KR101833697B1 - 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

도금성이 양호하고, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성의 가공성, 및 내지연파괴특성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판을 제공한다. 소지 강판의 표면에, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖는 도금 강판으로서, 상기 소지 강판과 상기 도금층의 계면으로부터 소지 강판측을 향하여 순서대로, Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 상기 내부 산화층을 포함하는 층이고, 또한 상기 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때 비커스 경도가 상기 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90% 이하를 만족하는 연질층과, 금속 조직 전체에 대해서 저온 변태 생성상을 20∼85면적%, 폴리고날 페라이트를 10면적% 초과 70면적% 이하, 잔류 오스테나이트를 5체적% 이상 포함하는 조직으로 구성되는 경질층을 갖고, 또한 상기 연질층의 평균 깊이 D가 20μm 이상, 및 상기 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 상기 D 미만을 만족하며, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 도금 강판.

Description

고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법
본 발명은 인장 강도가 980MPa 이상이고, 도금성이 양호하고, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성을 포함하는 가공성, 및 내지연파괴특성이 우수한 고강도 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 도금 강판은 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판의 양방을 포함한다.
자동차나 수송기 등의 분야에서 범용되는 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판은, 고강도화에 더하여, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성(신장 플랜지성과 동일한 의미)의 가공성, 나아가서는 내지연파괴특성이 우수할 것이 요구된다.
고강도화와 가공성의 확보를 위해서는, 강 중에 Si나 Mn 등의 강화 원소를 많이 첨가하는 것이 유효하다. 그러나, Si나 Mn은 용이산화성 원소여서, 표면에 형성되는 Si 산화물, Mn 산화물, Si와 Mn의 복합 산화물을 갖는 복합 산화막 등에 의해 용융 아연도금의 젖음성이 현저하게 열화되어, 불도금 등의 문제가 생긴다. 그래서, Si나 Mn을 많이 포함하는 도금 강판에 있어서, 불도금을 발생시키지 않고서 가공성 등을 높이는 기술이 여러 가지 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 인장 강도가 590MPa 이상이고 굽힘성 및 가공부의 내식성이 우수한 용융 아연도금 강판이 개시되어 있다. 상세하게는 특허문헌 1에서는, 강판과 도금층의 계면으로부터 강판측에 형성되는 내부 산화층에 기인하는 굽힘 깨짐의 발생이나 도금 피막의 손상을 억제할 수 있도록, 내부 산화층의 성장에 비해서 탈탄층의 성장을 현저하게 빠르게 하고 있다. 또, 탈탄에 의해 형성된 페라이트 영역에 있어서의 내부 산화층의 두께가 얇아지도록 제어된 표면 근방 조직이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, 피로 내구성, 내수소취화(내지연파괴특성과 동일한 의미), 굽힘성이 우수한 인장 강도가 770MPa 이상인 용융 아연도금 강판이 개시되어 있다. 상세하게는 특허문헌 2에서는, 강판부를, 도금층과의 계면에 직접 접하는 연질층과, 페라이트를 면적률 최대의 조직으로 하는 연질층을 갖는 구성으로 하고 있다. 또, 상기 연질층의 두께 D와, 강판 표층부에 존재하는 Si, Mn 중 1종 이상을 포함하는 산화물의, 도금/지철 계면으로부터의 깊이 d가, d/4≤D≤2d를 만족시키는 용융 아연도금 강판이 개시되어 있다.
일본 특허공개 2011-231367호 공보 일본 특허 제4943558호 공보
상기와 같이, 지금까지도, Si 및 Mn을 많이 포함하는 도금 강판의 가공성 등을 향상시키는 기술은 여러 가지 제안되고 있다. 그러나, 당해 도금 강판에 요구되는 다양한 특성, 즉, 980MPa 이상의 고강도이고, 도금성이 양호하고, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성의 가공성이 우수하며, 내지연파괴특성도 모두 겸비한 기술의 제공이 요망되고 있다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 도금성이 양호하고, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성의 가공성, 및 내지연파괴특성이 우수한 인장 강도가 980MPa 이상인 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판을 제공하는 것에 있다. 또한, 본 발명의 다른 목적은 상기 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 도금 강판이란, 소지 강판의 표면에, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖는 도금 강판으로서, 상기 소지 강판은, 질량%로, C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3%, Mn: 1.5∼8%, Al: 0.005∼3%, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, 및 N: 0% 초과 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어진다. 그리고, 상기 소지 강판과 상기 도금층의 계면으로부터 소지 강판측을 향하여 순서대로, Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 상기 내부 산화층을 포함하는 층이고, 또한 상기 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때 비커스 경도가 상기 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90% 이하를 만족하는 연질층과, 금속 조직을 주사형 전자 현미경(SEM; Scanning Electron Microscope)으로 관찰했을 때에, 상기 금속 조직 전체에 대해서 저온 변태 생성상을 20∼85면적%, 및 상기 금속 조직 전체에 대해서 폴리고날 페라이트를 10면적% 초과 70면적% 이하 포함하고, 상기 금속 조직을 포화 자화법으로 측정했을 때에, 상기 금속 조직 전체에 대해서 잔류 오스테나이트(이하, 잔류 γ로 표기하는 경우가 있다)를 5체적% 이상 포함하는 조직으로 구성되는 경질층을 갖고, 또한 상기 연질층의 평균 깊이 D가 20μm 이상, 및 상기 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 상기 D 미만을 만족하는 점에 요지를 갖는다.
상기 내부 산화층의 평균 깊이 d와 상기 연질층의 평균 깊이 D는 D＞2d의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 저온 변태 생성상은, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트를 포함하고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트를 포함해도 되고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이어도 된다.
상기 저온 변태 생성상은, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이며, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%여도 된다.
상기 저온 변태 생성상은, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트를 포함해도 되고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이어도 된다.
상기 소지 강판은, 질량%로,
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, Mo: 0% 초과 1% 이하, 및 B: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(b) Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하, 및 V: 0% 초과 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(d) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종
을 추가로 함유해도 된다.
상기 고강도 도금 강판은,
상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
(II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.
또한, 상기 고강도 도금 강판은,
상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
(II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법에 의해서도 제조할 수 있다.
상기 저온 변태 생성상이 상기 고온역 생성 베이나이트를 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하 포함하고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 상기 고강도 도금 강판은, 하기 [Ia] 또는 [Ib]의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.
[Ia] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ia) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a1)을 만족하는 공정, 또는
(IIa) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a1)을 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
[Ib] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ia) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a1)을 만족하는 공정, 또는
(IIa) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a1)을 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
(a1) 420℃ 이상 500℃ 이하를 만족시키는 임의의 정지 온도 Za1까지 냉각함과 더불어,
500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
상기 420∼500℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
상기 저온 변태 생성상이 상기 고온역 생성 베이나이트를 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적% 포함하고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계로 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적% 포함하는 상기 고강도 도금 강판은, 하기 [IIa] 또는 [IIb]의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.
[IIa] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ib) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
(IIb) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
[IIb] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ib) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
(IIb) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
(a2) 380℃ 이상 420℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za2까지 냉각함과 더불어,
500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
상기 380℃ 이상 420℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
(b) 하기 식(1)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zb까지 냉각함과 더불어,
상기 정지 온도 Zb 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
하기 식(1)을 만족시키는 온도역 T1에서 10∼100초간 유지하고,
이어서, 하기 식(2)를 만족시키는 온도역 T2로 냉각하고,
이 온도역 T2에서 50초 이상 유지한다.
400≤T1(℃)≤540 ···(1)
200≤T2(℃)＜400 ···(2)
(c1) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc1 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
100≤T3(℃)＜400 ···(3)
400≤T4(℃)≤500 ···(4)
상기 저온 변태 생성상이 상기 저온역 생성 베이나이트를 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하 포함하고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 상기 고강도 도금 강판은, 하기 [IIIa] 또는 [IIIb]의 제조 방법에 의해 제조할 수 있다.
[IIIa] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ic) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
(IIc) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
[IIIb] 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(Ic) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
(IIc) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정
을 이 순서로 포함하는 제조 방법.
(a3) 150℃ 이상 380℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za3까지 냉각함과 더불어,
500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
상기 150℃ 이상 380℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
(c2) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc2 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
100≤T3(℃)＜400 ···(3)
400≤T4(℃)≤500 ···(4)
본 발명의 도금 강판은, 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판측에 걸쳐, Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층과, 당해 내부 산화층의 영역을 포함하는 연질층과, 당해 연질층 이외의 영역이고, 저온 변태 생성상을 주체로 하고, 잔류 오스테나이트를 포함하며, 폴리고날 페라이트를 포함해도 되는 경질층을 갖도록 구성되어 있다. 그리고, 특히, 내부 산화층의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 두껍게 제어하여 수소 트랩 사이트로서 활용하고 있기 때문에, 수소취화를 유효하게 억제할 수 있어, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성의 가공성, 내지연파괴특성 모두가 우수한 인장 강도 980MPa 이상의 고강도 도금 강판이 얻어진다. 바람직하게는, 내부 산화층의 평균 깊이 d와 당해 내부 산화층의 영역을 포함하는 연질층의 평균 깊이 D의 관계를 적절히 제어하고 있기 때문에, 특히 굽힘성이 한층 높아진다.
도 1은 본 발명의 도금 강판에 있어서의, 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판측에 걸친 층 구성을 설명하는 모식도이다.
도 2는 본 발명의 도금 강판에 있어서의, 내부 산화층의 평균 깊이 d의 측정 수순을 설명하는 모식도이다.
도 3은 연질층의 평균 깊이 D를 결정하기 위해서 이용한, 비커스 경도의 측정 위치를 설명하는 도면이다.
도 4는 잔류 오스테나이트끼리, 탄화물끼리 또는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 중심 위치간 거리를 측정하는 수순을 설명하기 위한 모식도이다.
도 5의 a, 도 5의 b는 고온역 생성 베이나이트, 및 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 분포 상태를 모식적으로 나타내는 도면이다.
도 6은 T1 온도역과 T2 온도역에 있어서의 히트 패턴을 설명하기 위한 모식도이다.
도 7은 T3 온도역과 T4 온도역에 있어서의 히트 패턴을 설명하기 위한 모식도이다.
본 발명자들은, Si 및 Mn을 많이 포함하는 소지 강판에 있어서, 980MPa 이상의 고강도를 갖고, 또한 도금성, 가공성 및 내지연파괴특성 모두가 우수한 고강도 도금 강판을 제공하기 위해, 특히, 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판측에 걸친 층 구성에 주목하여 검토를 거듭해 왔다. 그 결과, 후기하는 도 1의 모식도에 나타내는 바와 같이,
(a) 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판측에 걸친 층 구성을, Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층을 포함하는 연질층과, 당해 연질층 이외의 영역이고, 저온 변태 생성상, 폴리고날 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 경질층을 갖도록 구성함과 더불어,
(b) 상기 내부 산화층의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 두껍게 제어하면, 당해 내부 산화층이 수소 트랩 사이트로서 기능하여, 수소취화를 유효하게 억제할 수 있기 때문에, 소기의 목적을 달성할 수 있다는 것,
(c) 바람직하게는, 상기 내부 산화층의 평균 깊이 d와 상기 내부 산화층의 영역을 포함하는 연질층의 평균 깊이 D의 관계를 적절히 제어하면, 특히 굽힘성이 한층 높아진다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성했다.
본 명세서에 있어서, 도금 강판이란 용융 아연도금 강판 및 합금화 용융 아연도금 강판의 양방을 포함한다.
또한, 본 명세서에 있어서, 상기 소지 강판이란 용융 아연도금층 및 합금화 용융 아연도금층이 형성되기 전의 강판을 의미하고, 상기 도금 강판이란 소지 강판의 표면에 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖는 강판을 의미한다.
또한, 본 명세서에 있어서 「고강도」란, 인장 강도 980MPa 이상을 의미한다.
또한, 본 명세서에 있어서 「가공성이 우수한」이란, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성 모두가 우수한 것을 의미한다. 상세는 후기하는 실시예에 기재된 방법으로 이들 특성을 측정했을 때, 실시예의 합격 기준을 만족하는 것을 「가공성이 우수하다」고 부른다.
전술한 바와 같이 본 발명의 도금 강판은, 소지 강판의 표면에, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층(이하, 도금층으로 대표시키는 경우가 있다)을 갖고 있다. 그리고 본 발명의 특징 부분은, 소지 강판과 도금층의 계면으로부터 소지 강판측을 향하여 순서대로, 하기 (A)∼(C)의 층 구성을 갖는 점에 있다.
(A) 내부 산화층: Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 층이다. 내부 산화층의 평균 깊이 d는 4μm 이상, 후기하는 (B)에 기재된 연질층의 평균 깊이 D 미만이다.
(B) 연질층: 상기 내부 산화층을 포함하고, 상기 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때 비커스 경도가 상기 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90% 이하를 만족한다. 연질층의 평균 깊이 D는 20μm 이상이다.
(C) 경질층: 저온 변태 생성상, 폴리고날 페라이트 및 잔류 γ를 포함하는 조직으로 구성된다. 「저온 변태 생성상」이란, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 의미하고, 본 명세서에서는, 저온 변태 생성상에 담금질 그대로의 마텐자이트(프레시 마텐자이트라고 불리는 경우도 있다)는 포함하지 않는다. 프레시 마텐자이트는 본 명세서에서는 기타의 조직으로 편의상 분류한다.
이하, 도 1을 참조하면서, 본 발명을 특징짓는 상기 (A)∼(C)의 층 구성에 대하여 순서대로 상술한다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 도금 강판에 있어서의 소지 강판(2)측의 층 구성은, 도금층(1)과 소지 강판(2)의 계면으로부터 소지 강판(2)측을 향하여, (B)의 연질층(4)과, 연질층(4)보다 소지 강판(2)측의 내부에 (C)의 경질층(5)을 갖는다. 상기 (B)의 연질층(4)은 (A)의 내부 산화층(3)을 포함한다. 또한 상기 연질층(4)과 상기 경질층(5)은 연속적으로 존재한다.
(A) 내부 산화층에 대하여
우선, 도금층(1)과 소지 강판(2)의 계면에 직접 접하는 부분은, 평균 깊이 d가 4μm 이상인 내부 산화층(3)을 갖는다. 여기에서, 평균 깊이란, 상기 계면으로부터의 깊이의 평균값을 의미하고, 그의 상세한 측정 방법은 후기하는 실시예의 난에서 도 2를 이용하여 설명한다.
상기 내부 산화층(3)은, Si 및 Mn 중 적어도 1종을 포함하는 산화물과, Si와 Mn이 산화물을 형성하는 것에 의해 주위에 고용 Si나 고용 Mn이 적은 Si 및 Mn의 공핍층으로 이루어진다.
본 발명에서는, 상기 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 두껍게 제어한 데에 최대의 특징이 있다. 이에 의해, 당해 내부 산화층(3)을 수소 트랩 사이트로서 활용할 수 있어, 수소취화를 억제할 수 있음과 더불어, 굽힘성, 구멍확장성, 내지연파괴특성이 향상된다. 한편, 본 발명과 같이 Si 및 Mn과 같은 용이산화성 원소를 많이 포함하는 소지 강판에서는, 소둔 시에, 소지 강판 표면에 Si 산화물, Mn 산화물, Si와 Mn의 복합 산화물을 갖는 복합 산화막이 형성되기 쉬워, 도금성이 저해된다. 소둔 시란, 후기하는 연속 용융 아연도금 라인에 있어서의 산화·환원 공정에 상당한다. 그래서, 그 대책으로서, 산화 분위기에서 소지 강판 표면을 산화시켜 Fe 산화막을 생성시킨 후, 수소를 포함하는 분위기 중에서 소둔(즉, 환원 소둔)하는 방법이 알려져 있다. 또, 노 내 분위기를 제어함으로써 용이산화성 원소를 소지 강판 표층 내부에 산화물로서 고정시켜, 소지 강판 표층에 고용되어 있는 용이산화성 원소를 저감시킴으로써, 용이산화성 원소의 소지 강판 표면에 대한 산화막의 형성을 방지하는 방법도 알려져 있다.
