지며, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이다. Si함유량이 0.50% 이하에서는 상기 작용에 의한 효과를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, Si함유량은 0.50% 초과로 한다. 바람직하게는 0.70% 초과, 더 바람직하게는 0.90% 초과, 특히 바람직하게는 1.20% 초과이다. 한편, Si함유량이 2.0% 이상에서는 강판의 표면 성상이 열화된다. 또한, 도금성이 현저하게 열화된다. 따라서, Si함유량은 2.0% 미만으로 한다. 바람직하게는 1.8% 미만, 더 바람직하게는 1.6% 미만, 특히 바람직하게는 1.4% 미만이다.
후술하는 Al를 함유하는 경우는, Si함유량과 sol. Al함유량이 하기 식(2)을 만족하는 것이 바람직하고, 하기 식(3)을 만족하면 더 바람직하며, 하기 식(4)을 만족하면 특히 바람직하다.
Si+sol. Al＞0.60···(2)
Si+sol. Al＞0.90···(3)
Si+sol. Al＞1.20···(4)
여기서, 식 중의 Si는 강 중에서의 Si함유량을, sol. Al은 산가용성의 Al함유량을 질량%로 나타낸 것이다.
Mn：1.50% 초과 3.0% 이하
Mn은, 강의 담금질성을 향상시키는 작용을 가지며, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이다. Mn함유량이 1.50% 이하에서는 상기의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn함유량은 1.50% 초과로 한다. 바람직하게는 1.60% 초과, 더 바람직하게는 1.80% 초과, 특히 바람직하게는 2.0% 초과이다. Mn함유량이 과잉해지면, 열연 강판의 금속 조직에 있어서, 압연 방향으로 전신(展伸)시킨 조대한 저온 변태 생성상이 발생하여, 냉연간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 증가하고, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, Mn함유량은 3.0% 이하로 한다. 바람직하게는 2.70% 미만, 더 바람직하게는 2.50% 미만, 특히 바람직하게는 2.30% 미만이다.
P：0.050% 미만
P는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 입계에 편석되어 강을 취화시킨다. 이 때문에, P함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서, P함유량은 0.050% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.030% 미만, 더 바람직하게는 0.020% 미만, 특히 바람직하게는 0.015% 미만이다.
S：0.010% 이하
S는, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 황화물계 개재물을 형성하여 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이 때문에, S함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서, S함유량은 0.010% 이하로 한다. 바람직하게는 0.005% 미만, 더 바람직하게는 0.003% 미만, 특히 바람직하게는 0.002% 미만이다.
sol. Al：0.50% 이하
Al은, 용강을 탈산하는 작용을 가진다. 본 발명에 있어서는, Al과 마찬가지로 탈산 작용을 가지는 Si를 함유시키기 때문에, Al은 반드시 함유시킬 필요는 없다. 즉, 불순물 레벨이어도 된다. 탈산의 촉진을 목적으로서 함유시키는 경우에는, sol. Al로서 0.0050% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 더 바람직한 sol. Al함유량은 0.020% 초과이다. 또, Al은, Si와 마찬가지로 오스테나이트의 안정성을 높이는 작용을 가지며, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이므로, 이 목적으로 Al를 함유시킬 수도 있다. 이 경우, sol. Al함유량은 바람직하게는 0.040% 초과, 더 바람직하게는 0.050% 초과, 특히 바람직하게는 0.060% 초과이다. 한편, sol. Al함유량이 너무 많으면, 알루미나에 기인하는 표면 흠이 발생하기 쉬워질 뿐만 아니라, 변태점이 크게 상승하여, 저온 변태 생성상을 주상으로 하는 금속 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, sol. Al함유량은 0.50% 이하로 한다. 바람직하게는 0.30% 미만, 더 바람직하게는 0.20% 미만, 특히 바람직하게는 0.10% 미만이다.
N：0.010% 이하
N은, 불순물로서 강 중에 함유되는 원소이며, 연성을 열화시킨다. 이 때문에, N함유량은 적을수록 바람직하다. 따라서, N함유량은 0.010% 이하로 한다. 바람직하게는 0.006% 이하이며, 더 바람직하게는 0.005% 이하, 특히 바람직하게는 0.003% 이하이다.
본 발명에 관련된 강판은, 이하에 열기하는 원소를 임의 원소로서 함유해도 된다.
