KR101684812B1

KR101684812B1 - 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101684812B1
Application number: KR1020157000339A
Authority: KR
Inventors: 에리자 가키우치; 도시오 무라카미; 가츠라 가지하라; 다츠야 아사이; 나오키 미즈타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-07-12
Filing date: 2013-06-26
Publication date: 2016-12-08
Also published as: EP2873746B1; WO2014010415A1; US20150184274A1; EP2873746A1; JP5860354B2; CN104471093B; CN104471093A; JP2014019879A; US9863028B2; EP2873746A4; KR20150023669A

Abstract

C, Si, Mn, P, S, Ti, Al, N를 특정량 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 베이니틱·페라이트, 마르텐사이트, 잔류 γ 및 페라이트(α)가 특정한 면적률로 존재하고, 잔류 γ가 특정한 C 농도이며, 재결정 α 및 미재결정 α 입내의 서브 그레인이 특정 입경이며, 입경 5㎛ 이상의 α 및 가공 α의 면적률이 5％ 이하이고, α 입내의 TiC 입자의 평균 입경이 10㎚ 이하인 강재의 표면에 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판.

Description

항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH AND FORMABILITY, AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 자동차 부품 등에 사용되는, 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차용 언더 보디 부품에 제공되는 용융 아연 도금 강판은, 연비 개선을 실현하기 위해 가일층의 박육화가 요구되고 있다. 강판의 박육화와 부품 강도의 확보를 양립시키기 위해, 용융 아연 도금 강판에 대해 인장 강도(TS)를 1000㎫ 이상으로 고강도화하는 것이 요구되고 있다. 또한, 충돌 안전성을 고려한 경우, 강판의 항복 강도(YS)를 700㎫ 이상으로 고강도화하는 것도 동시에 요구되고 있다. 또한, 강판에는 형상이 복잡한 언더 보디 부품으로 가공하기 위해 우수한 성형 가공성도 요구된다. 이로 인해, 특히 인장 강도(TS)와 연신율(전연신율; EL)의 밸런스(이하,「TS×EL 밸런스」라고도 함)에 있어서, TS×EL이 24000㎫·％ 이상인 것이 요망되고 있다.

TS×EL을 향상시키는 방법으로서, 잔류 오스테나이트(이하, 「잔류 γ」라고도 함)의 가공 유기 마르텐사이트 변태(TRIP 효과)를 활용하는 것이 알려져 있다. 용융 아연 도금 강판에 있어서 잔류 γ는 일반적으로 연속 어닐링 도금 라인(이하, 「CGL」이라고 함)에서 오스템퍼 공정으로 만들어진다. 모상은 연질의 페라이트를 포함하는 것과 포함하지 않는 것으로 크게 구분된다. 모상이 페라이트를 포함하는 경우, 강판은 TS×EL이 우수하지만, 페라이트가 우선적으로 항복하기 때문에 YS가 낮고, 700㎫ 이상을 확보하는 것은 곤란하였다. 페라이트가 우선적으로 항복하는 이유로서, 페라이트 자체가 연질인 것 외에, 주로 합금화 처리 후의 최종 냉각에서 생성되는 마르텐사이트의, 생성 시에 있어서의 팽창에 의해 연질 페라이트 중에 가동 전위가 도입되고, 이 가동 전위가 용이하게 이동함으로써 낮은 응력에 의해 소성 변형이 발생하는 것을 들 수 있다. 한편, 모상이 페라이트를 포함하지 않는 경우, YS는 우수하지만 TS×EL 밸런스가 뒤떨어진다고 하는 문제가 있었다. 오스템퍼 처리를 장시간화함으로써 TS×EL 밸런스를 향상시키는 것은 가능하지만, 일반적으로 CGL에서 오스템퍼 처리를 행하는 과시효대는 짧고, 오스템퍼 시간을 장시간화하는 것은 라인 스피드의 저하, 생산성의 저하로 이어진다. 따라서, 생산성이 높고(짧은 오스템퍼 시간, 예를 들어 60s 미만에서도 제조할 수 있음), 양호한 기계적 특성(이하, 단순히 「특성」이라고도 함)을 갖는 용융 아연 도금 강판의 개발이 갈망되고 있었다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 베이니틱·페라이트를 모상으로 하는 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 도금 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 강판은, TS, YS, TS×EL에 대해서는, 본원 발명과 동등한 높은 수준이 얻어지고 있지만(표 4 중의 실험 No.28 참조), 100s를 초과하는 오스템퍼 처리를 필요로 하기 때문에(단락 [0041] 참조), CGL에서의 생산성이 뒤떨어진다고 하는 문제가 있다.

한편, 특허문헌 2에는, 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 강판은, 45s라고 하는 단시간의 오스템퍼 처리로 제조 가능하지만(단락 [0124] 참조), 페라이트를 상당량 포함하는 강에 대해서는, TS×EL이 24000㎫·％ 이상을 만족하는 것도 존재하지만, TS는 1000㎫ 이상이 확보되어 있지 않고(표 5 중의 GA 강판 No.18∼23, 25, 36 참조) YS도 700㎫이 확보되어 있지 않은 것이 상정된다. 또한, 페라이트를 거의 포함하지 않는 강은, YS는 700㎫ 이상이 확보되어 있을 가능성은 있지만, TS×EL이 24000㎫·％ 이상이 확보되어 있지 않다(표 5 중의 GA 강판 No.27∼32, 37∼40, 45, 46 참조).

일본 특허 공개 제2006-274417호 공보 일본 특허 공개 제2007-182625호 공보

본 발명은 상기 사정을 착안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, CGL에 의한 단시간의 오스템퍼 처리로 제조할 수 있는, 인장 강도와 항복 강도와 성형성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

청구항 1에 기재된 발명은,

표면에 아연 도금층이 형성된 강판이며,

질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함),

C:0.05∼0.3％,

Si:1∼3％,

Mn:1∼3％,

P:0.1％ 이하(0％를 포함함),

S:0.01％ 이하(0％를 포함함),

Ti:0.02∼0.2％,

Al:0.001∼0.1％,

N:0.002∼0.03％

를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 또한,

[수학식 1]

10[C]＋0.4[Si]＋[Mn]≤4.5

및

[수학식 2]

0.8×(723-10.7[Mn]-16.9[Ni]＋29.1[Si]＋16.9[Cr])＋0.2×(910-203√[C]＋44.7[Si]＋31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]-20[Cu]＋700[P]＋400[Al]＋400[Ti])≤780

{단,[]은 각 화학 성분의 함유량(질량％)을 의미함}을 모두 만족하는 성분 조성을 갖고,

전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일함),

베이니틱·페라이트:40∼65％,

마르텐사이트＋잔류 오스테나이트:15％ 이상,

상기 마르텐사이트:15％ 이하,

상기 잔류 오스테나이트:5％ 이상,

페라이트:20∼40％

를 포함하는 조직을 갖고,

상기 잔류 오스테나이트의 C 농도(CγR)가 0.9질량％ 이상이고,

상기 페라이트에 대해, 재결정 페라이트의 평균 입경 및 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인의 평균 입경이 모두 3㎛ 이하이며, 또한, 입경 5㎛ 이상의 페라이트의 면적률이 5％ 이하이며, 또한, 가공 페라이트의 면적률이 5％ 이하이고,

또한, 상기 페라이트 입내에 존재하는 TiC 입자의 평균 입경이 10㎚ 이하인 것을 특징으로 하는, 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이다.