그러나, 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, Si 및 Mn을 많이 포함하는 소지 강판을 도금하기 위해서 범용되는 산화 환원법에 있어서, 환원 시의 수소 분위기에서 수소가 소지 강판에 침입하여 수소취화에 의한 굽힘성과 구멍확장성의 열화가 발생한다는 것; 이들 열화를 개선하기 위해서는, Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물의 활용이 유효하다는 것을 알 수 있었다. 상세하게는, 상기 산화물은, 환원 시에 있어서의 소지 강판 내부로의 수소 침입을 막아, 내지연파괴특성의 저하에 기인한 굽힘성 및 구멍확장성의 열화를 개선할 수 있는 수소 트랩 사이트로서 유용하고, 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 상기 산화물을 포함하는 내부 산화층의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 두껍게 형성하는 것이 불가결하다는 것이 판명되었다. 상기 d는 6μm 이상이 바람직하고, 8μm 이상이 보다 바람직하며, 10μm 초과가 더 바람직하다.
본 발명에 있어서, 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d의 상한은, 적어도, 후기하는 (B)의 연질층(4)의 평균 깊이 D 미만이다. 상기 d의 상한은 30μm 이하가 바람직하다. 내부 산화층(3)을 두껍게 하기 위해서는, 열연 권취 후의 고온역에서의 장시간 유지가 필요하지만, 생산성 및 설비상의 제약에 의해, 대략 상기의 바람직한 값이 되기 때문이다. 상기 d는 18μm 이하가 보다 바람직하고, 16μm 이하가 더 바람직하다.
더욱이 본 발명에서는, 상기 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d를, 후기하는 (B)의 연질층(4)의 평균 깊이 D와의 관계에서, D＞2d의 관계식을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하고, 이에 의해 특히 굽힘성이 한층 향상된다.
이에 비하여, 전술한 특허문헌 2에는, 본 발명에 기재된 내부 산화층의 평균 깊이 d 및 연질층의 평균 깊이 D에 거의 대응하는 산화물의 존재 깊이 d 및 연질층의 두께 D에 대하여, d/4≤D≤2d를 만족시키는 용융 아연도금 강판이 개시되어 있어, 본 발명에서 규정하는 상기 관계식(D＞2d)과는 제어의 방향성이 완전히 상위하다. 또한, 상기 특허문헌 2에는, 기본적으로 전술한 d/4≤D≤2d의 관계를 만족하면서 산화물의 존재 깊이 d의 범위를 제어하는 것이 기재되어 있는 것으로서, 본 발명과 같이 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 두껍게 제어한다는 기본 사상은 전혀 없다. 물론, 이에 의해 수소 트랩 사이트로서의 작용이 유효하게 발휘되어, 굽힘성, 구멍확장성, 내지연파괴특성이 향상된다는 본 발명의 효과도 기재되어 있지 않다.
한편, 본 발명에 있어서, 상기 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d를 4μm 이상으로 제어하기 위해서는, 연속 용융 아연도금 라인에 통판하기 전의 냉간 압연 강판에 있어서의 내부 산화층(3)의 평균 깊이를 4μm 이상으로 제어하는 것이 필요하다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 산세, 냉간 압연 후의 내부 산화층은 도금 라인 통판 후의 최종적으로 얻어지는 도금 강판 중의 내부 산화층으로 인계되기 때문이다. 상세는 제조 방법과 아울러 설명한다.
(B) 연질층에 대하여
본 발명에 있어서 연질층(4)은, 도 1에 나타내는 바와 같이, 상기 (A)의 내부 산화층(3)의 영역을 포함하는 층이다. 이 연질층(4)은, 비커스 경도가 소지 강판(2)의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90% 이하를 만족하는 것이다. 여기에서, t는 소지 강판의 판 두께(mm)이다. 상기 비커스 경도의 상세한 측정 방법은 후기하는 실시예의 난에서 설명한다.
상기 연질층(4)은 후기하는 (C)의 경질층(5)보다 비커스 경도가 낮은 연질의 조직이고, 변형능이 우수하기 때문에, 연질층(4)이 형성되는 것에 의해, 특히 굽힘성이 향상된다. 즉, 굽힘 가공 시에는, 소지 강판 표층부가 깨짐의 기점이 되지만, 본 발명과 같이 소지 강판 표층에 소정의 연질층(4)을 형성시키는 것에 의해, 특히 굽힘성이 개선된다. 더욱이 상기 연질층(4)의 형성에 의해, 상기 (A) 내의 산화물이 굽힘 가공 시에 있어서의 깨짐의 기점이 되는 것을 방지할 수 있어, 전술한 수소 트랩 사이트로서의 장점만을 향수할 수 있다. 그 결과, 굽힘성뿐만 아니라 내지연파괴특성도 한층 향상된다.
이와 같은 연질층 형성에 의한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 상기 연질층(4)의 평균 깊이 D를 20μm 이상으로 한다. 상기 D는 22μm 이상이 바람직하고, 24μm 이상이 보다 바람직하다. 한편, 상기 연질층(4)의 평균 깊이 D가 지나치게 두꺼우면, 도금 강판 자체의 강도가 저하되기 때문에, 그의 상한은 100μm 이하가 바람직하고, 60μm 이하가 보다 바람직하다.
(C) 경질층에 대하여
본 발명에 있어서 경질층(5)은, 도 1에 나타내는 바와 같이, 상기 (B)의 연질층(4)의 소지 강판(2)측에 형성된다. 이 경질층(5)은 저온 변태 생성상, 폴리고날 페라이트 및 잔류 γ를 포함하는 조직으로 구성된다.
(C1) 상기 「저온 변태 생성상」이란, 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 의미하고, 베이나이트는 베이니틱 페라이트를 포함하는 의미이다. 베이나이트는 탄화물이 석출된 조직이고, 베이니틱 페라이트는 탄화물이 석출되어 있지 않은 조직이다.
상기 저온 변태 생성상의 면적률은, 바람직하게는 30면적% 이상, 보다 바람직하게는 40면적% 이상, 더 바람직하게는 50면적% 이상이다. 상기 저온 변태 생성상의 면적률의 상한은, 폴리고날 페라이트 및 잔류 γ의 생성량을 확보하기 위해서, 예를 들면, 85면적% 이하가 바람직하다.
(C2) 상기 경질층은, 금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 해당 금속 조직 전체에 대해서 폴리고날 페라이트를 10면적% 초과 70면적% 이하의 범위로 함유한다. 상기 폴리고날 페라이트는 상기 저온 변태 생성상에 비하여 연질이어서, 강판의 신도를 높여 가공성을 개선하는 데 작용한다. 이러한 작용을 발휘시키기 위해서는, 폴리고날 페라이트의 면적률은 금속 조직 전체에 대해서 10% 초과로 하고, 바람직하게는 15% 이상이다. 그러나, 폴리고날 페라이트의 생성량이 과잉이 되면, 굽힘성 및 구멍확장성이 열화된다. 따라서 폴리고날 페라이트의 면적률은, 금속 조직 전체에 대해서 바람직하게는 70% 이하, 보다 바람직하게는 65% 이하, 더 바람직하게는 60% 이하이다.
(C3) 상기 잔류 γ는, 강판이 응력을 받아 변형할 때에 마텐자이트로 변태되는 것에 의해 변형부의 경화를 촉진하여, 왜곡의 집중을 막는 효과가 있다. 그에 의해 균일 변형능이 향상되어 양호한 신도를 발휘한다. 이러한 효과는 일반적으로 TRIP 효과라고 불리고 있다.
이들 효과를 발휘시키기 위해서, 상기 잔류 γ는, 금속 조직을 포화 자화법으로 측정했을 때, 금속 조직 전체에 대해서 5체적% 이상 함유시킬 필요가 있다. 잔류 γ는, 바람직하게는 8체적% 이상, 보다 바람직하게는 10체적% 이상, 더 바람직하게는 12체적% 이상이다. 그러나 잔류 γ의 생성량이 지나치게 많아지면, 후술하는 MA 혼합상도 과잉으로 생성되고, MA 혼합상이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 국소 변형능(구멍확장성 및 굽힘성)을 저하시킨다. 따라서 잔류 γ의 상한은 30체적% 정도 이하, 바람직하게는 25체적% 이하이다.
잔류 γ는 금속 조직의 라스 사이에 주로 생성되고 있지만, 예를 들면, 블록이나 패킷 등의 라스상 조직의 집합체나, 구오스테나이트의 입계 상에, 후술하는 MA 혼합상의 일부로서 괴상으로 존재하는 경우도 있다.
(C4) 상기 경질층은, 상기 조직 외에, 본 발명의 작용을 해치지 않는 범위에서, 제조상 불가피적으로 혼입될 수 있는 기타의 조직, 예를 들면, 펄라이트, 담금질 마텐자이트 등을 포함하고 있어도 된다. 또한, 담금질 마텐자이트와 잔류 γ의 복합상인 MA 혼합상을 포함해도 된다. 상기 기타의 조직은 최대로도 15면적% 이하인 것이 바람직하고, 적을수록 좋다.
(C5) 이상과 같이, 상기 경질층의 형성에 의해, 신도, 굽힘성 및 구멍확장성이 향상된다. 즉, 베이나이트 등의 경질상을 소정량 생성시키는 것에 의해 굽힘성 및 구멍확장성을 향상시킬 수 있고, 폴리고날 페라이트 등의 연질상을 소정량 생성시키는 것에 의해 신도를 향상시킬 수 있다. 그래서 본 발명에서는, 소지 강판 내부의 조직을, 경질상인 베이나이트 등의 저온 변태 생성상을 20∼85면적%로 하고, 연질상인 폴리고날 페라이트가 차지하는 비율을 10면적% 초과 70면적% 이하로 억제한 경질층으로 했다.
(C6) 본 발명에서는, 상기 저온 변태 생성상을 구성하는 베이나이트를 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트로 구별하는 것이 바람직하다. 즉, 상기 저온 변태 생성상은 (C6-1) 고온역 생성 베이나이트를 주로 포함하거나, (C6-2) 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 복합 조직을 포함하거나, (C6-3) 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 주로 포함하는 것이 바람직하다.
상기 고온역 생성 베이나이트란, 나이탈 부식시킨 강판 단면을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상으로 되어 있는 조직이다. 상기 고온역 생성 베이나이트는, Ac1점 이상의 온도로 가열한 후의 냉각 과정에 있어서, 대략 400℃ 이상 540℃ 이하의 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다.
상기 저온역 생성 베이나이트란, 나이탈 부식시킨 강판 단면을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에, 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만으로 되어 있는 조직이다. 상기 저온역 생성 베이나이트는, 상기 Ac1점 이상으로 가열한 후의 냉각 과정에 있어서, 대략 200℃ 이상 400℃ 미만의 온도역에서 생성되는 베이나이트 조직이다.
상기 템퍼링 마텐자이트는 상기 저온역 생성 베이나이트와 마찬가지의 작용을 갖는 조직이다. 한편, 상기 저온역 생성 베이나이트와 상기 템퍼링 마텐자이트는 주사형 전자 현미경으로 관찰해도 구별할 수 없기 때문에, 본 발명에서는, 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 통합하여 「저온역 생성 베이나이트 등」이라고 부르기로 한다.
상기 고온역 생성 베이나이트는 강판의 기계적 특성 중, 특히 신도 향상에 기여하고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트는 강판의 기계적 특성 중, 특히 구멍확장성 향상에 기여한다.
그리고 이들 2종류의 베이나이트 조직 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하는 경우는, 양호한 구멍확장성을 확보한 뒤에, 신도를 높일 수 있어, 가공성 전반이 높아진다. 이는 강도 레벨이 상이한 베이나이트 조직 및 템퍼링 마텐자이트를 복합화하는 것에 의해 불균일 변형이 생기기 때문에, 가공 경화능이 상승하는 것에 기인한다고 생각된다. 즉, 고온역 생성 베이나이트는 저온역 생성 베이나이트 등보다도 연질이기 때문에, 강판의 신도 EL을 높여 가공성을 개선하는 데 기여한다. 한편, 저온역 생성 베이나이트 등은 탄화물 및 잔류 γ가 작아, 변형 시에 응력 집중이 경감되기 때문에, 강판의 구멍확장성이나 굽힘성을 높여 국소 변형능을 향상시켜 가공성을 개선하는 데 기여한다. 그리고, 이러한 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 혼재시키는 것에 의해, 가공 경화능이 향상되고, 신도가 향상되어 가공성이 개선된다.
여기에서, 상기 고온역 생성 베이나이트 및 상기 저온역 생성 베이나이트 등에 대하여 상세하게 설명한다.
상기 인접하는 잔류 γ끼리의 중심 위치간 거리, 인접하는 탄화물끼리의 중심 위치간 거리 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물의 중심 위치간 거리를 통합하여, 이하, 「잔류 γ 등의 평균 간격」이라고 하는 경우가 있다. 상기 중심 위치간 거리는, 가장 인접해 있는 잔류 γ끼리, 가장 인접해 있는 탄화물끼리, 가장 인접해 있는 잔류 γ와 탄화물에 대해 측정했을 때에, 각 잔류 γ 또는 각 탄화물에 대해 중심 위치를 구하여, 이 중심 위치끼리의 거리를 의미한다. 상기 중심 위치는, 잔류 γ 또는 탄화물에 대해 장경과 단경을 결정하여, 장경과 단경이 교차하는 위치로 한다.
단, 잔류 γ 또는 탄화물이 라스의 경계 상에 석출되는 경우는, 복수의 잔류 γ와 탄화물이 연결되어 그의 형태는 침상 또는 판상이 되기 때문에, 중심 위치간 거리는, 인접하는 잔류 γ끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 γ와 인접하는 탄화물의 거리가 아니라, 도 4에 나타내는 바와 같이, 잔류 γ 및 탄화물, 혹은 잔류 γ 또는 탄화물이 장경 방향으로 연결되어 형성하는 선과 선의 간격을 중심 위치간 거리(12)로 하면 된다. 선과 선의 간격은 라스간 거리라고 불리는 경우가 있다. 한편, 도 4에 있어서, 11은 잔류 오스테나이트 또는 탄화물을 나타낸다.
본 발명에 있어서, 베이나이트를 상기와 같이 생성 온도역의 상위 및 잔류 γ 등의 평균 간격의 상위에 따라 「고온역 생성 베이나이트」와 「저온역 생성 베이나이트 등」으로 구별한 이유는, 일반적인 학술적 조직 분류에서는 베이나이트를 명료하게 구별하기 어렵기 때문이다. 예를 들면, 라스상의 베이나이트와 베이니틱 페라이트는 변태 온도에 따라서 상부 베이나이트와 하부 베이나이트로 분류된다. 그러나 본 발명과 같이 Si를 1% 이상으로 많이 포함한 강종에서는, 베이나이트 변태에 수반하는 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 주사형 전자 현미경 관찰에서는, 마텐자이트 조직도 포함시켜 이들을 구별하는 것은 곤란하다. 그래서 본 발명에서는, 베이나이트를 학술적인 조직 정의에 의해 분류하는 것이 아니라, 상기와 같이 생성 온도역의 상위 및 잔류 γ 등의 평균 간격에 기초하여 구별한 바이다.