Ti：0.040% 미만, Nb：0.030% 미만 및 V：0.50% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Ti, Nb 및 V는, 열간 압연 공정에서 재결정을 억제함으로써 가공 변형을 증대시켜, 열연 강판의 조직을 미세화하는 작용을 가진다. 또, 탄화물 또는 질화물로서 석출되어, 소둔 중의 오스테나이트의 조대화를 억제하는 작용을 가진다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 원소를 과잉하게 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 경제적이지 않게 된다. 그것뿐만 아니라, 소둔 시의 재결정 온도가 상승하여, 소둔 후의 금속 조직이 불균일해져, 신장 플랜지성도 손상된다. 또한, 탄화물 또는 질화물의 석출량이 증가하고, 항복비가 상승하여, 형상 동결성도 열화된다. 따라서, Ti함유량은 0.040% 미만, Nb함유량은 0.030% 미만, V함유량은 0.50% 이하로 한다. Ti함유량은 바람직하게는 0.030% 미만, 더 바람직하게는 0.020% 미만이며, Nb함유량은 바람직하게는 0.020% 미만, 더 바람직하게는 0.012% 미만이며, V함유량은 바람직하게는 0.30% 이하이며, 더 바람직하게는 0.050% 미만이다. 또, Nb+Ti×0.2값을 0.030% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.020% 미만으로 하는 것이 더 바람직하다.
상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Ti：0.005% 이상, Nb：0.005% 이상 및 V：0.010% 이상 중 어느 한쪽을 만족시키는 것이 바람직하다. Ti를 함유시키는 경우에는, Ti함유량을 0.010% 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, Nb를 함유시키는 경우에는, Nb함유량을 0.010% 이상으로 하는 것이 더 바람직하며, V를 함유시키는 경우에는, V함유량을 0.020% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
Cr：1.0% 이하, Mo：0.20% 미만 및 B：0.010% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Cr, Mo 및 B는, 강의 담금질성을 향상시키는 작용을 가지며, 상기의 금속 조직을 얻는데 유효한 원소이다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 원소를 과잉하게 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 경제적이지 않게 된다. 따라서, Cr함유량은 1.0% 이하, Mo함유량은 0.20% 미만, B함유량은 0.010% 이하로 한다. Cr함유량은 바람직하게는 0.50% 이하이며, Mo함유량은 바람직하게는 0.10% 이하이며, B함유량은 바람직하게는 0.0030% 이하이다. 상기 작용에 의한 효과를 보다 확실히 얻으려면, Cr：0.20% 이상, Mo：0.05% 이상 및 B：0.0010% 이상 중 어느 한쪽을 만족시키는 것이 바람직하다.
Ca：0.010% 이하, Mg：0.010% 이하, REM：0.050% 이하 및 Bi：0.050% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Ca, Mg 및 REM은 개재물의 형상을 조정함으로써, Bi는 응고 조직을 미세화함으로써, 함께 신장 플랜지성을 개선하는 작용을 가진다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 원소를 과잉하게 함유시켜도 상기 작용에 의한 효과가 포화되어 경제적이지 않게 된다. 따라서, Ca함유량은 0.010% 이하, Mg함유량은 0.010% 이하, REM 함유량은 0.050% 이하, Bi함유량은 0.050% 이하로 한다. 바람직하게는, Ca함유량은 0.0020% 이하, Mg함유량은 0.0020% 이하, REM 함유량은 0.0020% 이하, Bi함유량은 0.010% 이하이다. 상기 작용을 보다 확실히 얻으려면, Ca：0.0005% 이상, Mg：0.0005% 이상, REM：0.0005% 이상 및 Bi：0.0010% 이상 중 어느 한쪽을 만족시키는 것이 바람직하다. 또한, REM은 희토류 원소를 의미하며, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이며, REM 함유량은 이들 원소의 합계 함유량이다.
3. 용융 도금층
용융 도금층으로서는, 용융 아연 도금, 합금화 용융 아연 도금, 용융 알루미늄 도금, 용융 Zn-Al합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg합금 도금, 용융 Zn-Al-Mg-Si합금 도금 등이 예시된다. 예를 들면, 도금층이 합금화 용융 아연 도금인 경우에는, 도금 피막 중의 Fe농도를 7% 이상, 15% 이하로 하는 것이 바람직하다. 용융 Zn-Al합금 도금으로서는, 용융 Zn-5%Al합금 도금 및 용융 Zn-55%Al합금 도금이 예시된다.
도금 부착량은 특별히 제한되지 않으며, 종래와 동일하면 된다. 예를 들면, 편면당 25g/m2 이상, 200g/m2 이하로 하면 된다. 도금층이 합금화 용융 아연 도금인 경우에는, 파우더링을 억제하는 관점에서 편면당 25g/m2 이상, 60g/m2 이하로 하는 것이 바람직하다.
한층 더한 내식성의 향상, 도장성의 향상 등의 목적으로, 도금 후에, 크롬산 처리, 인산염 처리, 실리케이트계 논크롬 화성 처리, 수지 피막 도포 등에서 선택한 단층 혹은 복층의 후처리를 실시해도 된다.
4. 제조 방법
우선, 기재가 되는 상기의 금속 조직과 화학 조성을 구비한 냉연 강판을 제조한다.