청구항 2에 기재된 발명은,

성분 조성이, 또한,

Cr:0.01∼3％,

Mo:0.01∼1％,

Cu:0.01∼2％,

Ni:0.01∼2％,

B:0.00001∼0.001％,

Ca:0.0005∼0.01％,

Mg:0.0005∼0.01％,

REM:0.0001∼0.01％의 1종 또는 2종 이상

을 포함하는 것인 청구항 1에 기재된 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이다.

청구항 3에 기재된 발명은,

청구항 1 또는 2에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재를, 하기 (1)∼(3)에 나타내는 각 조건으로, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 어닐링하는 것을 특징으로 하는 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이다.

(1) 열간 압연 조건

조압연의 이후, 열연 가열 온도:1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도:900℃ 이상에서 압연하고, 계속해서 제1 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 제1 유지 온도:550∼700℃까지 급냉하고, 그 온도에서 제1 유지 시간:10∼100s 유지하고, 계속해서 제2 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도:400∼550℃까지 급냉하여 그 온도에서 권취한다.

(2) 냉간 압연 조건

냉간 압연율:20∼60％

(3) 어닐링 조건

500∼700℃의 온도 영역을 제1 가열 속도:1∼10℃/s의 평균 가열 속도로 승온한 후, 700℃∼[0.8Ac1＋0.2Ac3]의 온도 영역을, 제2 가열 속도:8℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 [0.8Ac1＋0.2Ac3]∼균열 온도:{[0.4Ac1＋0.6Ac3]∼[0.2Ac1＋0.8Ac3]}까지를 제3 가열 속도:0.1℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 균열 온도에서, 균열 시간:300s 이하 유지한 후, 상기 균열 온도로부터 제2 냉각 속도:5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 380∼420℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 아연 도금욕에 침지하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 과냉 시간:10∼60s의 시간 유지하여 오스템퍼 처리한 후, 합금화 온도:480∼600℃의 온도 영역에서 합금화 시간:1∼100s의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후 상온까지 냉각한다.

본 발명에 따르면, 강판의 조직으로서, 페라이트와 잔류 γ를 소정량 도입함으로써, TS×EL 밸런스를 확보하면서, 페라이트에 대해, 마르텐사이트의 도입량을 제한함으로써 해당 페라이트에 도입되는 가동 전위를 저감시킨 후에, 조대한 페라이트 및 가공 페라이트의 도입량을 제한함과 함께, 미세한 페라이트립 또는 서브 그레인 조직으로 함으로써 미세화 강화하고, 또한 페라이트 중에 미세한 TiC 입자를 분산시킴에 의해 석출 강화함으로써, TS와 YS를 확보하는 것이 가능하게 되었다. 그 결과, CGL에 의한 단시간의 오스템퍼 처리로 제조할 수 있는, 인장 강도와 항복 강도와 성형성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있게 되었다.

본 발명자들은, 상기 종래 기술과 동일한, 전위 밀도가 높은 하부 조직(매트릭스)을 갖는 베이니틱·페라이트와 잔류 오스테나이트(γR)를 함유하는 TRIP 강판에 착안하고, 그 강판 특성으로서, TS:1000㎫ 이상, YS:700㎫ 이상, TS×EL:24000㎫·％ 이상을 동시에 확보할 수 있는 방책에 대해 다양한 검토를 거듭해 왔다.

그 결과, 이하의 사고 연구에 의해, 상기 원하는 강판 특성을 확보할 수 있는 것에 상도하였다.

즉, 먼저, 강판의 매트릭스를, 전위를 포함하는 베이니틱·페라이트로 하고, 이것에, 마르텐사이트＋잔류 γ(변형 도중에 가공 유기 마르텐사이트 변태함)를 일부 도입함으로써, TS:1000㎫ 이상의 고강도를 확보한다. 또한, 페라이트와 잔류 γ를 도입함으로써 EL을 높여, TS×EL:24000㎫·％ 이상을 확보한다. 잔류 γ는 C 농도가 높고 안정된 것, 즉 변형의 중기부터 후기에 있어서 가공 유기 마르텐사이트 변태하는 것을 도입하고, EL 향상 효과를 높인다. 또한, 고YS를 확보하기 위해, 마르텐사이트의 도입량을 제한하여, 마르텐사이트 변태 시의 팽창에 수반하여 페라이트에 도입되는 가동 전위를 저감시킨다. 또한, 페라이트를 강화하여 우선적으로 항복하는 것을 방지하기 위해, 페라이트를 미세한 재결정 페라이트나 입내에 미세한 서브 그레인을 갖는 미재결정 페라이트로 함으로써 미세화 강화하고, 또한, 해당 페라이트 내에 미세한 TiC을 분산시켜 석출 강화함으로써 YS:700㎫ 이상을 확보한다. 이때, 조대한 페라이트립이 일정량 이상 도입되면, 해당 조대 페라이트가 우선적으로 항복함으로써 YS:700㎫ 이상을 확보할 수 없게 되므로, 조대 페라이트의 면적률을 제한한다. 또한, 서브 그레인 조직화, 재결정 페라이트립화하고 있지 않은 가공 조직(가공 페라이트)이 잔존하고 있으면 EL이 저하되기 때문에, 그 도입량을 제한한다.

본 발명자들은, 상기 지식에 기초하여 더욱 검토를 진행시킨 결과, 본 발명을 완성하는 데에 이르렀다.

이하, 먼저 본 발명 강판을 특징짓는 조직에 대해 설명한다.

〔본 발명 강판의 조직〕

전술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 상기 종래 기술과 동일하게 TRIP 강의 조직을 베이스로 하는 것이지만, 특히, 페라이트를 소정량 함유함과 함께, 탄소 농도 0.9질량％ 이상의 잔류 γ를 면적률로 5％ 이상 함유하고, 또한, 상기 페라이트에 대해, 재결정 페라이트의 평균 원 상당 직경 및 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인의 평균 원 상당 직경이 모두 3㎛ 이하, 또한, 원 상당 직경 5㎛ 이상의 페라이트의 면적률이 5％ 이하, 또한, 가공 페라이트의 면적률이 5％ 이하, 또한, 상기 페라이트 입내에 존재하는 TiC 입자의 평균 원 상당 직경이 10㎚ 이하로 제어되어 있는 점에서, 상기 종래 기술과 상이하다.