상기 평균 간격은 유지 온도에 크게 영향을 받지만, 베이나이트 조직의 라스 형상은 납작한 판상을 나타내고 있어, 관찰면에 따라서는 전술한 간격이 좁게 관찰되거나 넓게 관찰되거나 한다. 따라서, 고온역, 저온역에서 각각 생성되는 베이나이트의 면적률은, 그들의 관찰 방위에 따른 간격의 격차도 포함시켜 규정하고 있다.
상기 고온역 생성 베이나이트와 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태는 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 구오스테나이트립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양방이 생성되어 있어도 되고, 구오스테나이트립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있어도 된다.
고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 분포 상태를 모식적으로 도 5에 나타낸다. 도 5에 있어서, 21은 고온역 생성 베이나이트, 22는 저온역 생성 베이나이트 등, 23은 구오스테나이트립계(구γ립계), 24는 MA 혼합상을 각각 나타내고 있다. 도 5에서는, 고온역 생성 베이나이트에는 사선을 긋고, 저온역 생성 베이나이트 등에는 미세한 점들을 찍었다. 도 5의 a는 구오스테나이트립 내에 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 양방이 혼합되어 생성되어 있는 모습을 나타내고 있다. 도 5의 b는 구오스테나이트립마다 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등이 각각 생성되어 있는 모습을 나타내고 있다. 도 5 중에 나타낸 검은색 동그라미는 MA 혼합상을 나타내고 있다. MA 혼합상에 대해서는 후술한다.
본 발명에서는, 하기 (C6-1), (C6-2), (C6-3) 중 어느 것이어도 된다.
(C6-1) 상기 저온 변태 생성상은, 상기 고온역 생성 베이나이트를 포함하고, 해당 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트를 포함해도 되고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이다.
(C6-2) 상기 저온 변태 생성상은, 상기 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이며, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이다.
(C6-3) 상기 저온 변태 생성상은, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하는 경우는, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 상기 고온역 생성 베이나이트를 포함해도 되고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이다.
상기 (C6-1)의 경우는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 생성량을 10면적% 초과로 하는 것에 의해 강판의 신도가 향상되어, 가공성을 개선할 수 있다. 따라서 상기 고온역 생성 베이나이트는 15면적% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20면적% 이상, 더 바람직하게는 25면적% 이상이다. 그러나 상기 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 과잉이 되면 잔류 γ의 생성량을 확보하기 어려워진다. 따라서 상기 고온역 생성 베이나이트는 85면적% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 70면적% 이하, 더 바람직하게는 60면적% 이하이다.
상기 (C6-2)의 경우는, 상기 고온역 생성 베이나이트의 생성량 a를 10면적% 이상으로 하는 것에 의해 강판의 신도가 향상되고, 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량 b를 10면적% 이상으로 하는 것에 의해 강판의 구멍확장성이 향상되어, 가공성을 개선할 수 있다. 따라서 상기 고온역 생성 베이나이트는 10면적% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15면적% 이상, 더 바람직하게는 20면적% 이상, 특히 바람직하게는 25면적% 이상이다. 상기 저온역 생성 베이나이트 등은 10면적% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15면적% 이상, 더 바람직하게는 20면적% 이상, 특히 바람직하게는 25면적% 이상이다. 그러나 상기 고온역 생성 베이나이트의 생성량 a 및 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량 b가 과잉이 되면 잔류 γ의 생성량을 확보하기 어려워진다. 따라서 상기 고온역 생성 베이나이트는 75면적% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 70면적% 이하, 더 바람직하게는 65면적% 이하이다. 상기 저온역 생성 베이나이트 등은 75면적% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 70면적% 이하, 더 바람직하게는 65면적% 이하이다.
상기 생성량 a와 상기 생성량 b의 관계는, 각각의 범위가 상기 범위를 만족하고 있으면 특별히 한정되지 않고, a＞b, a＜b, a=b의 어느 태양도 포함된다.
상기 고온역 생성 베이나이트와 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 혼합 비율은 강판에 요구되는 특성에 따라서 정하면 된다. 구체적으로는, 강판의 가공성 중 구멍확장성을 한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하면 된다. 한편, 강판의 가공성 중 신도를 한층 향상시키기 위해서는, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 크게 하고, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 작게 하면 된다. 또한, 강판의 강도를 한층 높이기 위해서는, 저온역 생성 베이나이트 등의 비율을 가능한 한 크게 하고, 고온역 생성 베이나이트의 비율을 가능한 한 작게 하면 된다.
상기 (C6-3)의 경우는, 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 10면적% 초과로 하는 것에 의해 강판의 구멍확장성이 향상되어, 가공성을 개선할 수 있다. 따라서 상기 저온역 생성 베이나이트 등은 15면적% 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20면적% 이상, 더 바람직하게는 25면적% 이상이다. 그러나 상기 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 과잉이 되면 잔류 γ의 생성량을 확보하기 어려워진다. 따라서 상기 저온역 생성 베이나이트 등은 85면적% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 70면적% 이하, 더 바람직하게는 60면적% 이하이다.
상기 (C6-2) 및 상기 (C6-3)의 경우에 있어서, MA 혼합상을 포함할 때는, 원 상당 직경이 5μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율이 MA 혼합상의 전체 개수에 대해서 0% 이상 15% 미만인 것이 바람직하다.
상기 MA 혼합상이란, 담금질 마텐자이트와 잔류 γ의 복합상으로서 일반적으로 알려져 있고, 최종 냉각 전까지는 미변태 오스테나이트로서 존재하고 있던 조직의 일부가, 최종 냉각 시에 마텐자이트로 변태되고, 나머지는 오스테나이트 그대로잔존하는 것에 의해 생성되는 조직이다. MA 혼합상은, 특히 오스템퍼링 처리의 과정에서 탄소가 고농도로 농화되고, 게다가 일부가 마텐자이트 조직으로 되어 있기 때문에, 매우 단단한 조직이다. 그 때문에 베이나이트와 MA 혼합상의 경도차는 크고, 변형 시에 응력이 집중되어 보이드 발생의 기점이 되기 쉬우므로, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 구멍확장성이나 굽힘성이 저하되어 국소 변형능이 저하된다. 또한, MA 혼합상이 과잉으로 생성되면, 강도가 지나치게 높아지는 경향이 있다. MA 혼합상은, 잔류 γ량이 많아질수록, 또한 Si 함유량이 많아질수록 생성되기 쉬워지지만, 그 생성량은 가능한 한 적은 편이 바람직하다.
상기 MA 혼합상은, 원 상당 직경이 5μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율이 MA 혼합상의 전체 개수에 대해서 0% 이상 15% 미만인 것이 바람직하다. 원 상당 직경이 5μm를 초과하는 조대한 MA 혼합상은 국소 변형능에 악영향을 미친다.
한편, 상기 MA 혼합상은 그의 입경이 커질수록 보이드가 발생하기 쉬워지는 경향이 실험에 의해 확인되었기 때문에, MA 혼합상은 가능한 한 작은 것이 권장된다.
상기의 금속 조직은 다음의 수순으로 측정할 수 있다.
고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(저온역 생성 베이나이트+템퍼링 마텐자이트), 폴리고날 페라이트 및 펄라이트는, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4 위치를 나이탈 부식시키고, 주사형 전자 현미경으로 배율 3000배 정도로 관찰하면 식별할 수 있다.
고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등은 주로 회색으로 관찰되고, 결정립 중에 백색 또는 엷은 회색의 잔류 γ 등이 분산되어 있는 조직으로서 관찰된다. 따라서 주사형 전자 현미경 관찰에 의하면, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등에는, 잔류 γ나 탄화물도 포함되기 때문에, 잔류 γ 등도 포함시킨 면적률로서 산출된다.
폴리고날 페라이트는 결정립의 내부에 전술한 백색 또는 엷은 회색의 잔류 γ 등을 포함하지 않는 결정립으로서 관찰된다. 펄라이트는 탄화물과 페라이트가 층상으로 된 조직으로서 관찰된다.
강판의 단면을 나이탈 부식시키면, 탄화물과 잔류 γ는 모두 백색 또는 엷은 회색의 조직으로서 관찰되어, 양자를 구별하는 것은 곤란하다. 이들 중 예를 들면, 시멘타이트와 같은 탄화물은, 저온역에서 생성될수록 라스 사이보다도 라스 내에 석출되는 경향이 있기 때문에, 탄화물끼리의 간격이 넓은 경우는 고온역에서 생성되었다고 생각되고, 탄화물끼리의 간격이 좁은 경우는 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 잔류 γ는 통상 라스 사이에 생성되지만, 라스의 크기는 조직의 생성 온도가 낮아질수록 작아지기 때문에, 잔류 γ끼리의 간격이 넓은 경우는 고온역에서 생성되었다고 생각되고, 잔류 γ끼리의 간격이 좁은 경우는 저온역에서 생성되었다고 생각할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 나이탈 부식시킨 단면을 주사형 전자 현미경 관찰하고, 관찰 시야 내에 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ 등에 주목하여, 인접하는 잔류 γ 등간의 중심 위치간 거리를 측정했을 때에, 이 평균 간격이 1μm 이상인 조직을 고온역 생성 베이나이트, 평균 간격이 1μm 미만인 조직을 저온역 생성 베이나이트 등으로 한다.
잔류 γ는 주사형 전자 현미경 관찰에 의한 조직의 동정을 할 수 없기 때문에, 포화 자화법에 의해 체적률을 측정한다. 이 체적률의 값은 그대로 면적률이라고 바꿔 읽을 수 있다. 포화 자화법에 의한 상세한 측정 원리는 「R&D 고베제강기보, Vol. 52, No. 3, 2002년, p. 43∼46」을 참조하면 된다.
이와 같이 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정하고 있는 데 비하여, 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은 주사형 전자 현미경 관찰로 잔류 γ를 포함시켜 측정하고 있기 때문에, 이들의 합계는 100%를 초과하는 경우가 있다.
MA 혼합상은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면 중, 판 두께의 1/4 위치를 레페라 부식시키고, 배율 1000배 정도로 광학 현미경 관찰하면, 백색 조직으로서 관찰되기 때문에, 이 결과에 기초하여 상기 원 상당 직경이 5μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출하면 된다.
이상, 본 발명을 가장 특징짓는 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판측을 향한 층 구성에 대하여 설명했다.
다음으로, 본 발명에 이용되는 소지 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다.
상기 소지 강판은 C: 0.10∼0.5%, Si: 1.0∼3%, Mn: 1.5∼8%, Al: 0.005∼3%, P: 0% 초과 0.1% 이하, S: 0% 초과 0.05% 이하, 및 N: 0% 초과 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어진다.
C는 강판의 강도를 높임과 더불어, 잔류 γ를 생성시키기 위해서 필요한 원소이다. 본 발명에서는, C량은 0.10% 이상, 바람직하게는 0.13% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 그러나, C를 과잉으로 함유하면 용접성이 저하된다. 따라서 C량은 0.5% 이하, 바람직하게는 0.4% 이하, 보다 바람직하게는 0.3% 이하로 한다.
Si는 고용 강화 원소로서 강판의 고강도화에 기여하는 것 외에, 100∼540℃의 온도 범위에서의 유지 중에(오스템퍼링 처리 중에) 탄화물이 석출되는 것을 억제하고, 잔류 γ를 효과적으로 생성시키는 데 대단히 중요한 원소이다. 본 발명에서는, Si량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.1% 이상, 보다 바람직하게는 1.2% 이상이다. 그러나 Si를 과잉으로 함유하면, 소둔에서의 가열, 균열 시에 γ상으로의 역변태가 일어나지 않고, 폴리고날 페라이트가 다량으로 잔존하여, 강도 부족이 된다. 또한, 열간 압연 시에 강판 표면에 Si 스케일을 발생시켜 강판의 표면 성상을 악화시킨다. 따라서 Si량은 3% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.
Mn은 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 얻기 위해서 필요한 원소이다. 또한 Mn은 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데도 유효하게 작용하는 원소이다. 본 발명에서는, Mn량은 1.5% 이상, 바람직하게는 1.8% 이상, 보다 바람직하게는 2.0% 이상으로 한다. 그러나 Mn을 과잉으로 함유하면, 베이나이트 중, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저하게 억제된다. 또한, Mn의 과잉 첨가는 용접성의 열화나 편석에 의한 가공성의 열화를 초래한다. 따라서 Mn량은 8% 이하, 바람직하게는 7% 이하, 보다 바람직하게는 6% 이하, 더 바람직하게는 5.0% 이하, 특히 바람직하게는 3% 이하로 한다.
Al은 Si와 마찬가지로, 오스템퍼링 처리 중에 탄화물이 석출되는 것을 억제하고, 잔류 γ를 생성시키는 데 기여하는 원소이다. 또한 Al은 제강 공정에서 탈산제로서 작용하는 원소이다. 본 발명에서는, Al량은 0.005% 이상, 바람직하게는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.03% 이상으로 한다. 그러나 Al을 과잉으로 함유하면, 강판 중의 개재물이 지나치게 많아져 연성이 열화된다. 따라서 Al량은 3% 이하, 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 바람직하게는 1% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하, 특히 바람직하게는 0.2% 이하로 한다.
P는 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이고, P량이 과잉이 되면 강판의 용접성이 열화된다. 따라서 P량은 0.1% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. P량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.
S는 상기 P와 마찬가지로, 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이고, S량이 과잉이 되면 강판의 용접성이 열화된다. 또한, S는 강판 중에 황화물계 개재물을 형성하고, 이것이 증대되면 가공성이 저하된다. 본 발명에서는, S량은 0.05% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. S량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.
N은 상기 P와 마찬가지로, 강에 불가피적으로 포함되는 불순물 원소이고, N을 과잉으로 함유하면, 질화물이 다량으로 석출되어 신도, 구멍확장성 및 굽힘성의 열화를 야기한다. 본 발명에서는, N량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. N량은 가능한 한 적은 편이 좋지만, 0%로 하는 것은 공업적으로 곤란하다.
본 발명에 따른 고강도 강판은 상기 성분 조성을 만족하는 것이고, 잔부 성분은 철 및 상기 P, S, N 이외의 불가피 불순물이다.
상기 불가피 불순물로서는, 예를 들면, O(산소)나, 예를 들면, Pb, Bi, Sb, Sn 등의 트램프 원소 등이 포함된다.
상기 불가피 불순물 중, O는, 예를 들면, 0% 초과 0.01% 이하인 것이 바람직하다. O는 과잉으로 함유하면 신도, 구멍확장성 및 굽힘성의 저하를 초래하는 원소이다. 따라서 O량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다.
본 발명의 강판은, 다른 원소로서,
(a) Cr: 0% 초과 1% 이하, Mo: 0% 초과 1% 이하, 및 B: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
(b) Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하, 및 V: 0% 초과 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
(c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
(d) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
등을 추가로 함유해도 된다.