구체적으로는, 상기 서술한 화학 조성을 가지는 강을, 공지의 수단에 의해 용제한 후에, 연속 주조법에 의해 강괴로 하거나, 또는 임의의 주조법에 의해 강괴로 한 후에 분괴 압연하는 방법 등에 의해 강편으로 한다. 연속 주조 공정에서는, 개재물에 기인하는 표면 결함의 발생을 억제하기 위해, 주형 내에서 전자 교반 등의 외부 부가적인 유동을 용강에 발생시키는 것이 바람직하다. 강괴 또는 강편은, 일단 냉각된 것을 재가열하여 열간 압연에 제공해도 되고, 연속 주조 후의 고온 상태에 있는 강괴 또는 분괴 압연 후의 고온 상태에 있는 강편을 그대로, 혹은 보온하거나, 혹은 보조적인 가열을 행하여 열간 압연에 제공해도 된다. 본 명세서에서는, 이러한 강괴 및 강편을, 열간 압연의 소재로서 「슬래브」라고 총칭한다.
열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는, 오스테나이트의 조대화를 방지하기 위해, 1250℃ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 1200℃ 이하로 하면 더 바람직하다. 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도의 하한은 특별히 한정할 필요는 없고, 후술하는 바와 같이 열간 압연을 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과의 온도역에서 완료하는 것이 가능한 온도이면 된다.
열간 압연은, 압연 완료 후에 오스테나이트를 변태시킴으로써 열연 강판의 조직을 미세화하기 때문에, (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과의 온도역에서 완료시킨다. 압연 완료의 온도가 너무 낮으면, 열연 강판의 금속 조직에 있어서, 압연 방향으로 전신시킨 조대한 저온 변태 생성상이 발생하고, 냉연간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 증가하여, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 열화되기 쉬워진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과로 한다. 바람직하게는 (Ar3점+50℃) 이상, 더 바람직하게는 (Ar3점+70℃) 이상, 특히 바람직하게는 (Ar3점+90℃) 이상이다. 한편, 압연 완료의 온도가 너무 높으면, 가공 변형의 축적이 불충분해져, 열연 강판의 조직을 미세화하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 950℃ 미만인 것이 바람직하고, 920℃ 미만이면 더 바람직하다. 또, 제조 부하를 경감하기 위해서는, 열간 압연의 완료 온도를 높여 압연 하중을 저하시키는 것이 바람직하다. 이 관점에서는, 열간 압연의 완료 온도를 (Ar3점+50℃) 이상 또한 900℃ 초과로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연이 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 경우에는, 마무리 압연을 상기 온도에서 완료하기 위해, 조압연과 마무리 압연 사이에서 조압연재를 가열해도 된다. 이때, 조압연재의 후단이 선단보다 고온이 되도록 가열함으로써, 마무리 압연의 개시 시에 있어서의 조압연재의 전체 길이에 걸친 온도의 변동을 140℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 코일 내의 제품 특성의 균일성이 향상된다.
조압연재의 가열 방법은 공지의 수단을 이용하여 행하면 된다. 예를 들면, 조압연기와 마무리 압연기 사이에 솔레노이드식 유도 가열 장치를 설치해 두고, 이 유도 가열 장치의 상류측에 있어서의 조압연재 길이 방향의 온도 분포 등에 의거하여 가열 승온량을 제어해도 된다.
열간 압연의 압하율은, 최종 1패스의 압하율을 판두께 감소율로 15% 초과로 한다. 이것은, 오스테나이트에 도입되는 가공 변형량을 늘려, 열연 강판의 금속 조직을 미세화하여, 냉간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자의 생성을 억제함과 함께 폴리고널 페라이트를 미세화하기 위해서이다. 최종 1패스의 압하율은 25% 초과로 하는 것이 바람직하고, 30% 초과로 하는 것이 더 바람직하며, 40% 초과로 하면 특히 바람직하다. 압하율이 너무 높아 지면, 압연 하중이 상승하여 압연이 곤란해진다. 따라서, 최종 1패스의 압하율은 55% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 50% 미만으로 하면 더 바람직하다. 압연 하중을 저하시키기 위해, 압연 롤과 강판의 사이에 압연유를 공급하여 마찰 계수를 저하시키고 압연하는, 이른바 윤활 압연을 행해도 된다.
열간 압연 후는, 압연 완료 후 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 급냉한다. 이것은, 압연에 의해 오스테나이트에 도입된 가공 변형의 해방을 억제하고, 가공 변형을 구동력으로 하여 오스테나이트를 변태시켜, 열연 강판의 조직을 미세화하여, 냉간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자의 생성을 억제함과 함께 폴리고널 페라이트를 미세화하기 위해서이다. 바람직하게는, 압연 완료 후 0.30초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 급냉하는 것이며, 더 바람직하게는, 압연 완료 후 0.20초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 급냉하는 것이다.