<베이니틱·페라이트:45∼65％>

본 발명에 있어서의 「베이니틱·페라이트」라 함은, 베이나이트 조직이 전위 밀도가 높은 라스상 조직을 가진 하부 조직을 갖고 있고, 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 명백하게 상이하고, 또한, 전위 밀도가 없거나 또는 극히 적은 하부 조직을 갖는 폴리고널·페라이트 조직, 또는 미세한 서브 그레인 등의 하부 조직을 가진 준폴리고널·페라이트 조직과도 상이하다(일본 철강 협회 기초 연구회 발행 「강의 베이나이트 사진집-1」 참조).

이와 같이 본 발명 강판의 조직은, 균일 미세하고 연성이 풍부하고, 또한, 전위 밀도가 높고 강도가 높은 베이니틱·페라이트를 모상으로 함으로써 강도와 성형성의 밸런스를 높일 수 있다.

본 발명 강판에서는, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, 전체 조직에 대해 면적률로 40∼65％(바람직하게는 43∼62％, 보다 바람직하게는 45∼60％)인 것이 필요하다. 이에 의해, 상기 베이니틱·페라이트 조직에 의한 효과가 유효하게 발휘되기 때문이다. 또한, 상기 베이니틱·페라이트 조직의 양은, 잔류 γ와의 밸런스에 의해 정해지는 것이며, 원하는 특성을 발휘할 수 있도록, 적절하게 제어하는 것이 권장된다.

<마르텐사이트＋잔류 γ:15％ 이상>

강도 확보를 위해, 조직 중에 마르텐사이트를 일부 도입한다. 전체 조직에 대해 마르텐사이트＋잔류 γ의 합계 면적률로 15％ 이상(바람직하게는 18％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상)이 필요하다.

<상기 마르텐사이트:15％ 이하>

마르텐사이트 생성 시에 페라이트에 도입되는 가동 전위를 저감시키기 위함이다. 마르텐사이트의 함유량이 면적률로 15％를 초과하면 페라이트에 도입되는 가동 전위량이 지나치게 많아져 YS:700㎫ 이상을 확보할 수 없다. 또한, 마르텐사이트가 지나치게 많으면 강도가 지나치게 높아져, 성형성을 확보할 수 없게 되므로, 전체 조직에 대해 마르텐사이트의 함유량은 면적률로 15％ 이하(바람직하게는 13％ 이하, 보다 바람직하게는 10％ 이하)가 필요하다.

<잔류 γ:5％ 이상>

잔류 γ는, 변형 시에 가공 유기 마르텐사이트 변태함으로써 TS×EL을 높이는 데에 유용하고, 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 전체 조직에 대해 면적률로 5％ 이상(바람직하게는 10％ 이상, 보다 바람직하게는 15％ 이상) 존재하는 것이 필요하다.

<페라이트:20∼40％>

페라이트는 연질상이며, 페라이트 자체는 고강도화에 활용할 수 없지만, 매트릭스의 연성을 높이는 데에는 유효하다. 전체 조직에 대해 페라이트의 함유량은, TS×EL 밸런스를 확보하기 위해 면적률로 20％ 이상(바람직하게는 22％ 이상, 보다 바람직하게는 25％ 이상)이 필요하지만, 강도를 보증할 수 있는 면적률 40％ 이하(바람직하게는 38％ 이하, 보다 바람직하게는 35％ 이하)의 범위로 한다.

<잔류 γ의 C 농도(CγR):0.9질량％ 이상>

CγR은, 가공 시에 잔류 γ가 마르텐사이트로 변태하는 안정도에 영향을 미치는 지표이다. CγR이 높아질수록, 잔류 γ가 안정화하고, 변형의 후기에서 가공 유기 마르텐사이트 변태하게 되고, TS×EL 향상 효과가 높아진다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, CγR은 0.9질량％ 이상(바람직하게는 0.92질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.95질량％ 이상)으로 할 필요가 있다.

<재결정 페라이트의 평균 입경 및 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인의 평균 입경:모두 3㎛ 이하>

우선적으로 항복하는 연질의 페라이트를 미세화 강화하기 위함이다. 가공 조직과 상이하고, 회복·재결정한 미세한 페라이트립 및 미재결정 페라이트 입내의 미세한 서브 그레인은, EL을 크게 저하시키지 않고 YS를 향상시키는 데에 유효하다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 재결정 페라이트, 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인 모두 평균 입경으로 3㎛ 이하로 할 필요가 있다.

<입경 5㎛ 이상의 페라이트의 면적률:5％ 이하>

조대한 페라이트립은, 강화가 부족하기 때문에 연질이며, 우선적으로 항복하여 YS를 저하시키므로, 그 도입량을 제한할 필요가 있다. YS:700㎫ 이상을 확보하기 위해, 입경 5㎛ 이상의 페라이트의 면적률을 5％ 이하로 한다.

<가공 페라이트의 면적률:5％ 이하>

페라이트의 연성 향상 효과를 저하시키지 않기 위해, 가공 페라이트의 도입량을 제한할 필요가 있다. TS×EL:24000㎫·％를 확보하기 위해, 가공 페라이트의 면적률은 5％ 이하로 한다.

<상기 페라이트 입내에 존재하는 TiC 입자의 평균 입경:10㎚ 이하>

전술한 미세화 강화에 더하여, TiC 입자에 의한 석출 강화에 의해 페라이트를 더욱 강화하기 위함이다. YS:700㎫ 이상을 확보하기 위해, TiC 입자의 평균 입경은 10㎚ 이하로 한다.

〔각 상의 면적률, 잔류 γ의 C 농도(CγR) 및 각 입자의 사이즈의 각 측정 방법〕

여기서, 각 상의 면적률, 잔류 γ의 C 농도(CγR) 및 각 입자의 사이즈의 각 측정 방법에 대해 설명한다.

먼저, 마르텐사이트＋잔류 γ의 면적률은, 강판을 레페라 부식하고, 광학 현미경 관찰(배율 1000배)에 의해, 예를 들어 흰 영역을 「마르텐사이트＋잔류 γ」라고 정의하여, 그 면적률을 측정하였다.

계속해서, 잔류 γ의 면적률 및 그 C 농도(CγR)는 강판의 1/4의 두께까지 연삭한 후, 화학 연마하고 나서 X선 회절법에 의해 측정하였다[ISIJ Int.Vol.33, (1933), No.7, p.776]. 그리고, 마르텐사이트의 면적률은, 상기한 바와 같이 하여 측정한, 마르텐사이트＋잔류 γ의 면적률로부터 잔류 γ의 면적률을 차감함으로써 구하였다.