(a) Cr, Mo 및 B는 상기 Mn과 마찬가지로, 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트를 얻기 위해서 유효하게 작용하는 원소이며, 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 이용해도 된다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr과 Mo는 각각 단독으로 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이상이다. B는 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나 상기 원소를 과잉으로 함유하면, 베이나이트 중, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 현저하게 억제된다. 또한, 과잉된 첨가는 고비용이 된다. 특히, B를 과잉으로 함유하면, 강판 중에 붕화물을 생성하여 연성을 열화시킨다. 따라서 Cr과 Mo는 각각 1% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. Cr과 Mo를 병용하는 경우는, 합계량을 1.5% 이하로 하는 것이 권장된다. B량은 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.004% 이하이다.
(b) Ti, Nb 및 V는 강판 중에 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하여, 강판을 강화하는 데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti, Nb 및 V는 각각 단독으로 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이다. 그러나 과잉으로 함유하면, 입계에 탄화물이 석출되어, 강판의 구멍확장성이나 굽힘성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, Ti, Nb 및 V는 각각 단독으로 0.2% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.18% 이하, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다. Ti, Nb 및 V는 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상의 원소를 함유시켜도 된다.
(c) Cu와 Ni는 γ를 안정화시켜 잔류 γ를 생성시키는 데 유효하게 작용하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 사용하거나 또는 병용할 수 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu와 Ni는 각각 단독으로 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 그러나 Cu와 Ni를 과잉으로 함유하면, 열간 가공성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, Cu와 Ni는 각각 단독으로 1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8% 이하, 더 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Cu를 1%를 초과하여 함유시키면 열간 가공성이 열화되지만, Ni를 첨가하면 열간 가공성의 열화는 억제되기 때문에, Cu와 Ni를 병용하는 경우는, 고비용이 되지만 1%를 초과하여 Cu를 첨가해도 된다.
(d) Ca, Mg 및 희토류 원소(REM)는 강판 중의 개재물을 미세 분산시키는 데 작용하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각각 단독으로 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001% 이상이다. 그러나 과잉으로 함유하면, 주조성이나 열간 가공성 등을 열화시켜, 제조하기 어려워진다. 또한, 과잉 첨가는 강판의 연성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서 본 발명에서는, Ca, Mg 및 희토류 원소는 각각 단독으로 0.01% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다. Ca, Mg 및 희토류 원소는 각각 단독으로 함유시켜도 되고, 임의로 선택되는 2종 이상의 원소를 함유시켜도 된다.
상기 희토류 원소란, La부터 Lu까지의 15원소인 란타노이드 원소, 및 Sc(스칸듐)와 Y(이트륨)를 포함하는 의미이고, 이들 원소 중에서도, La, Ce 및 Y로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La 및 Ce로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유시키는 것이 좋다.
이상, 본 발명에 이용되는 소지 강판의 성분 조성에 대하여 설명했다.
다음으로, 본 발명에 따른 도금 강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 제조 방법은 열연 권취 후에 보온하지 않고서 즉시 산세하는 제 1 제조 방법과, 열연 권취 후에 보온하고 나서 산세하는 제 2 제조 방법을 포함한다. 보온의 유무에 따라, 보온을 행하지 않는 제 1 제조 방법과 보온을 행하는 제 2 제조 방법은 열연 권취 온도의 하한이 상위하지만, 그 이외의 공정은 동일하다. 이하, 상술한다.
[제 1 제조 방법(보온 없음)]
본 발명에 따른 제 1 제조 방법은 열간 압연 공정, 산세, 냉간 압연 공정, 연속 용융 Zn 도금 라인[CGL(Continuous Galvanizing Line)]에서의 산화 공정, 환원 공정, 냉각 공정 및 도금 공정으로 대별된다. 그리고 본 발명의 특징 부분은,
상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 것에 의해 내부 산화층을 형성한 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
(II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
을 이 순서로 포함하는 데에 있다. 이하, 공정 순으로 설명한다.
우선, 상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 열연 강판을 준비한다.
열간 압연은 통상적 방법에 따라 행하면 되고, 예를 들면, 오스테나이트립의 조대화를 방지하기 위해서, 가열 온도는 1150∼1300℃ 정도로 하는 것이 바람직하다.
또한, 마무리 압연 온도는 대략 850∼950℃로 제어하는 것이 바람직하다.
그리고 본 발명에서는, 열간 압연 후의 권취 온도를 600℃ 이상으로 제어하는 것이 중요하다. 이에 의해, 소지 강판 표면에 내부 산화층을 형성시키고, 또한 탈탄에 의해 연질층도 형성하므로, 도금 후의 강판에 원하는 내부 산화층과 연질층을 얻을 수 있게 된다. 권취 온도가 600℃ 미만인 경우는, 내부 산화층 및 연질층이 충분히 생성되지 않는다. 또한, 열연 강판의 강도가 높아져, 냉연성이 저하된다. 권취 온도는, 바람직하게는 620℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 640℃ 이상이다. 단, 권취 온도가 지나치게 높아지면, 흑피 스케일이 지나치게 성장하여, 후속 공정의 산세로 용해될 수 없기 때문에, 그의 상한은 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을, 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연을 행한다. 이에 의해, 내부 산화층뿐만 아니라 연질층도 남기 때문에, 도금 후에 원하는 연질층도 생성시키기 쉬워진다. 산세 조건의 제어에 의해 내부 산화층의 두께를 제어하는 것은 공지이며, 구체적으로는, 원하는 내부 산화층의 두께를 확보할 수 있도록, 이용하는 산세액의 종류나 농도 등에 따라서 산세의 온도나 시간 등을 적절히 제어하면 된다.
상기 산세액으로서는, 예를 들면, 염산, 황산, 질산 등의 광산을 이용할 수 있다.
또한, 일반적으로 산세액의 농도나 온도가 높고, 산세 시간이 길면, 내부 산화층이 용해되어 얇아지는 경향이 있다. 반대로, 산세액의 농도나 온도가 낮고, 산세 시간이 짧으면, 산세에 의한 흑피 스케일층의 제거가 불충분해진다. 따라서, 예를 들면 염산을 이용하는 경우, 농도를 약 3∼20%, 온도를 60∼90℃, 시간을 약 35∼200초로 제어하는 것이 권장된다.
한편, 산세 시에 이용하는 산세조의 수는 특별히 한정되지 않고, 복수의 산세조를 사용해도 된다. 또한, 산세액에는, 예를 들면 아민 등의 산세 억제제, 즉 인히비터나, 산세 촉진제 등을 첨가해도 된다.
산세 후에는, 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 냉간 압연을 행한다. 냉연 조건은, 냉연율 약 20∼70%의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
다음으로, 산화 및 환원을 행한다. 상세하게는, 우선, 산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화한다. 공기비란, 공급되는 연소 가스를 완전 연소시키기 위해서 이론상 필요해지는 공기량에 대해서, 실제로 공급되는 공기량의 비를 의미한다. 후술하는 실시예에서는, CO 가스를 사용하고 있다. 공기비가 1보다 높으면 산소가 과잉 상태가 되고, 공기비가 1보다 낮으면 산소가 부족 상태가 된다.
공기비가 상기 범위가 되는 분위기에서 산화하는 것에 의해, 탈탄이 촉진되기 때문에, 원하는 연질층이 형성되어, 굽힘성이 개선된다. 또한, 표면에 Fe 산화막을 생성시킬 수 있어, 도금성에 유해한 상기 복합 산화막 등의 생성을 억제할 수 있다.
공기비가 0.9 미만이면, 탈탄이 불충분해져, 충분한 연질층이 형성되지 않기 때문에, 굽힘성이 열화된다. 또한, 상기 Fe 산화막의 생성이 불충분해져, 상기 복합 산화막 등의 생성을 억제할 수 없어 도금성이 열화된다. 상기 공기비는 0.9 이상으로 제어할 필요가 있고, 1.0 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 공기비가 1.4 초과로 높아지면, Fe 산화막이 과잉으로 생성되어, 다음의 환원로에서 충분히 환원될 수 없어, 도금성이 저해된다. 상기 공기비는 1.4 이하로 제어할 필요가 있고, 1.2 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 산화대에서는, 특히 공기비를 제어하는 것이 중요하고, 그 이외의 조건은, 통상 이용되는 조건을 채용할 수 있다. 예를 들면, 산화 온도의 바람직한 하한은 500℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 750℃ 이상이다. 또한, 산화 온도의 바람직한 상한은 900℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 850℃ 이하이다.
이어서, 환원대에서, Fe 산화막을 수소 분위기에서 환원한다.
본 발명에서는, 원하는 경질층을 얻기 위해,
상기 (I)에 기재된 바와 같이, 오스테나이트 단상역인 Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 가열하거나,
상기 (II)에 기재된 바와 같이, 2상역인 Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 가열할 필요가 있어, 이 온도 범위에서 균열 처리한다.
상기 (I)의 경우
균열 온도가 Ac3점 또는 750℃ 중 낮은 쪽의 온도를 하회하면, 폴리고날 페라이트가 과잉이 된다. 균열 온도는, 바람직하게는 Ac3점+15℃ 이상이다. 균열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 1000℃ 이하가 바람직하다.
한편, 본 발명에 있어서 Ac3점은 하기 식(i)에 기초하여 산출된다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 함유하지 않는 원소의 항에는 0(제로)을 대입하여 계산한다. 이 식은 「레슬리 철강 재료학」(마루젠주식회사 발행, William C. Leslie 저, p273)에 기재되어 있다.
Ac3(℃)=910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-{30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[Al]-120×[As]-400×[Ti]} ···(i)
상기 환원로에서는, 특히 균열 온도를 제어하는 것이 중요하고, 그 이외의 조건은, 통상 이용되는 조건을 채용할 수 있다.
환원대의 분위기는, 예를 들면, 수소와 질소를 포함하고, 수소 농도는 약 5∼25체적%의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 노점은, 예를 들면,-30∼-60℃로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 균열 처리 시의 유지 시간은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면 10∼100초 정도, 특히 10∼80초 정도로 제어하는 것이 바람직하다.
균열 후에는, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
균열 후, 600℃까지의 온도 범위에 있어서의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 연질인 폴리고날 페라이트를 소정량 생성시킬 수 있다. 상기 600℃까지의 평균 냉각 속도는 0℃/초 초과로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 2℃/초 이상이다. 상기 600℃까지의 평균 냉각 속도의 상한은, 폴리고날 페라이트의 생성량을 확보하기 위해, 20℃/초 이하로 할 필요가 있다. 상기 600℃까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/초 이하, 보다 바람직하게는 10℃/초 이하이다.
또한, 600℃로부터 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 폴리고날 페라이트의 과잉된 생성을 억제할 수 있고, 저온 변태 생성상의 생성량을 확보할 수 있다. 상기 600℃로부터의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 600℃로부터의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 대략 100℃/초 이하가 바람직하다. 상기 600℃로부터의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/초 이하, 더 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
상기 균열 후, 600℃까지 냉각할 때의 속도를 평균 서냉 속도, 600℃로부터 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지 냉각할 때의 속도를 평균 급냉 속도로 했을 때, 평균 급냉 속도를 평균 서냉 속도보다도 크게 할 필요가 있어, 폴리고날 페라이트의 생성을 촉진할 수 있다.
상기 (II)의 경우
균열 온도가 Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 낮은 쪽의 온도를 하회하면, 폴리고날 페라이트가 과잉이 된다. 균열 온도는, 바람직하게는 Ac1점+25℃ 이상이다. 균열 온도의 상한은, 2상역에서 균열하기 위해서, Ac3점 미만으로 한다. 균열 온도의 바람직한 상한은 Ac3점-10℃ 이하이다.
한편, 본 발명에 있어서 Ac1점은 하기 식(ii)에 기초하여 산출된다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 함유하지 않는 원소의 항에는 0(제로)을 대입하여 계산한다. 이 식은 「레슬리 철강 재료학」(마루젠주식회사 발행, William C. Leslie 저, p273)에 기재되어 있다.
Ac1(℃)=723+29.1×[Si]-10.7×[Mn]+16.9×[Cr]-16.9×[Ni]+290×[As]+6.38×[W] ···(ii)
균열 후에는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
상기 균열 후의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 폴리고날 페라이트의 과잉된 생성을 억제할 수 있고, 저온 변태 생성상의 생성량을 확보할 수 있다. 상기 균열 후의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 제어할 필요가 있고, 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 균열 후의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 대략 100℃/초 이하가 바람직하다. 상기 균열 후의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/초 이하, 더 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
상기 (I), (II)에 있어서, 상기 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각한 후에는, 해당 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다. 이 온도역에서 50초 이상 유지하는 것에 의해, 상기 저온 변태 생성상을 생성시킬 수 있다. 상기 온도역에서의 유지 시간은, 바람직하게는 60초 이상, 보다 바람직하게는 70초 이상이다. 상기 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1400초 이하, 더 바람직하게는 1300초 이하이다.
상기 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각하고, 이 100∼540℃의 온도역에서 유지할 때의 구체적인 조건은 특별히 한정되지 않으며, 정지 온도 Z에서 항온 유지해도 되고, 이 온도역의 범위 내에 있어서, 유지 온도가 상이한 2단계 이상이 되도록 항온 유지를 행해도 된다. 또한, 정지 온도 Z까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, 이 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각해도 되고, 이 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 가열해도 된다. 또한, 이 온도역의 범위 내에서, 냉각과 가열을 적절히 반복해도 된다. 또한, 냉각 속도가 상이한 2단 이상의 다단 냉각을 행해도 되고, 승온 속도가 상이한 2단 이상의 다단 가열을 행해도 된다.
상기 (C6-1)과 같이, 상기 저온 변태 생성상이, 상기 고온역 생성 베이나이트를 포함하고, 해당 고온역 생성 베이나이트가 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트를 포함해도 되고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 소지 강판을 제조하기 위해서는,
상기 (I)에 있어서의 상기 균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a1)을 만족하거나,
상기 (II)에 있어서의 상기 균열 후, 하기 (a1)을 만족하는 것이 바람직하다.
(a1) 420℃ 이상 500℃ 이하를 만족시키는 임의의 정지 온도 Za1까지 냉각함과 더불어, 500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 420∼500℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
상기 냉각 정지 온도 Za1을 420℃ 이상 500℃ 이하로 하고, 이 온도역에서 50초 이상 유지하는 것에 의해, 저온 변태 생성상 중에서도, 고온역 생성 베이나이트를 주로 생성시킬 수 있다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 하한은, 보다 바람직하게는 430℃ 이상이다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 상한은, 보다 바람직하게는 480℃ 이하이고, 더 바람직하게는 460℃ 이하이다.
상기 온도역에서의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 70초 이상, 더 바람직하게는 100초 이상, 특히 바람직하게는 200초 이상이다. 상기 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1400초 이하, 더 바람직하게는 1300초 이하이다.
또한, 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트의 생성을 촉진할 수 있다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 대략 100℃/초 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/초 이하이고, 더 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
상기 (C6-2)와 같이, 상기 저온 변태 생성상이, 상기 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이며, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%인 소지 강판을 제조하기 위해서는,
상기 (I)에 있어서의 상기 균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하거나,
상기 (II)에 있어서의 상기 균열 후, 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 것이 바람직하다.