열연 강판의 조직은, 급냉을 정지하는 온도가 낮을수록 세립화하므로, 압연 완료 후 700℃ 이하의 온도역까지 급냉하는 것이 바람직하고, 압연 완료 후 680℃ 이하의 온도역까지 급냉하는 것이 더 바람직하다. 또, 가공 변형의 해방은, 급냉 중의 평균 냉각 속도가 빠를수록 억제되므로, 급냉 중의 평균 냉각 속도를 400℃/s 이상으로 한다. 이것에 의해, 열연 강판의 조직을 한층 미세화할 수 있다. 급냉 중의 평균 냉각 속도를 600℃/s 이상으로 하면 바람직하고, 800℃/s 이상으로 하면 더 바람직하다. 또한, 압연 완료로부터 급냉을 개시할 때까지의 시간과 그 동안의 냉각 속도는, 특별히 규정할 필요가 없다.
급냉을 행하는 설비는 특별히 규정되지 않지만, 공업적으로는 수량 밀도가 높은 물스프레이 장치를 이용하는 것이 적합하고, 압연판 반송 롤러의 사이에 물스프레이 헤더를 배치하여, 압연판의 상하로부터 충분한 수량 밀도의 고압수를 분사하는 방법이 예시된다.
급냉 정지 후, 다음 중 어느 하나의 과정을 거쳐 열연 강판을 얻는다：
(1) 급냉 정지 후의 강판을 400℃ 초과의 온도역에서 권취한다； 혹은
(2) 급냉 정지 후의 강판을 200℃ 미만의 온도역에서 권취한 후, 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도역에서 소둔을 행한다.
상기 (1)의 실시 형태에 있어서, 강판을 400℃ 초과의 온도역에서 권취하는 것은, 권취 온도가 400℃ 이하이면, 열연 강판에 있어서 철탄화물이 충분히 석출되지 않고, 냉간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 생성됨과 함께 폴리고널 페라이트가 조대화하기 때문이다. 권취 온도는 500℃ 초과인 것이 바람직하고, 520℃ 초과로 하는 것이 더 바람직하며, 550℃ 초과인 것이 특히 바람직하다. 한편, 권취 온도가 너무 높으면, 열연 강판에 있어서 페라이트가 조대해져, 냉간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 생성된다. 이 때문에 권취 온도는 650℃ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 620℃ 미만으로 하면 더 바람직하다.
상기 (2)의 실시 형태의 경우, 강판을 200℃ 미만의 온도역에서 권취하고, 열연 강판에 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도역에서 소둔을 실시하는 것은, 권취 온도가 200℃ 이상이면, 마르텐사이트의 생성이 불충분해지기 때문이다. 권취 후의 소둔 온도가 500℃ 미만에서는 철탄화물이 충분히 석출되지 않고, Ac1점 이상에서는, 페라이트가 조대해져, 냉간 압연 및 소둔 후의 금속 조직에 있어서 조대한 잔류 오스테나이트 입자가 생성된다.
상기 (2)의 실시 형태의 경우, 열간 압연되고, 권취된 열연 강판은, 필요에 따라 공지의 방법에 따라서 탈지 등의 처리가 실시된 후, 소둔된다. 열연 강판에 실시하는 소둔을 열연판 소둔이라고 하고, 열연판 소둔 후의 강판을 열연 소둔 강판이라고 한다. 열연판 소둔 전에, 산세정 등에 의해 탈스케일을 행해도 된다. 열연판 소둔에 있어서의 유지 시간은 특별히 한정할 필요는 없다. 적절한 직후 급냉 프로세스를 거쳐 제조된 열연 강판은, 금속 조직이 미세하기 때문에, 장시간 유지하지 않아도 되다. 유지 시간이 길어지면 생산성이 열화되므로, 유지 시간의 상한은 20시간 미만인 것이 바람직하다. 10시간 미만이면 더 바람직하고, 5시간 미만이면 특히 바람직하다.
상기 (1) 및 (2) 중 어느 양태에 있어서도, 급냉 정지로부터 권취까지의 조건은 특별히 규정하지 않지만, 급냉 정지 후, 720~600℃의 온도역에서 1초간 이상 유지하는 것이 바람직하다. 2초 이상 유지하는 것이 더 바람직하고, 5초 이상 유지하는 것이 특히 바람직하다. 이것에 의해, 미세한 페라이트의 생성이 촉진된다. 한편, 유지 시간이 너무 길어지면 생산성이 손상되므로, 720~600℃의 온도역에 있어서의 유지 시간의 상한을 10초간 이내로 하는 것이 바람직하다. 720~600℃의 온도역에서 유지한 다음은, 생성한 페라이트의 조대화를 방지하기 위해, 권취 온도까지를 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 (1) 또는 (2)의 과정을 거쳐 얻어진 열연 강판은, 산세정 등에 의해 탈스케일된 후에, 상법에 따라서 냉간 압연된다. 냉간 압연은, 재결정을 촉진시켜 냉연 압연 및 소둔 후의 금속 조직을 균일화하고, 신장 플랜지성을 더 향상시키기 위해, 냉압율(냉간 압연에 있어서의 압하율)을 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉압율이 너무 높으면, 압연 하중이 증대하여 압연이 곤란해지기 때문에, 냉압율의 상한을 70% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 60% 미만으로 하는 것은 더 바람직하다.