베이니틱·페라이트의 면적률, 페라이트의 면적률, 재결정 페라이트 및 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인의 사이즈 및 면적률, 및 가공 페라이트의 면적률에 대해서는, 이하와 같이 하여 동정을 행하였다.

주사형 전자 현미경(SEM; JEOL제 JSM-5410)에 TSL사제 OIMTM을 사용하여, 0.2㎛ 피치로 전자선 후방 산란 회절(EBSD)법에 의해 측정을 행하고, BCC상과 그것에 인접한 결정립의 결정 방위차가 5°이상 15°미만인 입계 및 15°이상인 입계를 각각 맵핑한다. BCC상 중, 15°이상의 방위차가 있는 입계가 3 측정점 이하의 영역 및 해석할 수 없었던 영역을 「마르텐사이트＋가공 페라이트」라고 정의하고 그 면적률을 동정한다. 그리고, 이 면적률로부터 상기 광학 현미경 관찰로 동정한 마르텐사이트의 면적률을 차감함으로써 가공 페라이트의 면적률을 동정하였다. 나머지의 BCC상 중, 15°이상의 방위차가 있는 입계로 완전히 둘러싸인 영역을 페라이트립 또는 베이니틱·페라이트립이라고 정의하고, 이 중 입자의 평균 KAM값(예를 들어, 일본 특허 공개 제2010-255091의 단락 [0035],[0048] 참조)이 0.5℃ 이상인 입자를 베이니틱·페라이트립이라고 정의하여, 그 면적률을 산출하고, 나머지의 영역을 재결정 페라이트라고 정의하여, 그 사이즈 및 면적률을 동정하였다. 또한, 일부에서도 5°이상 15°미만의 방위차가 있는 입계로 둘러싸인 영역을 서브 그레인이라고 정의하여, 그 사이즈 및 면적률을 동정하였다. 여기서, 재결정 페라이트 및 서브 그레인의 사이즈는, 각 입자의 면적을 원 상당 직경으로 환산한 것을 입경이라고 정의하고, 그 입경(원 상당 직경)을 산술 평균함으로써 평균 입경을 구하였다.

TiC의 사이즈에 대해서는, 레플리카법에 의해 투과형 전자 현미경(TEM) 관찰을 행하여 페라이트 입내에 존재하는 TiC 입자를 동정하고, 그 면적을 원 상당 직경으로 환산하고, 그 원 상당 직경을 산술 평균한 것을 평균 입경으로 하였다.

이어서, 본 발명 강판을 구성하는 성분 조성에 대해 설명한다. 이하, 화학 성분의 단위는 모두 질량％이다.

〔본 발명 강판의 성분 조성〕

C:0.05∼0.3％

C는, 고강도를 확보하면서, 원하는 주요 조직(베이니틱·페라이트＋마르텐사이트＋잔류 γ)을 얻기 위해 필수적인 원소이며, 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.05％ 이상(바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상) 첨가할 필요가 있다. 단, 0.3％ 초과에서는 용접에 적합하지 않다.

Si:1∼3％

Si는, 잔류 γ가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 특히 Si는, 고용 강화 원소로서도 유용하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si를 1％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 1.1％ 이상, 보다 바람직하게는 1.2％ 이상이다. 단, Si를 3％를 초과하여 첨가하면, 베이니틱·페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성이 저해되는 것 외에, 열간 변형 저항이 높아져 용접부의 취화를 일으키기 쉬워지고, 또한 강판의 표면 성상에도 악영향을 미치므로, 그 상한을 3％로 한다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하이다.

Mn:1∼3％

Mn은, 고용 강화 원소로서 유효하게 작용하는 것 외에, 오스템퍼까지의 냉각 중에 과잉으로 페라이트가 생성되는 것을 억제하는 작용도 발휘한다. 또한, γ를 안정화하여, 원하는 잔류 γ를 얻기 위해 필요한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 1％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 1.3％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5％ 이상이다. 단, 3％를 초과하여 첨가하면, 베이니틱·페라이트＋마르텐사이트 조직의 생성이 저해되는 것 외에, 주조편 깨짐이 발생하는 등의 악영향이 보여진다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하이다.

P:0.1％ 이하(0％를 포함함)

P은 불순물 원소로서 불가피하게 존재하지만, 원하는 γR을 확보하기 위해 첨가해도 되는 원소이다. 단, 0.1％를 초과하여 첨가하면 2차 가공성이 열화된다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

S:0.01％ 이하(0％를 포함함)

S도 불순물 원소로서 불가피하게 존재하고, MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하고, 깨짐의 기점으로 되어 가공성을 열화시키는 원소이다. 바람직하게는 0.008％ 이하, 보다 바람직하게는 0.005％ 이하이다.

Ti:0.02∼0.2％

Ti은, TiC으로서, 피닝 작용에 의한 조대 재결정 페라이트의 생성 억제와 석출 강화에 의해, YS:700㎫ 이상을 확보하는 데에 유용한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti을 0.02％ 이상 첨가할 필요가 있다. 바람직하게는 0.06％ 이상, 보다 바람직하게는 0.08％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 경제적으로 낭비되므로, 그 상한을 0.2％로 한다.

Al:0.001∼0.1％

Al은, 탈산제로서 첨가됨과 함께, 상기 Si와 작용하여, 잔류 γ가 분해되어 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Al을 0.001％ 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 과잉으로 첨가해도 효과가 포화되어 경제적으로 낭비되므로, 그 상한을 0.1％로 한다.

N:0.002∼0.03％

N는, 불가피하게 존재하는 원소이지만, Al이나 Nb 등의 탄질화물 형성 원소와 결부됨으로써 석출물을 형성하고, 강도 향상이나 조직의 미세화에 기여한다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, N는 0.002％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, N 함유량이 지나치게 많으면, 본 발명의 재료와 같은 저탄소강으로는 주조가 곤란해지기 때문에, 제조 자체를 할 수 없게 된다.

[수학식 1]

10[C]＋0.4[Si]＋[Mn]≤4.5

CGL에 의한 단시간 오스템퍼 처리로 베이나이트 변태를 충분히 진행시키고, 베이니틱·페라이트, 잔류 γ 및 마르텐사이트를 소정의 분율로 얻기 위함이다. C, Si, Mn은 모두 베이나이트 변태를 지연시키는 원소이기 때문에, 이들 원소의 함유량의 밸런스를 제어할 필요가 있다. 상기 수학식 1은 C, Si, Mn의 함유량을 다양하게 변화시킨 강의 베이나이트 변태의 진행 정도 및 최종 조직 중에 형성되는 베이니틱·페라이트, 잔류 γ 및 마르텐사이트의 분율을 조사하고, CGL에 있어서의 단시간 오스템퍼 처리로 소정의 조직 분율을 확보할 수 있는 성분 밸런스를 실험적으로 구하고 정식화한 것이다. 상기 수학식 1의 좌변의 값이 4.5를 초과하면, 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ의 분율이 부족하여 EL이 저하되어, TS×EL:24000㎫·％ 이상을 확보할 수 없게 되거나, 마르텐사이트의 분율이 과잉으로 됨으로써 페라이트 중에 다량의 가동 전위가 도입되어 YS가 저하되거나 한다. 바람직하게는 4.4 이하, 더욱 바람직하게는 4.3 이하이다.