(a2) 380℃ 이상 420℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za2까지 냉각함과 더불어, 500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 380℃ 이상 420℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
상기 냉각 정지 온도 Za2를 380℃ 이상 420℃ 미만으로 하고, 이 온도역에서 50초 이상 유지하는 것에 의해, 저온 변태 생성상으로서 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 400℃ 전후의 온도에서 유지하는 것에 의해, 전술한 잔류 γ끼리, 탄화물끼리 또는 잔류 γ와 탄화물의 간격이 대략 1μm 전후가 되도록 분산된다. 잔류 γ나 탄화물은, 구상이 아니라, 베개와 같은 괴가 되어 석출되어 있다. 그 때문에, 관찰 단면에서는, 잔류 γ와 탄화물의 방향이 일정하게 되어 있지 않기 때문에, 잔류 γ끼리, 탄화물끼리 또는 잔류 γ와 탄화물의 간격을 측정하면, 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트와 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트가 혼재한 상태가 된다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 하한은, 보다 바람직하게는 390℃ 이상이다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 상한은, 보다 바람직하게는 410℃ 이하이다.
상기 온도역에서의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 70초 이상, 더 바람직하게는 100초 이상, 특히 바람직하게는 200초 이상이다. 상기 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1400초 이하, 더 바람직하게는 1300초 이하이다.
(b) 하기 식(1)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zb까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Zb 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 하기 식(1)을 만족시키는 온도역 T1에서 10∼100초간 유지하고, 이어서, 하기 식(2)를 만족시키는 온도역 T2로 냉각하고, 이 온도역 T2에서 50초 이상 유지한다.
400≤T1(℃)≤540 ···(1)
200≤T2(℃)＜400 ···(2)
상기 식(1)을 만족시키는 임의의 온도 Zb까지 냉각한 후에는, 상기 T1 온도역에서 10∼100초간 유지한 후, 상기 식(2)를 만족시키는 T2 온도역에서 50초 이상 유지해도 된다. T1 온도역과 T2 온도역에 유지하는 시간을 각각 적절히 제어하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등을 소정량씩 생성시킬 수 있다. 구체적으로는, T1 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트의 생성량을 제어할 수 있고, T2 온도역에서 소정 시간 유지하는 오스템퍼링 처리에 의해, 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트 또는 마텐자이트로 변태시킴과 더불어, 탄소를 오스테나이트에 농화시켜 잔류 γ를 생성시켜, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 생성시킬 수 있다.
또한, T1 온도역에 있어서의 유지와 T2 온도역에 있어서의 유지를 조합하는 것에 의해, MA 혼합상의 생성을 억제할 수 있는 효과도 발휘된다. 이 메커니즘은 다음과 같이 생각된다. 일반적으로, Si나 Al을 첨가하면, 탄화물의 석출이 억제되기 때문에, 강 중에는 프리 탄소가 존재하게 되고, 오스템퍼링 처리에서는 베이나이트 변태와 함께 탄소가 미변태 오스테나이트에 농화되는 현상이 확인된다. 탄소가 미변태 오스테나이트에 농화되는 것에 의해, 잔류 γ를 많이 생성시킬 수 있다.
여기에서 탄소가 미변태 오스테나이트에 농화되는 현상에 대하여 설명한다. 탄소의 농화량은, 폴리고날 페라이트와 오스테나이트의 자유 에너지가 동등해지는 To선으로 나타나는 농도까지 제한되기 때문에, 베이나이트 변태도 정지한다는 것이 알려져 있다. 엄밀하게는, To선으로부터 조금 어긋난 농도에서 베이나이트 변태는 정지한다. 이 To선은 온도가 높을수록 저탄소 농도측이 되기 때문에, 오스템퍼링 처리를 비교적 고온에서 행하면, 처리 시간을 길게 하더라도 베이나이트 변태가 어느 정도의 시점에서 정지해 버린다. 이때 미변태 오스테나이트의 안정성은 낮기 때문에, 조대한 MA 혼합상이 생성된다.
그래서 본 발명에서는, 상기 T1 온도역에서 유지한 후, 상기 T2 온도역에서 유지하는 것에 의해 미변태 오스테나이트에 대한 C 농도의 허용량을 많게 할 수 있기 때문에, 고온역보다도 저온역쪽이, 베이나이트 변태가 진행되어, MA 혼합상이 작아진다. 또한, 상기 T1 온도역에서 유지하는 경우에 비하여, 상기 T2 온도역에서 유지하는 경우는, 라스상 조직의 사이즈가 작아지기 때문에, MA 혼합상이 존재했다고 하더라도 MA 혼합상 자체도 세분화되어, MA 혼합상을 작게 할 수 있다. 더욱이, T1 온도역에서 소정 시간 유지한 후, T2 온도역에서 유지하고 있기 때문에, T2 온도역에서의 유지를 개시한 시점에서 이미 고온역 생성 베이나이트가 생성되어 있다. 따라서 T2 온도역에서는, 고온역 생성 베이나이트가 계기가 되어 저온역 생성 베이나이트의 변태가 촉진되기 때문에, 오스템퍼링 처리의 시간을 단축할 수 있다는 효과도 발휘된다.
본 발명에 있어서, 상기 식(1)로 규정하는 T1 온도역은, 구체적으로는, 400℃ 이상 540℃ 이하로 한다. 이 T1 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 540℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 고온역 생성 베이나이트의 생성이 억제되고, 그 반면, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되며, 또한 의사 펄라이트가 생성되기 때문에, 원하는 특성이 얻어지지 않는다. 따라서 T1 온도역의 상한은, 바람직하게는 540℃ 이하, 보다 바람직하게는 520℃ 이하, 더 바람직하게는 500℃ 이하이다. 한편, 유지 온도가 400℃를 하회하면, 고온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 신도가 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서 T1 온도역의 하한은, 바람직하게는 400℃ 이상, 보다 바람직하게는 420℃ 이상이다.
상기 T1 온도역에서 유지하는 시간은, 바람직하게는 10∼100초로 한다. 유지 시간이 100초를 초과하면, 고온역 생성 베이나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 후술하는 바와 같이, 상기 T2 온도역에서 소정 시간 유지하더라도 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 확보할 수 없다. 따라서 강도와 가공성을 양립시킬 수 없다. 또한, T1 온도역에서 장시간 유지하면, 탄소가 오스테나이트 중에 지나치게 농화되기 때문에, T2 온도역에서 오스템퍼링 처리하더라도 조대한 MA 혼합상이 생성되어, 가공성이 열화된다. 따라서 유지 시간은 100초 이하로 하고, 바람직하게는 90초 이하, 보다 바람직하게는 80초 이하이다. 그러나 T1 온도역에서의 유지 시간이 지나치게 짧으면 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 적어지기 때문에, 신도가 저하되어, 가공성을 개선할 수 없다. 따라서 T1 온도역에서의 유지 시간은 10초 이상으로 하고, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 20초 이상, 더 바람직하게는 30초 이상이다.
본 발명에 있어서, T1 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가 T1 온도역의 상한 온도에 도달한 시점으로부터 T1 온도역의 하한 온도에 도달할 때까지의 시간을 의미한다.
상기 식(1)을 만족시키는 T1 온도역에서 유지하기 위해서는, 예를 들면, 도 6의 (i)∼(iii)에 나타내는 히트 패턴을 채용하면 된다.
도 6의 (i)은, 균열 후, 상기 식(1)을 만족시키는 임의의 온도 Zb까지 급냉한 후, 이 온도 Zb에서 소정 시간 항온 유지하는 예이고, 항온 유지 후, 상기 식(2)를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하고 있다. 도 6(i)에는, 1단계의 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 유지 온도가 상이한 2단계 이상의 항온 유지를 행해도 된다.
도 6의 (ii)는, 균열 후, 상기 식(1)을 만족시키는 임의의 온도 Zb까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 후, 재차 냉각 속도를 변경하여 상기 식(2)를 만족하는 임의의 온도까지 냉각하는 예이다. 도 6(ii)에는, T1 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 경우를 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, T1 온도역의 범위 내이면, 소정 시간에 걸쳐 가열하는 공정을 포함하고 있어도 되고, 냉각과 가열을 적절히 반복해도 된다. 또한, 도 6(ii)에 나타내는 바와 같이 1단 냉각이 아니라, 냉각 속도가 상이한 2단 이상의 다단 냉각을 행해도 된다. 또한, 1단 가열이나 2단 이상의 다단 가열을 행해도 된다(도시하지 않음).
도 6의 (iii)은, 균열 후, 상기 식(1)을 만족시키는 임의의 온도 Zb까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, 상기 식(2)를 만족하는 임의의 온도까지를, 동일한 냉각 속도로 서냉하는 예이다. 이와 같이 서냉하는 경우여도, T1 온도역 내에서의 체류 시간이 10∼100초이면 된다.
본 발명은 도 6의 (i)∼(iii)에 나타낸 히트 패턴으로 한정하는 취지는 아니고, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 히트 패턴을 적절히 채용할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 식(2)로 규정하는 T2 온도역은, 구체적으로는, 바람직하게는 200℃ 이상 400℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 상기 T1 온도역에서 변태되지 않았던 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트 또는 마텐자이트로 변태시킬 수 있다. 또한, 충분한 유지 시간을 확보하는 것에 의해 베이나이트 변태가 진행되어, 최종적으로 잔류 γ가 생성되고, MA 혼합상도 세분화된다. 이 마텐자이트는, 변태 직후에는 담금질 마텐자이트로서 존재하지만, T2 온도역에서 유지하고 있는 동안에 템퍼링되어, 템퍼링 마텐자이트로서 잔류한다. 이 템퍼링 마텐자이트는, 마텐자이트 변태가 일어나는 온도역에서 생성되는 저온역 생성 베이나이트와 동등한 특성을 나타낸다. 그러나 400℃ 이상에서 유지하면, 조대한 MA 혼합상이 생성되기 때문에, 신도나 국소 변형능이 저하되어 가공성을 개선할 수 없다. 따라서 T2 온도역은, 바람직하게는 400℃ 미만, 보다 바람직하게는 390℃ 이하, 더 바람직하게는 380℃ 이하이다. 한편, 200℃를 하회하는 온도에서 유지해도 저온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 오스테나이트 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없고, 더욱이 담금질 마텐자이트가 많이 생성되므로, 강도가 높아져, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, 오스테나이트 중의 탄소 농도가 낮아져, 잔류 γ량을 확보할 수 없기 때문에, 신도를 높일 수 없다. 따라서 T2 온도역의 하한은, 바람직하게는 200℃ 이상, 보다 바람직하게는 250℃ 이상, 더 바람직하게는 280℃ 이상이다.
상기 식(2)를 만족시키는 T2 온도역에서 유지하는 시간은, 바람직하게는 50초 이상으로 한다. 유지 시간이 50초를 하회하면, 저온역 생성 베이나이트 등의 생성량이 적어지고, 오스테나이트 중의 탄소 농도가 낮아져 잔류 γ량을 확보할 수 없으며, 더욱이 담금질 마텐자이트가 많이 생성되므로, 강도가 높아져, 신도 및 국소 변형능이 나빠진다. 또한, 탄소의 농화가 촉진되지 않기 때문에, 잔류 γ량이 적어져, 신도를 개선할 수 없다. 또한, 상기 T1 온도역에서 생성된 MA 혼합상을 미세화할 수 없기 때문에, 국소 변형능을 개선할 수 없다. 따라서 유지 시간은, 바람직하게는 50초 이상, 보다 바람직하게는 70초 이상, 더 바람직하게는 100초 이상, 특히 바람직하게는 200초 이상으로 한다. 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지하면 생산성이 저하되는 것 외에, 농화된 탄소가 탄화물로서 석출되어 잔류 γ를 생성시킬 수 없어, 신도의 저하를 초래하여, 가공성이 열화된다. 따라서 유지 시간의 상한은, 예를 들면 1800초 이하로 하면 된다.
본 발명에 있어서, T2 온도역에서의 유지 시간이란, 강판의 표면 온도가 T2 온도역의 상한 온도에 도달한 시점으로부터 T2 온도역의 하한 온도에 도달할 때까지의 시간을 의미한다.
상기 T2 온도역에서 유지하는 방법은, T2 온도역에서의 체류 시간이 50초 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 도 6에 나타낸 T1 온도역 내에 있어서의 히트 패턴과 같이, 항온 유지해도 되고, T2 온도역 내에서 냉각 또는 가열해도 된다. 또한, 상이한 유지 온도에서 다단계 유지를 행해도 된다.
(c1) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc1 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어, 500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고, 이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고, 이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
100≤T3(℃)＜400 ···(3)
400≤T4(℃)≤500 ···(4)
한편, 상기 Ms점은 하기 식(iii)에 기초하여 산출된다. 식 중 [ ]는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다. 함유하지 않는 원소의 항에는 0(제로)을 대입하여 계산한다. 이 식은 「레슬리 철강 재료학」(마루젠주식회사 발행, William C. Leslie 저, p231)에 기재된 식을 기초로, 폴리고날 페라이트 분율을 고려한 식이다. 하기 식(iii)에 있어서, Vf는 폴리고날 페라이트 분율(면적%)을 나타내지만, 폴리고날 페라이트 분율을 제조 중에 직접 측정하는 것은 곤란하기 때문에, 별도로, 가열, 균열부터 냉각까지의 소둔 패턴을 재현한 샘플을 제작하고, 해당 샘플 중의 페라이트 분율을 측정하여, 이 페라이트 분율을 하기 Vf에 대입하면 된다.
Ms(℃)=561-474×[C]/(1-Vf/100)-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] ···(iii)
상기 균열한 후에는, 도 7에 나타내는 바와 같이, 상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1 또는 Ms점까지 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 급냉하는 것이 바람직하다. 균열 후, 상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1 또는 Ms점까지의 범위를 급냉하는 것에 의해, 오스테나이트가 폴리고날 페라이트로 변태되는 것을 억제하고, 저온역 생성 베이나이트나 마텐자이트를 소정량 생성시킬 수 있다. 이 구간의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 15℃/초 이상이다. 상기 구간의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 100℃/초 정도이면 된다.
상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1 또는 Ms점까지 냉각한 후에는, 도 7에 나타내는 바와 같이, 상기 식(3)을 만족시키는 T3 온도역에서 5∼180초간 유지한 후, 상기 식(4)를 만족시키는 T4 온도역으로 가열하고, 이 T4 온도역에서 30초 이상 유지한다.
본 발명에 있어서, T3 온도역에서의 유지 시간이란, 균열 후, 강판의 표면 온도가 400℃를 하회한 시점으로부터, T3 온도역에서 유지한 후에 가열을 개시하여 강판의 표면 온도가 400℃에 도달할 때까지의 시간을 의미한다. 따라서, 본 발명에서는, 후술하는 바와 같이, T4 온도역에서 유지한 후, 실온까지 냉각하고 있기 때문에, 강판은 T3 온도역을 재차 통과하게 되지만, 본 발명에서는, 이 냉각 시에 통과하는 시간은 T3 온도역에 있어서의 체재 시간에 포함시키고 있지 않다. 이 냉각 시에는, 변태는 거의 완료되어 있으므로, 저온역 생성 베이나이트는 생성되지 않기 때문이다.
또한, T4 온도역에서의 유지 시간이란, T3 온도역에서 유지한 후에 가열하여 강판의 표면 온도가 400℃가 되는 시점으로부터, T4 온도역에서 유지한 후에 냉각을 개시하여 강판의 표면 온도가 400℃에 도달할 때까지의 시간을 의미한다. 따라서, 본 발명에서는, 전술한 바와 같이, 균열 후, T3 온도역으로 냉각하는 도중에, T4 온도역을 통과하고 있지만, 본 발명에서는, 이 냉각 시에 통과하는 시간은 T4 온도역에 있어서의 체재 시간에 포함시키고 있지 않다. 이 냉각 시에는, 체재 시간이 지나치게 짧으므로, 변태는 거의 일어나지 않아, 고온역 생성 베이나이트는 생성되지 않기 때문이다.