냉간 압연 공정에서 얻어진 냉연 강판은, 필요에 따라 공지의 방법에 따라서 탈지 등의 처리가 실시된 후, 소둔된다. 소둔에 있어서의 균열 온도의 하한은, Ac3점 초과로 한다. 이것은, 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해서이다. 그러나, 균열 온도가 너무 높아 지면, 오스테나이트가 과도하게 조대화하여 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 열화되기 쉬워진다. 이 때문에, 균열 온도의 상한은, (Ac3점+100℃) 미만으로 하는 것이 바람직하다. (Ac3점+50℃) 미만으로 하는 것이 더 바람직하고, (Ac3점+20℃) 미만으로 하면 특히 바람직하다.
균열 온도에서의 유지 시간(균열 시간)은 특별히 한정할 필요는 없지만, 안정된 기계 특성을 얻기 위해, 15초간 초과로 하는 것이 바람직하고, 60초간 초과로 하면 더 바람직하다. 한편, 유지 시간이 너무 길어지면, 오스테나이트가 과도하게 조대화하여, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성이 열화되기 쉬워진다. 이 때문에, 유지 시간은, 150초간 미만으로 하는 것이 바람직하고, 120초간 미만으로 하면 더 바람직하다.
소둔에 있어서의 가열 과정에서는, 재결정을 촉진하여 소둔 후의 금속 조직을 균일화하고, 신장 플랜지성을 더 향상시키기 위해, 700℃로부터 균열 온도까지의 가열 속도를 10.0℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 8.0℃/s 미만으로 하면 더 바람직하고, 5.0℃/s 미만으로 하면 특히 바람직하다.
소둔에 있어서의 균열 후의 냉각 과정에서는, 저온 변태 생성상을 주상으로 하는 금속 조직을 얻기 위해, 650~500℃의 온도 범위를 15℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 650~450℃의 온도 범위를 15℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것은 더 바람직하다. 냉각 속도가 빠를수록 저온 변태 생성상의 체적율이 높아지므로, 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 하면 더 바람직하고, 40℃/s 이상으로 하면 특히 바람직하다. 한편, 냉각 속도가 너무 빠르면 강판의 형상이 손상되므로, 650~500℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 속도를 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 150℃/s 미만이면 더 바람직하고, 130℃/s 미만이면 특히 바람직하다.
미세한 폴리고널 페라이트의 생성을 촉진하여, 연성 및 가공 경화성을 향상시키는 경우는, 5.0℃/s 미만의 냉각 속도로 균열 온도로부터 50℃ 이상 냉각하는 것이 바람직하다. 균열 후의 냉각 속도는 3.0℃/s 미만인 것이 더 바람직하다. 특히 바람직하게는 2.0℃/s 미만이다. 또, 폴리고널 페라이트의 체적율을 더 증가시키기 위해서는, 5.0℃/s 미만의 냉각 속도로 균열 온도로부터 80℃ 이상 냉각하는 것이 바람직하고, 100℃ 이상 냉각하는 것이 더 바람직하며, 120℃ 이상 냉각하는 것이 특히 바람직하다.
또, 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해, 450~340℃의 온도역에서 15초간 이상 유지한다. 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이고 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 더 향상시키기 위해서는, 유지 온도역을 430~360℃로 하는 것이 바람직하다. 또, 유지 시간을 길게 할수록 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아지므로, 유지 시간을 30초간 이상으로 한다. 바람직하게는 40초 이상이며, 더 바람직하게는, 50초간 이상이다. 유지 시간을 과도하게 길게 하면, 생산성이 손상될 뿐만 아니라, 반대로 잔류 오스테나이트의 안정성이 저하되어 버리기 때문에, 500초 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 400초 이하, 특히 바람직하게는 200초 이하, 가장 바람직하게는 100초 이하이다.
이렇게 하여 제조된 소둔이 끝난 냉연 강판에 용융 도금을 실시한다. 용융 도금은, 상기 서술한 방법으로 냉연 강판의 소둔 공정까지를 행하고, 필요에 따라 강판을 재가열하고 나서, 용융 도금 처리를 행한다. 용융 도금 처리의 조건은, 용융 도금 종류에 따라 통상 적용되고 있는 조건을 채용하면 된다.
용융 도금이 용융 아연 도금이나 용융 Zn-Al합금 도금인 경우에는, 통상의 용융 도금 라인에서 행해지는 조건과 마찬가지로, 450℃ 이상, 620℃ 이하의 온도역에서 용융 도금을 실시하여, 강판 표면에 용융 아연 도금층 혹은 용융 Zn-Al합금 도금층을 형성시키면 된다.