[수학식 2]

어닐링 공정의 승온 시에 있어서 2상 영역에서 오스테나이트립이 조대한 재결정 페라이트의 생성을 억제할 수 있는 양만큼 생성되는 온도를 780℃ 이하로 하기 위함이다. 여기에, 상기 수학식 2의 좌변은, 「0.8Ac1＋0.2Ac3」을 의미한다(코타 나리야스 감역, 「레슬리 철강 재료학」, 마루젠 주식회사, 1985년, p.273 참조). 즉, 상기 수학식 2의 좌변의 값이 780℃를 초과하면 어닐링 공정의 승온 시에 조대한 재결정 페라이트가 생성되어 YS:700㎫ 이상을 확보할 수 없게 된다.

본 발명의 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하고, 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물이지만, 그 외, 본 발명의 작용을 저하시키지 않는 범위에서, 이하의 허용 성분을 첨가할 수 있다.

Cr:0.01∼3％,

Mo:0.01∼1％,

Cu:0.01∼2％,

Ni:0.01∼2％,

B:0.00001∼0.01％의 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강의 강화 원소로서 유용함과 함께, 잔류 γ의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.05％ 이상), Mo:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.02％ 이상), Cu:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), Ni:0.01％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상), B:0.00001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상)을 각각 첨가하는 것이 권장된다. 단, Cr은 3％, Mo은 1％, Cu 및 Ni은 각각 2％, B는 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비된다. 보다 바람직하게는 Cr:2.0％ 이하, Mo:0.8％ 이하, Cu:1.0％ 이하, Ni:1.0％ 이하, B:0.0030％ 이하이다.

Ca:0.0005∼0.01％,

Mg:0.0005∼0.01％,

REM:0.0001∼0.01％의 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 강 중 황화물의 형태를 제어하고, 가공성 향상에 유효한 원소이다. 여기서, 본 발명에 사용되는 REM(희토류 원소)으로서는, Sc, Y, 란타노이드 등을 들 수 있다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca 및 Mg은 각각 0.0005％ 이상(보다 바람직하게는 0.001％ 이상), REM은 0.0001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0002％ 이상) 첨가하는 것이 권장된다. 단, Ca 및 Mg은 각각 0.01％, REM은 0.01％를 초과하여 첨가해도 상기 효과가 포화되어 버려, 경제적으로 낭비된다. 보다 바람직하게는 Ca 및 Mg은 0.003％ 이하, REM은 0.006％ 이하이다.

이어서, 상기 본 발명 강판을 얻기 위한 바람직한 제조 방법을 이하에 설명한다.

〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕

본 발명 강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강재를, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 어닐링을 행하여 제조하지만, 조직의 요건을 만족시키기 위해 이하의 사고 방식으로 각 공정에 있어서의 조건을 설정하면 된다.

즉, 미세한 재결정 페라이트나 미재결정립내의 서브 그레인을 갖는 페라이트 조직을 얻기 위해서는, 어닐링 공정의 특히 승온 과정 및 균열 과정에 있어서, 냉연 공정에서 냉간 가공된 조직으로부터 회복·재결정되는 페라이트의 형태를 제어할 필요가 있다. 즉, 최종 조직으로 가공한 상태의 페라이트를 소정량 이상 잔존시키지 않고, 또한, 조대한 재결정 페라이트의 생성을 억제하는 것이 과제로 된다. 조대한 재결정 페라이트의 생성 기구로서, 가공 조직이 회복함으로써 서브 그레인 조직이 형성되고, 특정한 서브 그레인이 성장하여 재결정 페라이트화하고, 또한 조대화하는 것이 알려져 있다. 따라서 조대 재결정 페라이트립를 저감시키기 위해서는, 서브 그레인 또는 미세한 재결정 페라이트립의 단계에서 조대화를 억제하는 것이 유효하다. 본 발명에서는, 미세한 TiC 입자에 의한 피닝 작용, 및 성분 조성 및 어닐링 공정에 있어서의 승온 패턴의 최적화에 의해 저온 2상 영역에서 생성되는 오스테나이트립을 이용하여, 서브 그레인 또는 미세한 재결정 페라이트립의 조대화를 억제한다. 먼저 열연 단계에서 중간 유지 조건을 최적화함으로써 TiC을 미세하게 석출시켜 두고, 어닐링 공정에 있어서 TiC을 피닝 입자로서 활용한다. 또한, 이 미세 TiC 입자는 석출 강화 입자로서도 기여한다. 어닐링 공정에 있어서의 승온 과정에서는, 제1 승온 과정에서 가공 조직을 회복·재결정시켜, 최종 조직에 잔존하는 가공 페라이트를 저감시킨다. 제2 승온 과정에서는 재결정 페라이트의 조대화를 충분량의 오스테나이트립으로 억제할 수 있는 온도까지 급속하게 승온한다. 제3 승온 과정 및 균열 과정에서는 재결정 페라이트의 조대화는 TiC의 피닝 작용에 더하여 오스테나이트립으로 억제할 수 있으므로, 오스테나이트 분율의 조정을 행한다.

이 사고 방식에 기초하여, 본 발명 강판은, 구체적으로는, 상기 성분 조성을 만족하는 강재를, 하기 (1)∼(3)에 나타내는 각 조건으로, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 어닐링함으로써 제조할 수 있다.

(1) 열간 압연 조건

조압연의 이후, 열연 가열 온도:1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도:900℃ 이상에서 압연하고, 계속해서 제1 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 제1 유지 온도:550∼700℃까지 급냉하고, 그 온도에서 제1 유지 시간:10∼100s 유지하고, 계속해서 제2 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도:400∼550℃까지 급냉하고 그 온도에서 권취한다.

<열연 가열 온도:1200℃ 이상>

Ti을 강 중에 완전히 고용시킴으로써, 매트릭스 중에 TiC을 석출시켜, TiC 입자에 의한 피닝 및 석출 강화의 효과를 충분히 얻기 위함이다. 이와 같은 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, 열연 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다.

<마무리 압연 종료 온도:900℃ 이상>

마무리 압연 종료 후에 오스테나이트를 재결정시킴으로써, 고온 영역에서의 조대한 TiC의 석출을 방지하기 위함이다. 900℃ 미만에서는 미재결정 오스테나이트 조직으로 되고, 계속되는 냉각 과정의 고온 영역에서 TiC이 전위 상에 조대하게 석출되어, TiC의 피닝 및 석출 강화의 효과를 충분히 얻지 못하고, YS를 확보할 수 없게 된다.