본 발명에서는, T3 온도역과 T4 온도역에 유지하는 시간을 각각 적절히 제어하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트를 소정량 생성시킬 수 있다. 구체적으로는, T3 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트, 베이니틱 페라이트 또는 마텐자이트로 변태시키고, T4 온도역에서 소정 시간 유지하여 오스템퍼링 처리를 행하는 것에 의해, 미변태 오스테나이트를 고온역 생성 베이나이트와 베이니틱 페라이트로 더 변태시켜, 그 생성량을 제어함과 더불어, 탄소를 오스테나이트에 농화시켜 잔류 γ를 생성시킴으로써, 본 발명에서 규정하는 금속 조직을 생성시킬 수 있다.
또한, T3 온도역에서 유지한 후, T4 온도역에서 유지하는 것에 의해, MA 혼합상을 미세화할 수 있는 효과도 발휘된다. 즉, 소정의 온도에서 균열한 후, 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 T3 온도역에 있어서의 임의의 온도 Zc1 또는 Ms점까지 급냉하고, 이 T3 온도역에서 유지하는 것에 의해, 마텐자이트나 저온역 생성 베이나이트가 생성되기 때문에, 미변태부가 미세화되고, 또한 미변태부로의 탄소 농화도 적당히 억제되기 때문에, MA 혼합상이 미세화된다.
본 발명에 있어서, 상기 식(3)으로 규정하는 T3 온도역은, 구체적으로는, 바람직하게는 100℃ 이상 400℃ 미만으로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 미변태 오스테나이트를 저온역 생성 베이나이트, 베이니틱 페라이트 또는 마텐자이트로 변태시킬 수 있다. 또한, 충분한 유지 시간을 확보하는 것에 의해 베이나이트 변태가 진행되어, 최종적으로 잔류 γ가 생성되고, MA 혼합상도 세분화된다. 이 마텐자이트는, 변태 직후에는 담금질 마텐자이트로서 존재하지만, 후술하는 T4 온도역에서 유지하고 있는 동안에 템퍼링되어, 템퍼링 마텐자이트로서 잔류한다. 이 템퍼링 마텐자이트는 강판의 신도, 구멍확장성 또는 굽힘성의 어느 것에도 악영향을 미치지 않는다. 그러나 400℃ 이상(단, Ms점이 400℃ 미만인 경우는 Ms점 이상)에서 유지하면, 저온역 생성 베이나이트나 마텐자이트가 생성되지 않아, 베이나이트 조직을 복합화할 수 없다. 또한, 조대한 MA 혼합상이 생성되기 때문에, MA 혼합상을 미세화할 수 없어, 국소 변형능이 저하되어 굽힘성이나 구멍확장성을 개선할 수 없다. 따라서 T3 온도역은, 바람직하게는 400℃ 미만(단, Ms점이 400℃보다 낮은 경우는 Ms점 이하)으로 한다. T3 온도역은, 보다 바람직하게는 390℃ 이하(단, Ms점-10℃가 390℃보다 낮은 경우는 Ms점-10℃ 이하), 더 바람직하게는 380℃ 이하(단, Ms점-20℃가 380℃보다 낮은 경우는 Ms점-20℃ 이하)이다. 한편, 100℃를 하회하는 온도에서 유지해도, 마텐자이트 분율이 지나치게 많아지기 때문에 가공성이 열화된다. 또한, 100℃를 하회하는 온도에서 유지하더라도 저온역 생성 베이나이트는 생성되지만, 상기와 같이 마텐자이트의 분율이 지나치게 많아지고, 저온역 생성 베이나이트 등의 분율이 많아지므로, 가공성이 열화된다. 따라서 T3 온도역의 하한은, 바람직하게는 100℃ 이상으로 한다. T3 온도역은, 보다 바람직하게는 110℃ 이상, 더 바람직하게는 120℃ 이상이다.
상기 식(3)을 만족시키는 T3 온도역에서 유지하는 시간은, 바람직하게는 5∼180초로 한다. 유지 시간이 5초를 하회하면, 저온역 생성 베이나이트의 생성량이 적어져, 베이나이트 조직의 복합화나, MA 혼합상의 미세화가 도모되지 않기 때문에, 구멍확장성이나 굽힘성 등이 저하된다. 따라서 유지 시간은, 바람직하게는 5초 이상, 보다 바람직하게는 10초 이상, 더 바람직하게는 20초 이상, 특히 바람직하게는 40초 이상으로 한다. 그러나 유지 시간이 180초를 초과하면, 저온역 생성 베이나이트가 과잉으로 생성되는 경향이 있어, 후술하는 바와 같이, T4 온도역에서 소정 시간 유지하더라도 고온역 생성 베이나이트 등의 생성량을 확보 가능하기 어려워진다. 따라서 신도가 저하된다. 따라서 유지 시간은, 바람직하게는 180초 이하, 보다 바람직하게는 150초 이하, 더 바람직하게는 120초 이하, 특히 바람직하게는 80초 이하로 한다.
상기 식(3)을 만족시키는 T3 온도역에서 유지하는 방법은, T3 온도역에서의 체류 시간이 전술한 범위이면 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 도 7의 (iv)∼(vi)에 나타내는 히트 패턴을 채용하면 된다. 단, 본 발명은 이것으로 한정하는 취지는 아니고, 본 발명의 요건을 만족하는 한, 상기 이외의 히트 패턴을 적절히 채용할 수 있다.
도 7의 (iv)는, 균열 후, 상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1까지 급냉한 후, 이 온도 Zc1에서 소정 시간 항온 유지하는 예이고, 항온 유지 후, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하고 있다. 도 7의 (iv)에서는, 1단계의 항온 유지를 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, T3 온도역의 범위 내이면, 유지 온도가 상이한 2단계 이상의 항온 유지를 행해도 된다(도시하지 않음).
도 7의 (v)는, 균열 후, 상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1까지 급냉한 후, 냉각 속도를 변경하고, T3 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 냉각한 후, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하는 예이다. 도 7의 (v)에서는, 1단계의 냉각을 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, 냉각 속도가 상이한 2단 이상의 다단 냉각을 행해도 된다(도시하지 않음).
도 7의 (vi)은, 균열 후, 상기 식(3)을 만족시키는 임의의 온도 Zc1까지 급냉한 후, T3 온도역의 범위 내에서 소정 시간에 걸쳐 가열하고, 상기 식(4)를 만족하는 임의의 온도까지 가열하는 예이다. 도 7의 (vi)에서는, 1단계의 가열을 행한 경우에 대하여 나타내고 있지만, 본 발명은 이것으로 한정되지 않고, 승온 속도가 상이한 2단 이상의 다단 가열을 행해도 된다(도시하지 않음).
본 발명에 있어서, 상기 식(4)로 규정하는 T4 온도역은, 구체적으로는, 바람직하게는 400℃ 이상 500℃ 이하로 한다. 이 온도역에서 소정 시간 유지하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트와 베이니틱 페라이트를 생성시킬 수 있다. 즉, 500℃를 초과하는 온도역에서 유지하면, 연질인 폴리고날 페라이트나 의사 펄라이트 등이 소정량을 초과해서 존재하여, 원하는 특성이 얻어지지 않는다. 따라서 T4 온도역의 상한은, 바람직하게는 500℃ 이하, 보다 바람직하게는 490℃ 이하, 더 바람직하게는 480℃ 이하로 한다. 한편, T4 온도역에 있어서의 유지 온도가 400℃를 하회하면, 고온역 생성 베이나이트가 생성되지 않기 때문에, 신도가 저하된다. 따라서 T4 온도역의 하한은, 바람직하게는 400℃ 이상, 보다 바람직하게는 420℃ 이상, 더 바람직하게는 425℃ 이상으로 한다.
상기 식(4)를 만족시키는 T4 온도역에서 유지하는 시간은, 바람직하게는 30초 이상으로 한다. 본 발명에 의하면, T4 온도역에 있어서의 유지 시간을 30초 정도로 하더라도, 미리 상기 T3 온도역에서 소정 시간 유지하여 저온역 생성 베이나이트 등을 생성시키고 있기 때문에, 저온역 생성 베이나이트 등이 고온역 생성 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 고온역 생성 베이나이트의 생성량을 확보할 수 있다. 그러나 유지 시간이 30초보다 짧아지면, 미변태부가 많이 남고, 탄소 농화가 불충분하기 때문에, T4 온도역으로부터의 최종 냉각 시에 마텐자이트 변태가 일어난다. 그 때문에 경질인 MA 혼합상이 생성되어, 굽힘성이나 구멍확장성 등의 가공성이 저하된다. 생산성을 향상시키는 관점에서는, T4 온도역에서의 유지 시간은 가능한 한 짧게 하는 편이 바람직하지만, 고온역 생성 베이나이트를 확실히 생성시키기 위해서는, 보다 바람직하게는 50초 이상, 더 바람직하게는 100초 이상, 특히 바람직하게는 200초 이상으로 한다. T4 온도역에서 유지할 때의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 장시간 유지해도 고온역 생성 베이나이트의 생성은 포화되고, 또한 생산성이 저하되기 때문에, 바람직하게는 1800초 이하, 보다 바람직하게는 1500초 이하, 더 바람직하게는 1000초 이하로 한다.
상기 식(4)를 만족시키는 T4 온도역에서 유지하는 방법은, T4 온도역에서의 체류 시간이 30초 이상이 되면 특별히 한정되지 않고, 상기 T3 온도역 내에 있어서의 히트 패턴과 같이, T4 온도역에 있어서의 임의의 온도에서 항온 유지해도 되고, T4 온도역 내에서 냉각 또는 가열해도 된다.
한편, 본 발명에서는, 저온측의 T3 온도역에서 유지한 후, 고온측의 T4 온도역에서 유지하고 있는데, T3 온도역에서 생성된 저온역 생성 베이나이트 등에 대해서는, T3 온도역으로 가열되어, 템퍼링에 의해 하부 조직의 회복은 생기지만, 라스 간격, 즉 상기 평균 간격은 변화하지 않는 것을 본 발명자들은 확인하고 있다.
상기 (a2), 상기 (b) 및 상기 (c1)에 있어서, 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 폴리고날 페라이트의 과잉된 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 생성량을 확보할 수 있다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 대략 100℃/초 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/초 이하이고, 더 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
상기 (C6-3)과 같이, 상기 저온 변태 생성상이, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고, 해당 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 합계가 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 상기 고온역 생성 베이나이트를 포함해도 되고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 소지 강판을 제조하기 위해서는,
상기 (I)에 있어서의 상기 균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하거나,
상기 (II)에 있어서의 상기 균열 후, 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 것이 바람직하다.
(a3) 150℃ 이상 380℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za3까지 냉각함과 더불어, 500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 150℃ 이상 380℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
상기 냉각 정지 온도 Za3을 150℃ 이상 380℃ 미만으로 하고, 이 온도역에서 50초 이상 유지하는 것에 의해, 저온 변태 생성상 중에서도, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 주로 생성시킬 수 있다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 하한은, 보다 바람직하게는 170℃ 이상이다. 상기 냉각을 정지하는 온도의 상한은, 보다 바람직하게는 370℃ 이하이고, 더 바람직하게는 350℃ 이하이다.
상기 온도역에서의 유지 시간은, 보다 바람직하게는 70초 이상, 더 바람직하게는 100초 이상, 특히 바람직하게는 200초 이상이다. 상기 온도역에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 바람직하게는 1500초 이하, 보다 바람직하게는 1400초 이하, 더 바람직하게는 1300초 이하이다.
(c2) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc2 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어, 500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고, 이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고, 이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
100≤T3(℃)＜400 ···(3)
400≤T4(℃)≤500 ···(4)
상기 (c2)의 조건은 상기 (c1)과 동일하지만, 저온역 생성 베이나이트 등을 주체로 생성시키기 위해서는, 성분에도 의존하지만, 상기 냉각 정지 온도 Zc2를 상기 T3 온도역 중에서도 비교적 저온측으로 하여 마텐자이트를 많이 생성시키고, 이것을 상기 T4 온도역으로 가열하는 것에 의해, 마텐자이트가 템퍼링되어, 템퍼링 마텐자이트가 된다. 그 결과, 저온역 생성 베이나이트 등이 주체가 된다. 이 경우, 상기 T4 온도역으로 가열하는 것에 의해, 고온역 생성 베이나이트도 생성되지만, 템퍼링 마텐자이트량이 많아지기 때문에, 결과적으로 저온역 생성 베이나이트 등이 주체가 된다.
상기 (a3) 및 상기 (c2)에 있어서, 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도를 제어하는 것에 의해, 폴리고날 페라이트의 과잉된 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 생성량을 확보할 수 있다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는 10℃/초 이상으로 제어하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 20℃/초 이상이다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 대략 100℃/초 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 500℃까지의 평균 냉각 속도는, 보다 바람직하게는 50℃/초 이하이고, 더 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
그 후, 통상적 방법에 따라 용융 아연도금을 행한다. 용융 아연도금의 방법은 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 도금욕 온도의 바람직한 하한은 400℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 440℃ 이상이다. 또한, 도금욕 온도의 바람직한 상한은 500℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 470℃ 이하이다.
도금욕의 조성은 특별히 한정되지 않고, 공지의 용융 아연도금욕을 이용하면 된다.
또한, 용융 아연도금 후의 냉각 조건도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 상온까지의 평균 냉각 속도를, 바람직하게는 약 1℃/초 이상, 보다 바람직하게는 5℃/초 이상으로 제어하는 것이 좋다. 상기 상온까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 약 50℃/초 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 상온까지의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 40℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
용융 아연도금을 행한 후에는, 필요에 따라서, 통상적 방법에 의해 합금화 처리를 추가로 실시해도 된다.
합금화 처리의 조건도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 상기 조건에서 용융 아연도금을 행한 후, 500∼600℃ 정도, 특히 500∼550℃ 정도에서, 5∼30초 정도, 특히 10∼25초 정도 유지하여 행하는 것이 바람직하다. 온도와 시간이 상기 범위를 하회하면, 합금화가 불충분해지는 한편, 상기 범위를 초과하면 탄화물의 석출에 의해 잔류 오스테나이트가 감소하여 원하는 특성이 얻어지지 않는다. 더욱이 폴리고날 페라이트도 과잉으로 생성되기 쉬워진다.
상기 합금화 처리는, 예를 들면, 가열로, 직화, 또는 적외선 가열로 등을 이용하여 행하면 된다.
가열 수단도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 가스 가열, 인덕션 히터 가열, 즉 고주파 유도 가열 장치에 의한 가열 등 관용의 수단을 채용할 수 있다.
합금화 처리 후, 통상적 방법에 따라 냉각하는 것에 의해 합금화 용융 아연도금 강판이 얻어진다. 상온까지의 평균 냉각 속도는 약 1℃/초 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 상온까지의 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 소지 강판 온도의 제어의 용이성이나, 설비 비용 등을 고려하면, 약 50℃/초 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
[제 2 제조 방법(보온 있음)]
본 발명에 따른 제 2 제조 방법은,
상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
(I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
(II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
을 이 순서로 포함한다. 전술한 제 1 제조 방법과 대비하면, 상기 제 2 제조 방법에서는, 열연 후 권취 온도의 하한을 500℃ 이상으로 한 것, 열연 공정 후에 보온 공정을 마련한 것의 2점에서만 상기 제 1 제조 방법과 상위하다. 따라서, 이하에서는 당해 상위점만 설명한다. 상기 제 1 제조 방법과 일치하는 공정은 상기 제 1 제조 방법을 참조하면 된다.