또, 용융 아연 도금 처리 후, 용융 아연 도금층을 합금화하는 합금화 처리를 실시해도 된다. 이 경우, 도금욕 중 Al농도는 0.08~0.15%로 관리하는 것이 바람직하다. 도금욕 중에는, Zn 및 Al 외에, Fe, V, Mn, Ti, Nb, Ca, Cr, Ni, W, Cu, Pb, Sn, Cd, Sb, Si, Mg가 0.1% 이하 포함되어 있어도 특별히 지장은 없다. 또, 합금화 처리 온도는 470℃ 이상, 570℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 합금화 처리 온도가 470℃ 미만에서는 합금화 속도가 현저하게 저하되어, 합금화 처리에 필요한 시간이 증대하여 생산성의 저하를 초래하는 경우가 있기 때문이다. 또, 합금화 처리 온도가 570℃를 넘으면, 도금층의 합금화 속도가 현저하게 증대하여, 합금화 용융 아연 도금층의 취화를 초래하는 경우가 있다. 보다 바람직하게는 550℃ 이하이다. 용융 도금 후, 냉각된 강판 표면 상의 피막의 조성은, 침지 및 냉각 시에 강재와 용융 금속의 사이에서 원소의 상호 확산이 일어나기 때문에, 일반적으로 도금욕 조성보다 약간 Fe농도가 높은 조성이 된다. 합금화 용융 아연 도금은, 이 상호 확산을 적극적으로 이용한 것이며, 피막 중의 Fe농도는 7~15%가 된다.
도금 부착량은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 일반적으로는, 편면당 25~200g/m2로 하는 것이 바람직하다. 합금화 용융 아연 도금의 경우는, 파우더링이 염려되기 때문에, 도금 부착량은 편면당 25~60g/m2로 하는 것이 바람직하다. 용융 도금은 전형적으로는 양면 도금이지만, 편면 도금으로 하는 것도 가능하다.
이와 같이 하여 얻어진 용융 도금 냉연 강판에는, 상법에 따라서 조질 압연을 행해도 된다. 그러나, 조질 압연의 신장율이 높으면 연성의 열화를 초래하므로, 조질 압연에서의 신장율은 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 신장율은 0.5% 이하이다.
용융 도금 냉연 강판에는, 그 내식성을 높이기 위해, 당업자에는 주지의 화성 처리를 실시해도 된다. 화성 처리는 크롬을 포함하지 않는 처리액을 사용하여 실시하는 것이 바람직하다. 그들의 화성 처리의 1예로서는, 실리카질 피막을 형성하는 것을 들 수 있다.
<실시예>
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
실험용 진공 용해로를 이용하여, 표 1에 나타내는 화학 조성을 가지는 강을 용해시켜 주조했다. 이들 강괴를, 열간 단조에 의해 두께 30mm의 강편으로 했다. 강편을, 전기 가열로를 이용하여 1200℃로 가열하여 60분간 유지한 후, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행했다.
구체적으로는, 실험용 열간 압연기를 이용하여, Ar3점+30℃ 이상 또한 880℃ 초과의 온도역에서 6패스의 압연을 행하여, 두께 2mm로 마무리했다. 최종 1패스의 압하율은, 판두께 감소율로 11~42%로 했다. 열간 압연 후, 물스프레이를 사용하여 다양한 냉각 조건으로 650~720℃까지 냉각하고, 5~10초간 방냉한 후, 60℃/s의 냉각 속도로 다양한 온도까지 냉각하고, 그 온도를 권취 온도로 했다. 권취 온도를 실온으로 한 것 이외는, 권취 온도로 유지된 전기 가열로 중에 장입하여 30분간 유지한 후, 20℃/h의 냉각 속도로 실온까지 노냉각하여 권취 후의 서냉을 시뮬레이트함으로써, 열연 강판을 얻었다. 또, 권취 온도를 실온으로 한 것은, 일부를 제외하고 실온으로부터 50℃/h의 승온 속도로 Ac1점 미만의 온도역인 600℃까지 가열하고, 그 후 20℃/h의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 열연판 소둔을 실시했다.
얻어진 열연 강판을 산세정하여 냉간 압연 모재로 하고, 압하율 50%로 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.0mm의 냉연 강판을 얻었다. 연속 소둔 시뮬레이터를 이용하여, 얻어진 냉연 강판을, 10℃/s의 가열 속도로 550℃까지 가열한 후, 2℃/s의 가열 속도로 표 2에 나타내는 다양한 온도까지 가열하고, 95초간 균열했다. 그 후, 2℃/s의 냉각 속도로 표 2에 나타내는 다양한 1차 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 냉각 속도를 40℃/s로 하여 표 2에 나타내는 다양한 2차 냉각 정지 온도까지 냉각하며, 다음에, 2차 냉각 정지 온도로 60~330초간 유지하여 소둔 공정 상당의 열처리를 행한 후, 460℃의 용융 아연 도금욕으로의 침지 상당의 열처리 및 500~520℃의 합금화 처리 상당의 열처리를 실시하고, 실온까지 냉각하여, 소둔 후에 합금화 용융 아연 도금 상당의 열처리를 거친 소둔 강판을 얻었다.