<제1 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 제1 유지 온도:550∼700℃까지 급냉>

고온 영역에서의 조대 TiC의 석출을 방지하기 위함이다. 제1 냉각 속도가 10℃/s 미만, 또는, 제1 유지 온도가 700℃를 초과하면, 조대 TiC이 오스테나이트 입계 상에 석출되어, TiC의 피닝 및 석출 강화의 효과를 충분히 얻지 못하고, YS를 확보할 수 없게 된다.

<제1 유지 온도:550∼700℃에서 제1 유지 시간:10∼100s 유지>

페라이트 변태시키고, 오스테나이트와 페라이트의 계면에 미세한 TiC 입자를 석출시키기 위함이다. 제1 유지 온도가 550℃ 미만, 또는, 제1 유지 시간이 10s 미만에서는, TiC이 충분량 석출되지 않고, 한편, 제1 유지 시간이 100s를 초과하면, TiC이 조대화되며, 어느 경우에서도, TiC의 피닝 및 석출 강화의 효과를 충분히 얻지 못하고, YS를 확보할 수 없게 된다.

<제2 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도:400∼550℃까지 급냉하고 그 온도에서 권취>

석출시킨 미세한 TiC 입자를 조대화시키지 않기 위함이다. 또한 권취 온도 400℃ 미만에서는 강이 지나치게 고강도화하여 냉간 압연이 곤란해진다.

(2) 냉간 압연 조건

냉간 압연율:20∼60％

다음의 어닐링 공정의 승온 과정에서 미세한 재결정 페라이트립이나 미재결정 페라이트 입내 서브 그레인을 형성시키기 위함이다. 냉간 압연율이 20％ 미만에서는 승온 과정에서 가공 조직의 회복·재결정이 충분히 일어나지 않고, 가공된 페라이트가 최종 조직에 잔존하여 EL이 저하되어, TS×EL을 확보할 수 없게 된다. 한편, 냉간 압연율이 60％를 초과하면 승온 과정에 있어서의 재결정립의 조대화가 촉진되고, 미세한 재결정 페라이트립이나 미재결정 페라이트 입내 서브 그레인을 얻을 수 없고, YS를 확보할 수 없게 된다.

(3) 어닐링 조건

500∼700℃의 온도 영역을 제1 가열 속도:1∼10℃/s의 평균 가열 속도로 승온한 후, 700℃∼[0.8Ac1＋0.2Ac3]의 온도 영역을, 제2 가열 속도:8℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 [0.8Ac1＋0.2Ac3]∼균열 온도:{[0.4Ac1＋0.6Ac3]∼[0.2Ac1＋0.8Ac3]}까지를 제3 가열 속도:0.1℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 해당 균열 온도에서, 균열 시간:300s 이하 유지한 후, 해당 균열 온도로부터 제2 냉각 속도:5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 380∼420℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 아연 도금욕에 침지하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 과냉 시간:10∼60s의 시간 유지하여 오스템퍼 처리한 후, 합금화 온도:480∼600℃의 온도 영역에서 합금화 시간:1∼100s의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후 상온까지 냉각한다.

<500∼700℃의 온도 영역을 제1 가열 속도:1∼10℃/s의 평균 가열 속도로 승온>

미세한 재결정 페라이트립이나 미재결정 페라이트 입내 서브 그레인을 형성시키기 위함이다. 제1 가열 속도가 1℃/s 미만에서는 조대한 재결정 페라이트가 형성되고, YS를 확보할 수 없게 된다. 한편, 제1 가열 속도가 10℃/s를 초과하면 최종 조직에 가공 페라이트가 잔존하여 EL이 저하되어, TS×EL을 확보할 수 없게 된다.

<700℃∼[0.8Ac1＋0.2Ac3]의 온도 영역을, 제2 가열 속도:8℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온>

조대한 재결정 페라이트가 형성되는 온도 영역을 급속 승온하여, 조대한 재결정 페라이트의 형성을 억제 가능한 만큼의 오스테나이트립이 얻어지는 2상 영역 온도에 단시간에 도달시키기 위함이다. 제2 가열 속도가 8℃/s 미만에서는 조대한 재결정 페라이트가 다량으로 형성되고, YS를 확보할 수 없게 된다. 또한, [0.8Ac1＋0.2Ac3]은, 전술한 바와 같이, 상기 수학식 2의 좌변의 식에 의해 산출할 수 있다.

<상기 [0.8Ac1＋0.2Ac3]∼균열 온도:{[0.4Ac1＋0.6Ac3]∼[0.2Ac1＋0.8Ac3]}까지를 제3 가열 속도:0.1℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온>

전단까지의 제조 조건에 의해 형성된, 미세한 TiC 입자 및 오스테나이트립에 의해 조대한 재결정 페라이트의 형성은 억제되어 있으므로, 여기서는, 소정의 가열 속도로 소정의 오스테나이트 분율이 얻어지는 균열 온도까지 승온하면 된다. 균열 온도가 [0.4Ac1＋0.6Ac3] 미만에서는 페라이트의 분율이 지나치게 높아져, 최종 조직에 포함되는 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ＋마르텐사이트의 분율이 저하되기 때문에 TS를 확보할 수 없게 된다. 한편, 균열 온도가 [0.2Ac1＋0.8Ac3] 이하에서는 페라이트의 분율이 지나치게 낮아져 EL이 저하되어, TS×EL을 확보할 수 없게 된다. 또한, 제3 가열 속도가 0.1℃/s 미만에서는, TiC 입자 및 오스테나이트립의 조대화에 의해 조대한 재결정 페라이트가 형성되고, YS를 확보할 수 없게 된다. 또한, 균열 온도의 범위의 상하한값 [0.4Ac1＋0.6Ac3] 및 [0.2Ac1＋0.8Ac3]은, 상기 수학식 2의 좌변의 식을, 그 계수 「0.8과 0.2」를 「0.4와 0.6」 및 「0.2와 0.8」로 각각 변경하여 사용함으로써 산출할 수 있다.

<균열 시간:300s 이하 유지>

균열 시간이 300s를 초과하면 TiC 입자 및 오스테나이트립의 조대화에 의해 조대한 재결정 페라이트가 형성되고, YS를 확보할 수 없게 된다.

<해당 균열 온도로부터 제2 냉각 속도:5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉>

냉각 중에 있어서의 페라이트의 생성을 억제하기 위함이다. 제2 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는 페라이트 분율이 지나치게 높아져 TS를 확보할 수 없게 된다.