상기와 같이 보온 공정을 마련한 이유는, 보온에 의해 산화할 수 있는 온도역에서의 장시간 유지가 가능해져, 원하는 내부 산화층과 연질층이 얻어지는 권취 온도 범위의 하한을 넓힐 수 있기 때문이다. 또한, 소지 강판의 표층과 내부의 온도차를 적게 하여 소지 강판의 균일성도 높아진다는 이점도 있다.
우선, 상기 제 2 제조 방법에서는, 열간 압연 후의 권취 온도를 500℃ 이상으로 제어한다. 상기 제 2 제조 방법에서는, 이하에 상술하는 바와 같이, 그 후에 보온 공정을 마련했기 때문에, 전술한 제 1 제조 방법에 있어서의 권취 온도의 하한인 600℃보다도 낮게 설정할 수 있다. 권취 온도는, 바람직하게는 540℃ 이상, 보다 바람직하게는 570℃ 이상이다. 한편, 권취 온도의 바람직한 상한은 전술한 제 1 제조 방법과 동일하고, 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
다음으로, 이와 같이 하여 얻어진 열연 강판을 500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온한다. 이에 의해, 원하는 내부 산화층을 얻을 수 있다. 보온에 의한 상기 효과가 유효하게 발휘되도록, 상기 열연 강판을, 예를 들면 단열성이 있는 장치에 넣어 보온하는 것이 바람직하다.
본 발명에 이용되는 상기 장치는 단열성의 소재로 구성되어 있으면 특별히 한정되지 않고, 이와 같은 소재로서, 예를 들면, 세라믹 파이버 등이 바람직하게 이용된다.
상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 것이 필요하다. 보온 온도는, 바람직하게는 540℃ 이상, 보다 바람직하게는 560℃ 이상이다. 보온 시간은, 바람직하게는 100분 이상, 보다 바람직하게는 120분 이상이다. 한편, 상기 온도 및 시간의 상한은, 산세성이나 생산성 등을 고려하면, 대략 700℃ 이하, 500분 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
이상, 본 발명에 따른 제 1 및 제 2 제조 방법에 대하여 설명했다.
상기 제조 방법에 의해 얻어지는 본 발명의 도금 강판에는, 추가로 각종 도장이나 도장 하지 처리, 예를 들면, 인산염 처리 등의 화성 처리; 유기 피막 처리, 예를 들면, 필름 라미네이트 등의 유기 피막의 형성 등을 행해도 된다.
각종 도장에 이용하는 도료에는, 공지의 수지, 예를 들면, 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘 아크릴 수지, 폴리유레테인 수지, 아크릴 수지, 폴리에스터 수지, 페놀 수지, 알키드 수지, 멜라민 수지 등을 이용할 수 있다. 내식성의 관점에서, 에폭시 수지, 불소 수지, 실리콘 아크릴 수지가 바람직하다. 상기 수지와 함께 경화제를 이용해도 된다. 또한 도료는 공지의 첨가제, 예를 들면, 착색용 안료, 커플링제, 레벨링제, 증감제, 산화 방지제, 자외선 안정제, 난연제 등을 함유하고 있어도 된다.
본 발명에 있어서 도료 형태에 특별히 한정은 없고, 모든 형태의 도료, 예를 들면, 용제계 도료, 수계 도료, 수분산형 도료, 분체 도료, 전착 도료 등을 사용할 수 있다.
또한 도장 방법도 특별히 한정되지 않고, 디핑법, 롤 코터법, 스프레이법, 커튼 플로 코터법, 전착 도장법 등을 사용할 수 있다. 도금층, 유기 피막, 화성 처리 피막, 도막 등의 피복층의 두께는 용도에 따라서 적절히 설정하면 된다.
본 발명의 고강도 도금 강판은 고강도이고, 게다가 가공성(신도, 굽힘성 및 구멍확장성), 내지연파괴특성이 우수하다. 그 때문에, 자동차용 강도 부품, 예를 들면, 프런트나 리어부의 사이드 멤버, 크래시 박스 등의 충돌 부품을 비롯하여, 센터 필러 리인포스먼트 등의 필러류, 루프 레일 리인포스먼트, 사이드 실, 플로어 멤버, 킥부 등의 차체 구성 부품에 사용할 수 있다.
본원은 2015년 1월 9일에 출원된 일본 특허출원 제2015-3706호 및 2015년 9월 15일에 출원된 일본 특허출원 제2015-182114호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 상기 일본 특허출원 제2015-3706호 및 상기 일본 특허출원 제2015-182114호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않고, 상기 및 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
하기 표 1에 나타내는 성분을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 슬래브를 1250℃로 가열하고, 마무리 압연 온도 900℃에서 2.4mm까지 열간 압연한 후, 하기 표 2∼표 4에 나타내는 온도에서 권취하여, 열연 강판을 제조했다. 한편, 하기 표 3에 나타낸 No. 24∼32, 37, 39, 41, 하기 표 4에 나타낸 No. 43, 45, 47∼49, 52에 대해서는, 권취한 열연 강판을 세라믹 파이버의 단열 장치에 넣어 보온했다. 하기 표 3, 표 4에, 500℃ 이상에서 보온했을 때의 시간을 나타낸다. 보온 시간은 코일 외주부에 열전대를 부착하여 측정했다.
다음으로, 얻어진 열연 강판을, 이하의 조건에서 산세한 후, 냉연율 50%로 냉간 압연했다. 냉연 후의 판 두께는 1.2mm이다.
산세액: 10% 염산, 온도: 82℃, 산세 시간: 표 2∼표 4와 같음.
다음으로, 연속 용융 Zn 도금 라인에서, 하기 표 2∼표 4에 나타내는 조건에서 소둔(산화, 환원) 및 냉각을 행했다. 연속 용융 Zn 도금 라인에 설치된 산화로의 온도는 800℃로 했다. 하기 표 2∼표 4에, 산화로에 있어서의 공기비를 나타낸다. 또한, 연속 용융 Zn 도금 라인에 설치된 환원로에 있어서의 수소 농도는 20체적%로 하고, 잔부는 질소 및 불가피 불순물, 노점은 -45℃로 제어했다. 환원로에서는, 최고 도달 온도를 하기 표 2∼표 4에 나타내는 온도로 하여 균열 처리했다. 하기 표 2∼표 4에 나타내는 최고 도달 온도에서의 유지 시간은 모두 50초로 했다. 한편, 하기 표 2∼표 4에는, 표 1에 나타낸 성분 조성 및 상기 식(i)에 기초하여 산출한 Ac3점의 온도, 상기 식(ii)에 기초하여 산출한 Ac1점의 온도를 나타낸다. 또한, 하기 표 2∼표 4에는, 상기 최고 도달 온도가 Ac3점 이상인 경우는 「단상역」, 상기 최고 도달 온도가 Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만인 경우는 「2상역」, 상기 최고 도달 온도가 Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 낮은 쪽의 온도를 하회하는 경우는 「-」로 표기했다.
다음으로, (I) 단상역인 Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열한 경우는, 균열 후, 600℃까지는, 하기 표 2∼표 4에 나타내는 평균 서냉 속도로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위를, 하기 표 2∼표 4에 나타내는 평균 급냉 속도로 냉각하고, 이 온도에서 하기 표 2∼표 4에 나타내는 시간 유지했다. (II) 2상역인 Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열한 경우는, 균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위를, 하기 표 2∼표 4에 나타내는 평균 급냉 속도로 냉각하고, 이 온도에서 하기 표 2∼표 4에 나타내는 시간 유지했다.
이때, 구체적으로는, 하기 표 2∼표 4에 나타낸 No. 25, 34, 44, 46, 48은 상기 (a1), No. 1, 2, 10, 20∼23, 31, 33, 37, 38은 상기 (a2), No. 13∼15, 18, 24, 34, 35, 45, 52는 상기 (a3), No. 6, 9, 12, 17, 30은 상기 (b), No. 3∼5, 7, 8, 11, 16, 19, 26∼29, 32, 36, 43, 47, 49∼51은 상기 (c1)에 나타낸 히트 패턴에 기초하여 냉각 정지 온도를 결정함과 더불어, 냉각 정지 후의 유지를 행했다. 한편, 하기 표 2∼표 4에는, 표 1에 나타낸 성분 조성 및 상기 식(iii)에 기초하여 산출한 Ms점의 온도를 나타낸다.
냉각 정지 후, 그 온도에서 유지한 경우는, 하기 표 2∼표 4에서는, 냉각 정지 온도의 난과 오스템퍼링 온도의 난에 동일한 온도를 나타내고, 냉각 정지 온도에서 유지했을 때의 시간을 오스템퍼링 시간의 난에 나타냈다. 냉각 정지 후, 그 온도에서 유지하고 나서 가열하거나 냉각하여, 온도를 변화시킨 경우는, 변화 후의 온도를 오스템퍼링 온도의 난에 나타내고, 변화 후의 온도에서의 유지 시간을 오스템퍼링 시간의 난에 나타냈다.
그 후, 460℃의 아연도금욕에 침지하고, 5초 정도 침지한 후, 실온까지 평균 냉각 속도 5℃/초로 냉각하여, 용융 아연도금 강판(GI)을 얻었다. 합금화 용융 아연도금 강판(GA)에 대해서는, 상기의 아연도금욕에 침지하여 용융 아연도금을 실시한 후, 500℃로 가열하고, 이 온도에서 20초간 유지하여 합금화 처리를 행하고 나서, 실온까지 평균 냉각 속도 10℃/초로 냉각했다. 하기 표 2∼표 4에 GI 또는 GA의 구별을 나타낸다.
얻어진 용융 아연도금 강판(GI) 또는 합금화 용융 아연도금 강판(GA)에 대하여, 이하의 특성을 평가했다.
한편, 내부 산화층의 평균 깊이는, 이하에 나타내는 바와 같이, 도금 강판뿐만 아니라, 참고를 위해, 산세, 냉간 압연 후의 소지 강판에 대해서도 마찬가지로 측정했다. 이는, 열간 압연 후의 권취 온도나 산세 조건 등의 제어에 의해, 소둔 전의 냉간 압연 강판에 있어서, 이미 원하는 내부 산화층의 평균 깊이가 얻어져 있는 것을 확인하기 위해서이다.
(1) 도금 강판에 있어서의 내부 산화층의 평균 깊이 d의 측정
도금 강판의 판 폭을 W로 했을 때, W/4부로부터 사이즈 50mm×50mm의 시험편을 채취한 후, 글로 방전 발광 분석법(GD-OES; Glow Discharge-Optical Emission Spectroscopy)으로, 도금층 표면으로부터의 O량, Fe량 및 Zn량을 각각 분석하여, 정량했다. 상세하게는, 호리바제작소제 GD-PROFILER2형 GDA750의 GD-OES 장치를 이용하여, 상기 시험편의 표면을 Ar 글로 방전 영역 내에서 고주파 스퍼터링했다. 스퍼터링되는 O, Fe, Zn의 각 원소의 Ar 플라즈마 내에 있어서의 발광선을 연속적으로 분광하는 것에 의해, 소지 강판의 깊이 방향에 있어서의 각 원소량 프로파일 측정을 했다. 스퍼터링 조건은 이하와 같고, 측정 영역은 도금층 표면으로부터 깊이 50μm까지로 했다.
(스퍼터링 조건)
펄스 스퍼터링 주파수 : 50Hz
애노드 지름(분석 면적): 직경 6mm
방전 전력 : 30W
Ar 가스압 : 2.5hPa
분석 결과를 도 2에 나타낸다. 도 2에 있어서, 도금층(1) 표면으로부터의 Zn량과 Fe량이 동등해지는 위치를 도금층(1)과 소지 강판(2)의 계면으로 했다.
또한, 도금층(1) 표면으로부터 깊이 40∼50μm에서의 각 측정 위치에 있어서의 O량의 평균값을 벌크의 O량 평균값으로 하여, 그보다 0.02% 높은 범위, 즉, O량≥(벌크의 O량 평균값+0.02%)를 내부 산화층(3)이라고 정의하고, 그 최대 깊이를 내부 산화층 깊이로 했다.
마찬가지의 시험을 3개의 시험편을 이용하여 실시하고, 그 평균을 내부 산화층(3)의 평균 깊이 d(μm)로 했다. 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
(2) 산세·냉간 압연 후의 내부 산화층 깊이의 측정(참고)
산세·냉간 압연 후의 소지 강판을 이용한 것 이외에는 상기 (1)과 마찬가지로 하여, 내부 산화층의 평균 깊이를 산출했다. 산출 결과를 하기 표 2∼표 4에 나타낸다.
(3) 연질층의 평균 깊이 D의 측정
도금 강판의 판 폭 W 방향에 대해서 수직인 단면인 W/4부를 노출시키고, 사이즈 20mm×20mm의 시험편을 채취한 후, 수지에 매설하고, 도금층과 소지 강판의 계면으로부터 소지 강판의 판 두께 t 내부를 향해서 비커스 경도를 측정했다.
측정은 비커스 경도계를 이용하여 하중 3gf에서 행했다. 상세하게는, 도 3에 나타내는 바와 같이, 도금층(1)과 소지 강판(2)의 계면으로부터 판 두께 내부 깊이 10μm의 측정 위치로부터, 판 두께 내부를 향해서 5μm 피치마다 측정을 행하여, 깊이 100μm까지 비커스 경도를 측정했다. 도 3에 있어서 ×는 비커스 경도의 측정점을 나타내고 있고, 측정점끼리의 간격; 즉 도 3 중, ×와 ×의 거리는 최저로도 15μm 이상으로 했다. 각 깊이에서 비커스 경도를 n=1씩 측정하여, 판 두께 내부 방향의 경도 분포를 조사했다. 또, 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때 t/4부에 있어서의 비커스 경도를, 비커스 경도계를 이용하여 하중 1kgf에서 측정했다(n=1). 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도와 비교하여 비커스 경도가 90% 이하인 영역을 연질층으로 하고, 그 깊이를 계산했다. 마찬가지의 시험을 동일한 시험편에서 10개소 실시하고, 그 평균을 연질층의 평균 깊이 D(μm)로 했다. 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다. 하기 표 5∼표 7에는, 내부 산화층의 평균 깊이 d와 연질층의 평균 깊이 D에 기초하여 D/2d의 값을 산출한 결과도 아울러 나타낸다.
(4) 도금 강판의 조직 분율의 측정 방법
도금 강판을 구성하는 소지 강판의 금속 조직을 다음의 수순으로 관찰했다. 금속 조직 분율은 저온 변태 생성상, 폴리고날 페라이트 및 잔류 γ에 대하여 구했다. 한편, 저온 변태 생성상은 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등으로 구별하여 면적률을 구했다. 구체적으로는, 금속 조직 중, 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등(즉, 저온역 생성 베이나이트+템퍼링 마텐자이트), 및 폴리고날 페라이트의 면적률은 주사형 전자 현미경(SEM) 관찰한 결과에 기초하여 산출하고, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다.
(4-1) 고온역 생성 베이나이트, 저온역 생성 베이나이트 등, 폴리고날 페라이트의 면적률
소지 강판의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 추가로 전해 연마한 후, 나이탈 부식시켜 판 두께의 1/4 위치를 SEM으로, 배율 3000배로 5시야 관찰했다. 관찰 시야는 약 50μm×약 50μm로 했다.