Figure 112014011460247-pct00001
Figure 112014011460247-pct00002
소둔 강판으로부터, SEM 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 종단면을 연마한 후, 나이탈로 부식 처리하여, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하여, 화상 처리에 의해, 저온 변태 생성상 및 폴리고널 페라이트의 체적분율을 측정했다. 또, 폴리고널 페라이트 전체가 차지하는 면적을 폴리고널 페라이트의 결정립수로 나누어, 폴리고널 페라이트의 평균 입경(원상당 직경)을 구했다.
또, 소둔 강판으로부터, XRD 측정용 시험편을 채취하고, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치까지 압연면을 화학 연마한 후, X선 회절 시험을 행하여, 잔류 오스테나이트의 체적분율 및 평균 탄소 농도를 측정했다. 구체적으로는, X선 회절 장치에 리가쿠제 RINT2500를 사용하여, Co-Kα선을 입사시켜 α상(110), (200), (211) 회절 피크 및 γ상(111), (200), (220) 회절 피크의 적분 강도를 측정하여, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구했다. 또, γ상(111), (200), (220) 회절 피크의 회절각으로부터 격자 정수 dγ(Å)를 구하고, 다음식의 환산식에 의해, 잔류 오스테나이트의 평균 탄소 농도 Cγ(질량%)를 구했다.
Cγ=(dγ-3.572+0.00157×Si-0.0012×Mn)/0.033
또한, 소둔 강판으로부터, EBSP 측정용 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 종단면을 전해 연마한 후, 강판 표면으로부터 판두께의 1/4깊이 위치에 있어서 금속 조직을 관찰하여, 화상 해석에 의해, 잔류 오스테나이트 입자의 입경 분포 및 잔류 오스테나이트의 평균 입경을 측정했다. 구체적으로는, EBSP 측정 장치에 TSL제 OIM5를 사용하여, 판두께 방향으로 50μm로 압연 방향으로 100μm의 크기의 영역에 있어서 0.1μm피치로 전자빔을 조사하여, 얻어진 측정 데이터 중, 신뢰성 지수가 0.1 이상인 것을 유효한 데이터로 하여 fcc상의 판정을 행했다. fcc상으로서 관찰되며 모상으로 둘러싸인 영역을 하나의 잔류 오스테나이트 입자로 하고, 개개의 잔류 오스테나이트 입자의 원상당 직경을 구했다. 잔류 오스테나이트의 평균 입경은, 원상당 직경이 0.15μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자를 유효한 잔류 오스테나이트 입자로 하고, 개개의 유효한 잔류 오스테나이트 입자의 원상당 직경의 평균값으로서 산출했다. 또, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자의 단위 면적당 수밀도(NR)를 구했다.
항복 응력(YS) 및 인장 강도(TS)는, 소둔 강판으로부터, 압연 방향과 직행하는 방향을 따라 JIS5호 인장 시험편을 채취하고, 인장 속도 10mm/min로 인장 시험을 행함으로써 구했다. 전체 신장율(El)은, 압연 방향과 직교하는 방향을 따라 채취한 JIS5호 인장 시험편에 인장 시험을 행하여, 얻어진 실측값(El0)을 이용하여, 상기 식 (1)에 의거하여, 판두께가 1.2mm인 경우에 상당하는 환산값을 구했다. 가공 경화 지수(n값)는, 압연 방향과 직교하는 방향을 따라 채취한 JIS5호 인장 시험편에 인장 시험을 행하여, 변형 범위를 5~10%로서 산출했다. 구체적으로는, 공칭 변형 5% 및 10%에 대한 시험력을 이용하여 2점법에 의해 산출했다.
신장 플랜지성은, 일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 규정하는 구멍 확장 시험을 행하여, 구멍 확장율(λ)을 측정함으로써 평가했다. 소둔 강판으로부터 100mm2의 정사각형 소판을 채취하고, 클리어런스 12.5%로 직경 10mm의 펀칭 구멍을 뚫고, 선단각 60°의 원추 펀치로 외관측으로부터 펀칭 구멍을 벌려, 판두께를 관통하는 깨짐이 발생했을 때의 구멍의 확대율을 측정하여, 이것을 구멍 확장율로 했다.
표 3에 소둔 후의 냉연 강판의 금속 조직 관찰 결과 및 성능 평가 결과를 나타낸다. 또한, 표 1~표 3에 있어서, *표시를 붙인 수치 또는 기호는 본 발명의 범위 밖인 것을 의미한다.