<급냉 정지 온도(과냉 온도):380∼420℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 아연 도금욕에 침지>

최적의 온도에서 오스템퍼 처리함으로써, CGL에 의한 단시간 오스템퍼 처리로도 베이나이트 변태를 충분히 진행시키고, 베이니틱·페라이트, 잔류 γ 및 마르텐사이트의 분율을 최적화함과 함께, 잔류 γ 중의 C 농도를 충분히 높이기 위함이다. 급냉 정지 온도(과냉 온도)가 380℃ 미만에서는 베이나이트 변태가 단시간에는 충분히 진행되지 않아, 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ의 분율이 저하되는 한편, 마르텐사이트 분율이 지나치게 높아져, TS×EL, YS를 모두 확보할 수 없게 된다. 한편, 급냉 정지 온도(과냉 온도)가 420℃를 초과하면 잔류 γ 중의 C 농도가 지나치게 낮아져 TS×EL을 확보할 수 없게 된다. 또한, 아연 도금욕에는 제한은 없다.

<이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 과냉 시간:10∼60s의 시간 유지하여 오스템퍼 처리>

베이나이트 변태의 진행을 촉진시킴과 함께 CGL에 있어서의 생산성을 확보하기 위함이다. 과냉 시간이 10s 미만에서는 베이나이트 변태가 단시간에 충분히 진행되지 않아, 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ의 분율이 저하되는 한편, 마르텐사이트의 분율이 지나치게 높아져, TS×EL, YS를 모두 확보할 수 없게 된다. 한편, 과냉 시간이 60s를 초과하면 CGL의 생산성이 저하되어 버린다.

<합금화 온도:480∼600℃의 온도 영역에서 합금화 시간:1∼100s의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후 상온까지 냉각>

오스테나이트의 분해를 억제하면서 도금을 합금화하기 위함이다. 합금화 온도가 600℃ 초과, 또는, 합금화 시간이 100s 초과에서는, 오스템퍼 처리 공정에서 만든 고C의 오스테나이트로부터 시멘타이트가 석출되기 때문에, 최종 조직에서 소정량의 잔류 γ를 확보할 수 없고, TS×EL을 확보할 수 없게 된다. 한편, 합금화 온도가 480℃ 미만, 합금화 시간이 1s 미만에서는 도금이 합금화되지 않게 된다.

실시예

표 1에 나타내는 각 성분 조성을 포함하는 공시강을 진공 용제하고, 판 두께 30㎜의 슬래브로 한 후, 이 슬래브를 열연 가열 온도 T1(℃)로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도 T2(℃)에서 판 두께 2.5㎜로 열간 압연한 후, 제1 냉각 속도 CR1(℃/s)의 평균 냉각 속도로 제1 유지 온도 T3(℃)까지 급냉하고, 그 온도에서 제1 유지 시간 t1(s) 유지하고, 계속해서 제2 냉각 속도 CR2(℃/s)의 평균 냉각 속도로 권취 온도 T4(℃)까지 급냉을 행하고, 권취 온도 T4(℃)에서 유지로에 30분간 넣고, 공냉함으로써 열연 강판의 권취를 모의하였다. 그 후, 냉연율 r:52％로 냉간 압연하여, 판 두께 1.2㎜의 냉연재로 하였다. 또한, 열처리 No.12의 강에 대해서는 냉간 압연 전에 표리면을 연삭하여 1.4㎜로 하고, 냉연율 r:15％로 냉간 압연하여, 판 두께 1.2㎜의 냉연재로 하였다. 또한, 열처리 No.13의 강에 대해서는 판 두께 4.0㎜로 열간 압연하고, 냉연율 r:70％로 냉간 압연하여, 판 두께 1.2㎜의 냉연재로 하였다. 그리고, 이들 냉연재를, 표 2 및 3에 나타내는 다양한 어닐링 조건으로 이하의 수순으로 열처리를 실시하였다.

즉, 상기 냉연재를, 500∼700℃의 온도 영역을 제1 가열 속도 HR1(℃/s)의 평균 가열 속도로 승온한 후, 700℃∼[상기 수학식 2의 좌변의 값(단위:℃)]의 온도 영역을, 제2 가열 속도 HR2(℃/s)의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 수학식 2의 좌변의 값(단위:℃)∼균열 온도 T1(℃)까지를 제3 가열 속도 HR3(℃/s)의 평균 가열 속도로 승온하고, 해당 균열 온도 T1(℃)에서, 균열 시간 t1(s) 유지한 후, 해당 균열 온도 T1로부터 제2 냉각 속도 CR2(℃/s)의 평균 냉각 속도로 급냉 정지 온도(과냉 온도) T2(℃)까지 급냉하여 과냉하고, 아연 도금욕에 침지하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도) T2(℃)에서 과냉 시간 t2(s)의 시간 유지하여 오스템퍼 처리한 후, 합금화 온도 T3(℃)의 온도 영역에서 합금화 시간 t3(s)의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후 상온까지 냉각하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강판에 대해, 상기 [발명을 실시하기 위한 형태]의 항에서 설명한 측정 방법에 의해, 각 상의 면적률, 잔류 γ의 C 농도(CγR) 및 각 입자의 사이즈의 각 측정 방법을 측정하였다.

또한, 상기 강판에 대해, 기계적 특성을 평가하기 위해, 냉간에서의 인장 시험(JIS5호 시험편을 사용하고, 인장 속도:10㎜/min로 실시)을 행하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS) 및 연신율[전연신율(EL)]을 측정하였다.

이들 결과를 표 4 및 5에 나타내었다.

표 4 및 5에 나타내는 바와 같이, 강 No.1, 2, 25, 27, 28, 31, 32, 35∼37, 40, 42∼47은 모두, 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강종을 사용하고, 본 발명의 열처리 조건으로 제조한 결과, 본 발명의 조직 규정의 요건을 충족하는 본 발명 강판이며, 기계적 특성(YS, TS, TS×EL)은 모두 판정 기준을 만족하고 있고, 인장 강도와 항복 강도와 성형성을 겸비한 고강도 강판이 얻어졌다.

이에 대해, 강 No.3∼24, 26, 29, 30, 33, 34, 38, 39, 41은 본 발명에서 규정하는 성분 조성의 요건을 만족하지 않거나, 또는 제조 방법의 요건을 만족하지 않기 때문에 조직의 요건을 만족하지 않는 비교 강판이며, 기계적 특성(YS, TS, TS×EL) 중 적어도 어느 하나가 판정 기준을 만족하고 있지 않다.

예를 들어, 강 No.3∼24는 성분 조성의 요건은 만족하고 있지만, 제조 조건 중 어느 하나가 본 발명의 범위를 벗어나 있음으로써, 본 발명의 조직을 규정하는 필수 요건 중 적어도 하나를 만족하지 않아, YS, TS, TS×EL 중 적어도 어느 하나가 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No.26, 29, 30, 33, 34, 38, 39, 41은, 제조 조건은 본 발명의 범위 내에 있지만, 본 발명의 성분을 규정하는 요건을 만족시키지 않고, 또한 본 발명의 조직을 규정하는 필수 요건도 만족하지 않아, YS, TS, EL, λ 중 적어도 어느 하나가 뒤떨어져 있다.

예를 들어, 강 No.26은, C 함유량이 지나치게 낮음과 함께 상기 수학식 2의 부등식을 만족하지 않고, 잔류 γ가 부족함과 함께, 재결정 페라이트가 조대화하고, TS×EL은 우수하지만, YS, TS가 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No.29는, C 함유량이 지나치게 높음과 함께 상기 수학식 1의 부등식을 만족하지 않고, 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ가 부족한 한편, 마르텐사이트가 과잉으로 되고, TS는 우수하지만, YS, TS×EL이 뒤떨어지고 있다.

또한, 강 No.30은, Si 함유량이 지나치게 낮음으로써, 잔류 γ가 부족하고, YS는 우수하지만, TS, TS×EL이 뒤떨어지고 있다.

한편, 강 No.33은, Si 함유량이 지나치게 높음과 함께 상기 수학식 1 및 수학식 2의 부등식을 모두 만족하지 않고, 마르텐사이트가 과잉으로 되고, TS는 우수하지만, YS, TS×EL이 뒤떨어지고 있다.

또한, 강 No.34는, Mn 함유량이 지나치게 낮음과 함께 상기 수학식 2의 부등식을 만족하지 않고, 재결정 페라이트가 조대화하고, TS는 우수하지만, YS, TS×EL이 뒤떨어지고 있다.

한편, 강 No.38은, Mn 함유량이 지나치게 높음과 함께 상기 수학식 1의 부등식을 만족하지 않고, 베이니틱·페라이트 및 잔류 γ가 부족한 한편, 마르텐사이트가 과잉으로 되고, TS는 우수하지만, YS, TS×EL이 뒤떨어지고 있다.

또한, 강 No.39는, Ti 함유량이 지나치게 낮음으로써, TiC에 의한 피닝 작용이 감소하여 재결정 페라이트가 조대화하고, TS, TS×EL은 우수하지만, YS가 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No.41은, 상기 수학식 2의 부등식을 만족하지 않고, 재결정 페라이트가 조대화하고, TS, TS×EL은 우수하지만, YS가 뒤떨어져 있다.

본 발명을 상세하게 또한 특정한 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하지 않고 다양한 변형이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2012년 7월 12일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-156577)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 원용된다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 자동차의 언더 보디 부품 등의 자동차 부품에 유용하다.

Claims

표면에 아연 도금층이 형성된 강판이며,
질량％로(이하, 화학 성분에 대해 동일함),
C:0.05∼0.3％,
Si:1∼3％,
Mn:1∼3％,
P:0.1％ 이하(0％를 포함함),
S:0.01％ 이하(0％를 포함함),
Ti:0.02∼0.2％,
Al:0.001∼0.1％,
N:0.002∼0.03％
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 또한,
[수학식 1]
10[C]＋0.4[Si]＋[Mn]≤4.5
및
[수학식 2]
0.8×(723-10.7[Mn]-16.9[Ni]＋29.1[Si]＋16.9[Cr])＋0.2×(910-203√[C]＋44.7[Si]＋31.5[Mo]-30[Mn]-11[Cr]-20[Cu]＋700[P]＋400[Al]＋400[Ti])≤780
{단,[]는 각 화학 성분의 함유량(질량％)을 의미함}을 모두 만족하는 성분 조성을 갖고,
전체 조직에 대한 면적률로(이하, 조직에 대해 동일함),
베이니틱·페라이트:40∼65％,
마르텐사이트＋잔류 오스테나이트:15％ 이상,
상기 마르텐사이트:15％ 이하,
상기 잔류 오스테나이트:5％ 이상,
페라이트:20∼40％
를 포함하는 조직을 갖고,
상기 잔류 오스테나이트의 C 농도(CγR)가 0.9질량％ 이상이고,
상기 페라이트에 대해, 재결정 페라이트의 평균 입경 및 미재결정 페라이트 입내의 서브 그레인의 평균 입경이 모두 3㎛ 이하이며, 또한, 입경 5㎛ 이상의 페라이트의 면적률이 5％ 이하이며, 또한, 가공 페라이트의 면적률이 5％ 이하이고,
또한, 상기 페라이트 입내에 존재하는 TiC 입자의 평균 입경이 10㎚ 이하인 것을 특징으로 하는, 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서,
성분 조성이, 또한,
Cr:0.01∼3％,
Mo:0.01∼1％,
Cu:0.01∼2％,
Ni:0.01∼2％,
B:0.00001∼0.001％,
Ca:0.0005∼0.01％,
Mg:0.0005∼0.01％,
REM:0.0001∼0.01％의 1종 또는 2종 이상
을 포함하는 것인, 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 나타내는 성분 조성을 갖는 강재를, 하기 (1)∼(3)에 나타내는 각 조건으로, 열간 압연한 후, 냉간 압연하고, 그 후, 어닐링하는 것을 특징으로 하는, 항복 강도와 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(1) 열간 압연 조건
조압연의 이후, 열연 가열 온도:1200℃ 이상으로 가열하고, 마무리 압연 종료 온도:900℃ 이상에서 압연하고, 계속해서 제1 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 제1 유지 온도:550∼700℃까지 급냉하고, 그 온도에서 제1 유지 시간:10∼100s 유지하고, 계속해서 제2 냉각 속도:10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 권취 온도:400∼550℃까지 급냉하고 그 온도에서 권취한다.
(2) 냉간 압연 조건
냉간 압연율:20∼60％
(3) 어닐링 조건
500∼700℃의 온도 영역을 제1 가열 속도:1∼10℃/s의 평균 가열 속도로 승온한 후, 700℃∼[0.8Ac1＋0.2Ac3]의 온도 영역을, 제2 가열 속도:8℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 [0.8Ac1＋0.2Ac3]∼균열 온도:{[0.4Ac1＋0.6Ac3]∼[0.2Ac1＋0.8Ac3]}까지를 제3 가열 속도:0.1℃/s 이상의 평균 가열 속도로 승온하고, 상기 균열 온도에서, 균열 시간:300s 이하 유지한 후, 상기 균열 온도로부터 제2 냉각 속도:5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 380∼420℃의 온도 영역까지 급냉하여 과냉하고, 아연 도금욕에 침지하고, 이 급냉 정지 온도(과냉 온도)에서 과냉 시간:10∼60s의 시간 유지하여 오스템퍼 처리한 후, 합금화 온도:480∼600℃의 온도 영역에서 합금화 시간:1∼100s의 시간 재가열하여 합금화 처리한 후 상온까지 냉각한다.