Figure 112014011460247-pct00003
본 발명의 범위 내의 강판의 시험 결과(시험 번호 1~27)는, 모두, TS×El의 값이 18000MPa% 이상이며, TS×n값의 값이 150 이상이며, TS1 .7×λ의 값이 4500000MPa1.7% 이상, (TS×El)×7×103+(TS1 .7×λ)×8의 값이 180×106 이상이며, 양호한 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성을 나타냈다.
강판의 금속 조직이, 본 발명의 규정하는 범위로부터 벗어나는 강판에 대한 시험 결과(시험 번호 28~33)는, 연성, 가공 경화성 및 신장 플랜지성 중 적어도 1개의 특성이 떨어져 있었다.

Claims (6)

  1. 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 가지는 용융 도금 냉연 강판으로서, 상기 냉연 강판은, 질량%로, C：0.10% 초과 0.25% 미만, Si：0.50% 초과 2.0% 미만, Mn：1.50% 초과 3.0% 이하, P：0.050% 미만, S：0.010% 이하, sol. Al：0% 이상 0.50% 이하, N：0.010% 이하, Ti：0% 이상 0.040% 미만, Nb：0% 이상 0.030% 미만, V：0% 이상 0.50% 이하, Cr：0% 이상 1.0% 이하, Mo：0% 이상 0.20% 미만, B：0% 이상 0.010% 이하, Ca：0% 이상 0.010% 이하, Mg：0% 이상 0.010% 이하, REM：0% 이상 0.050% 이하, Bi：0% 이상 0.050% 이하, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 가지며, 주상(主相)이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하고, 상기 잔류 오스테나이트는 전체 조직에 대한 체적율이 4.0% 초과 25.0% 미만, 평균 입경이 0.80μm 미만이며, 상기 잔류 오스테나이트 중, 입경이 1.2μm 이상인 잔류 오스테나이트 입자 수밀도가 3.0×10-2개/μm2 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 도금 냉연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ti：0.005% 이상 0.040% 미만, Nb：0.005% 이상 0.030% 미만 및 V：0.010% 이상 0.50% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 용융 도금 냉연 강판.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Cr：0.20% 이상 1.0% 이하, Mo：0.05% 이상 0.20% 미만 및 B：0.0010% 이상 0.010% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 용융 도금 냉연 강판.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로, Ca：0.0005% 이상 0.010% 이하, Mg：0.0005% 이상 0.010% 이하, REM：0.0005% 이상 0.050% 이하 및 Bi：0.0010% 이상 0.050% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 용융 도금 냉연 강판.
  5. 하기 공정 (A)~(D)를 가지는 것을 특징으로 하는, 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하는 냉연 강판을 기재로 하는 용융 도금 냉연 강판의 제조 방법：
    (A) 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브에, 최종 1패스의 압하율이 15% 초과이며 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과이고, 950℃ 미만의 온도역에서 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 이루고, 상기 열연 강판을 상기 압연의 완료 후 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 400℃ 초과 650℃ 미만의 온도역에서 권취하는 열간 압연 공정；
    (B) 상기 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；
    (C) 상기 냉연 강판에 Ac3점 초과이고, (Ac3점+100℃) 미만의 온도역에서 균열 처리를 실시한 후, 450℃ 이하 340℃ 이상의 온도역까지 냉각하고, 상기 온도역에서 15초간 이상 500초간 이하 동안 유지하는 소둔 공정； 및
    (D) 상기 소둔 공정에 의해 얻어진 냉연 강판에 용융 도금을 실시하는 용융 도금 공정.
  6. 하기 공정 (a)~(e)를 가지는 것을 특징으로 하는, 주상이 저온 변태 생성상이며 제2상에 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 구비하는 냉연 강판을 기재로 하는 용융 도금 냉연 강판의 제조 방법:
    (a) 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브에, 최종 1패스의 압하율이 15% 초과이며 (Ar3점+30℃) 이상 또한 880℃ 초과이고, 950℃ 미만의 온도역에서 압연을 완료하는 열간 압연을 실시하여 열연 강판을 이루고, 상기 열연 강판을 상기 압연의 완료 후 0.40초간 이내에 720℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 200℃ 미만의 온도역에서 권취하는 열간 압연 공정；
    (b) 상기 열연 강판에 500℃ 이상 Ac1점 미만의 온도역에서 소둔을 실시하는 열연판 소둔 공정；
    (c) 상기 열연판 소둔 공정으로 얻어진 열연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정；
    (d) 상기 냉연 강판에 Ac3점 초과이고, (Ac3점+100℃) 미만의 온도역에서 균열 처리를 실시한 후, 450℃ 이하 340℃ 이상의 온도역까지 냉각하고, 상기 온도역에서 15초간 이상 500초간 이하 동안 유지하는 소둔 공정； 및
    (e) 상기 소둔 공정에 의해 얻어진 냉연 강판에 용융 도금을 실시하는 용융 도금 공정.
KR1020147003073A 2011-07-06 2012-06-29 용융 도금 냉연 강판 및 그 제조 방법 KR101646857B1 (ko)

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