다음으로, 관찰 시야 내에 있어서, 백색 또는 엷은 회색으로서 관찰되는 잔류 γ와 탄화물의 평균 간격을 전술한 방법에 기초하여 측정했다. 이들 평균 간격에 의해 구별되는 고온역 생성 베이나이트 및 저온역 생성 베이나이트 등의 면적률은, 점산법에 의해 측정했다.
고온역 생성 베이나이트의 면적률을 a(%), 저온역 생성 베이나이트와 템퍼링 마텐자이트의 합계 면적률을 b(%), 폴리고날 페라이트의 면적률을 c(%)로 하여 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다. 상기 면적률 a와 상기 면적률 b의 합계가 저온 변태 생성상의 면적률이 된다.
(4-2) 잔류 γ의 체적률
금속 조직 중, 잔류 γ의 체적률은 포화 자화법으로 측정했다. 구체적으로는, 소지 강판의 포화 자화 I와, 400℃에서 15시간 열처리한 표준 시료의 포화 자화 Is를 측정하고, 하기 식으로부터 잔류 γ의 체적률 Vγr을 구했다. 포화 자화의 측정은, 리켄전자제의 직류 자화 B-H 특성 자동 기록 장치 「model BHS-40」을 이용하여, 최대 인가 자화를 5000(Oe)으로 해서 실온에서 측정했다. 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
Vγr=(1-I/Is)×100
(4-3) MA 혼합상의 개수 비율
소지 강판의 압연 방향에 평행한 단면의 표면을 연마하고, 광학 현미경으로, 배율 1000배로 5시야 관찰하여, 잔류 γ와 담금질 마텐자이트가 복합된 MA 혼합상의 원 상당 직경을 측정했다. MA 혼합상의 전체 개수에 대해서, 관찰 단면에서의 원 상당 직경이 5μm를 초과하는 MA 혼합상의 개수 비율을 산출했다. MA 혼합상이 관찰되지 않거나, 개수 비율이 15% 미만인 경우를 「A」, 15% 이상인 경우를 「B」로 하고, 평가 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다. 한편, 본 발명에서는, 평가 A인 것이 바람직하다.
(4-4) 한편, 일부의 소지 강판에 대해서는, 저온 변태 생성상, 폴리고날 페라이트, 잔류 γ 이외에, 펄라이트 등의 금속 조직이 확인되었다.
(5) 기계적 특성의 평가
도금 강판의 기계적 특성은 인장 강도 TS, 신도 EL, 구멍확장률 λ, 한계 굽힘 반경 R에 기초하여 평가했다.
(5-1) 인장 강도 TS와 신도 EL은 JIS Z2241에 기초하여 인장 시험을 행해서 측정했다. 시험편으로서는, 도금 강판의 압연 방향에 대해서 수직인 방향이 긴 방향이 되도록, JIS Z2201에서 규정되는 5호 시험편을 도금 강판으로부터 잘라낸 것을 이용했다. 인장 강도 TS 및 신도 EL을 측정한 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
(5-2) 구멍확장성은 구멍확장률 λ에 의해 평가했다. 구멍확장률 λ는, 일본철강연맹 규격 JFS T1001에 기초하여 구멍확장 시험을 실시해서 측정했다. 상세하게는, 도금 강판에 직경 10mm의 구멍을 타발한 후, 주위를 구속한 상태에서 60° 원추의 펀치를 구멍에 밀어넣어, 균열 발생 한계에 있어서의 구멍의 직경을 측정했다. 하기 식으로부터 구멍확장률 λ(%)를 구했다. 하기 식 중, Df는 균열 발생 한계에 있어서의 구멍의 직경(mm), D0은 초기 구멍의 직경(mm)을 각각 나타낸다. 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
구멍확장률 λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
(5-3) 굽힘성은 한계 굽힘 반경 R에 의해 평가했다. 한계 굽힘 반경 R은 JIS Z2248에 기초하여 V 굽힘 시험을 행해서 측정했다. 시험편은, 도금 강판의 압연 방향에 대해서 수직인 방향이 긴 방향, 즉, 굽힘 능선이 압연 방향과 일치하도록, JIS Z2204에서 규정되는 1호 시험편을 도금 강판으로부터 잘라낸 것을 이용했다. 시험편의 판 두께는 1.4mm이다. 한편, 상기 V 굽힘 시험은, 균열이 발생하지 않도록 시험편의 긴 방향의 단면에 기계 연삭을 실시하고 나서 행했다.
상기 V 굽힘 시험은, 다이와 펀치의 각도를 90°로 하고, 펀치의 선단 반경을 0.5mm 단위로 바꾸어 행하여, 균열이 발생하지 않고서 굽힐 수 있는 펀치 선단 반경을 한계 굽힘 반경 R로서 구했다. 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다. 한편, 균열 발생의 유무는 루페를 이용하여 관찰하고, 헤어 크랙 발생 없음을 기준으로 하여 판정했다.
도금 강판의 기계적 특성은 강판의 금속 조직 및 인장 강도 TS에 응한 신도 EL, 구멍확장률 λ, 한계 굽힘 반경 R의 기준에 따라 평가했다. 즉, 상기 저온 변태 생성상 중, 고온역 생성 베이나이트의 생성량이 많아지면, 기계적 특성 중 신도가 향상되고, 저온역 생성 베이나이트의 생성량이 많아지면, 기계적 특성 중 구멍확장성이 향상되기 쉬워진다. 또한, 강판의 기계적 특성은 강판의 인장 강도 TS에 크게 영향을 받는다. 그 때문에, 강판의 금속 조직 및 인장 강도 TS에 따라, 요구되는 EL, λ, R은 상이하다. 그래서, 본 발명에서는, 강판의 금속 조직 및 인장 강도 TS 레벨에 응하여 하기 표 8에 나타낸 기준에 따라 기계적 특성을 평가했다. 하기 표 8에 있어서, 고온역 생성 베이나이트 주체란, 상기 (C6-1)에서 설명한 금속 조직을 의미하고, 금속 조직 전체에 대해서 고온역 생성 베이나이트가 10면적% 초과 85면적% 이하이며, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트를 포함해도 되고, 상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이다. 고온역 생성 베이나이트와 저온역 생성 베이나이트 등의 복합 조직이란, 상기 (C6-2)에서 설명한 금속 조직을 의미하고, 금속 조직 전체에 대해서 고온역 생성 베이나이트가 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이며, 저온역 생성 베이나이트 및 템퍼링 마텐자이트의 합계가 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이다. 저온역 생성 베이나이트 등 주체란, 상기 (C6-3)에서 설명한 금속 조직을 의미하고, 금속 조직 전체에 대해서 저온역 생성 베이나이트가 10면적% 초과 이상 85면적% 이하이며, 고온역 생성 베이나이트를 포함해도 되고, 상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만이다.
상기 평가 기준에 기초하여, EL, λ, R 모두의 특성이 만족되어 있는 경우를 합격, 어느 특성이 기준값에 미치지 않는 경우를 불합격으로 했다. 한편, 본 발명에서는, TS가 980MPa 이상 1370MPa 미만인 것을 전제로 하고 있고, TS가 980MPa 미만이거나 1370MPa 이상인 경우는, EL, λ, R이 양호하더라도 대상 외로서 취급한다.
(6) 내지연파괴특성 시험
도금 강판의 판 폭 W 방향에 대해서 수직인 단면인 W/4부를 노출시키고, 150mm(W)×30mm(L)의 시험편을 잘라내어, 최소 굽힘 반경으로 U 굽힘 가공을 행한 후, 볼트로 단단히 죄고, U 굽힘 가공 시험편의 외측 표면에 1000MPa의 인장 응력을 부하했다. 인장 응력의 측정은 U 굽힘 가공 시험편의 외측에 변형 게이지를 첩부하고, 변형을 인장 응력으로 환산하여 행했다. 그 후, U 굽힘 가공 시험편의 에지부를 마스킹하고, 전기화학적으로 수소를 차지시켰다. 수소 차지는, 시험편을 0.1M-H2SO4(pH=3)와 0.01M-KSCN의 혼합 용액 중에 침지하고, 실온 및 100μA/mm2의 정전류의 조건에서 행했다. 상기 수소 차지 시험의 결과, 24시간 깨지지 않는 경우를 합격, 즉 내지연파괴특성이 우수하다고 평가했다. 평가 결과를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
(7) 도금 외관
도금 강판의 외관을 육안으로 관찰하여, 불도금의 발생의 유무에 기초하여 도금성을 평가했다. 불도금 발생의 유무를 하기 표 5∼표 7에 나타낸다.
하기 표 5∼표 7로부터 이하와 같이 고찰할 수 있다.
No. 1∼19, 25∼30, 43, 46∼52는 모두 본 발명의 요건을 만족하는 예로, 강도, 가공성[신도 EL, 구멍확장률 λ, 한계 굽힘 반경 R], 내지연파괴특성 모두가 양호하고, 불도금도 발생하지 않았다. 특히 내부 산화층의 평균 깊이 d와 연질층의 평균 깊이 D가 D＞2d의 관계를 만족하여, 하기 표 5∼표 7 중, 「D/2d」의 값이 1.00 초과인 No. 29(D/2d=1.20)는, 상기 관계를 만족하지 않는 No. 8(D/2d=0.90)에 비하여 굽힘성이 향상되었다. 마찬가지의 경향은, 내부 산화층의 평균 깊이 d와 연질층의 평균 깊이 D가 D＞2d의 관계를 만족하는 No. 30(D/2d=1.30)과 상기 관계를 만족하지 않는 No. 12(D/2d=0.81)에 대해서도 확인되었다.
이에 반하여, No. 20∼24, 31∼41, 44, 45는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지 않는 예이다.
No. 20은 C량이 적은 예로, 잔류 γ의 생성량이 적어져, 강도 부족이 되었다.
No. 21은 Si량이 적은 예로, 내부 산화층이 충분히 생성되지 않아, 굽힘성 및 내지연파괴특성이 저하되었다.
No. 22는 Mn량이 적은 예로, 저온 변태 생성상이 충분히 생성되지 않았다. 또한, 잔류 γ의 생성량이 적었다. 그 결과, TS가 저하되었다.
No. 23 및 31은 열연 시의 권취 온도가 낮은 예로, 산세·냉연 후의 내부 산화층의 평균 깊이가 얕기 때문에, 도금 후의 내부 산화층의 평균 깊이 d, 연질층의 평균 깊이 D도 얕아졌다. 그 결과, 굽힘성, 내지연파괴특성 및 도금성이 저하되었다.
No. 24는 열연 시의 보온 시간이 불충분한 예로, 산세·냉연 후의 내부 산화층의 평균 깊이 d가 얕기 때문에, 도금 후의 내부 산화층의 평균 깊이 d, 연질층의 평균 깊이 D도 얕아졌다. 그 결과, 굽힘성, 내지연파괴특성 및 도금성이 저하되었다.
No. 32, 44는 산세 시간이 긴 예로, 내부 산화층이 용해되어 버려, 원하는 내부 산화층의 평균 깊이 d 및 연질층의 평균 깊이 D가 얻어지지 않고서 얕아졌다. 그 결과, 굽힘성, 내지연파괴특성 및 도금성이 저하되었다.
No. 33, 45는 산화로에서의 공기비가 낮아, Fe 산화막이 충분히 생성되지 않았기 때문에, 도금성이 저하되었다. 또한, 연질층도 충분히 생성되지 않았기 때문에, 굽힘성 및 내지연파괴특성도 저하되었다.
No. 34는 소둔 시의 균열 온도가 낮은 예로, 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되고, 저온 변태 생성상이 생성되지 않았다. 그 결과, 원하는 경질층이 얻어지지 않아, TS가 저하되었다.
No. 35는 소둔 시에 있어서의 균열 후의 평균 서냉 속도가 큰 예로, 폴리고날 페라이트가 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, EL이 낮아졌다.
No. 36 및 37은 600℃로부터의 평균 급냉 속도가 작은 예로, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 과잉으로 생성되고, 저온 변태 생성상 및 잔류 γ가 생성되지 않았다. 그 결과, TS가 낮아졌다.
No. 38은 오스템퍼링 시간이 지나치게 짧은 예로, 괴상 MA 등의 조직이 과잉으로 생성되고, 저온 변태 생성상이 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, λ가 낮고, 굽힘성도 저하되었다.
No. 39는 유지 온도가 지나치게 낮은 예로, 저온 변태 생성상이 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, λ가 낮고, 굽힘성도 저하되었다.
No. 40은 균열 후의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮은 예로, 잔류 γ가 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, EL이 낮아졌다.
No. 41은 균열 후의 냉각 정지 온도가 지나치게 높은 예로, 저온 변태 생성상 및 잔류 γ가 충분히 생성되지 않았다. 그 결과, TS가 저하되었다.
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Figure 112017075773045-pct00002
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1: 도금층
2: 소지 강판
3: 내부 산화층
4: 연질층
5: 경질층

Claims (14)

  1. 소지 강판의 표면에, 용융 아연도금층 또는 합금화 용융 아연도금층을 갖는 도금 강판으로서,
    상기 소지 강판은, 질량%로,
    C: 0.10∼0.5%,
    Si: 1.0∼3%,
    Mn: 1.5∼8%,
    Al: 0.005∼3%,
    P: 0% 초과 0.1% 이하,
    S: 0% 초과 0.05% 이하, 및
    N: 0% 초과 0.01% 이하를 함유하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
    상기 소지 강판과 상기 도금층의 계면으로부터 소지 강판측을 향하여 순서대로,
    Si 및 Mn으로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 산화물을 포함하는 내부 산화층과,
    상기 내부 산화층을 포함하는 층이고, 또한 상기 소지 강판의 판 두께를 t로 했을 때 비커스 경도가 상기 소지 강판의 t/4부에 있어서의 비커스 경도의 90% 이하를 만족하는 연질층과,
    금속 조직을 주사형 전자 현미경으로 관찰했을 때에,
    상기 금속 조직 전체에 대해서 저온 변태 생성상을 20∼85면적%, 및
    상기 금속 조직 전체에 대해서 폴리고날 페라이트를 10면적% 초과 70면적% 이하 포함하고,
    상기 금속 조직 전체에 대해서 펄라이트, 담금질 마텐자이트, 및 담금질 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 복합상인 MA 혼합상이 15면적% 이하이며,
    상기 금속 조직을 포화 자화법으로 측정했을 때에, 상기 금속 조직 전체에 대해서 잔류 오스테나이트를 5체적% 이상 30체적% 이하 포함하는 조직으로 구성되는 경질층을 갖고, 또한
    상기 연질층의 평균 깊이 D가 20μm 이상, 및
    상기 내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 상기 D 미만
    을 만족하며, 인장 강도가 980MPa 이상인 고강도 도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 내부 산화층의 평균 깊이 d와 상기 연질층의 평균 깊이 D는
    D＞2d의 관계를 만족하는 고강도 도금 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 저온 변태 생성상은,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트를 포함하고,
    상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트를 포함해도 되고,
    상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 고강도 도금 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 저온 변태 생성상은,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및
    템퍼링 마텐자이트를 포함하고,
    상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%이며,
    상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10∼75면적%인 고강도 도금 강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 저온 변태 생성상은,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 미만인 저온역 생성 베이나이트, 및 템퍼링 마텐자이트를 포함하고,
    상기 저온역 생성 베이나이트 및 상기 템퍼링 마텐자이트의 합계는 상기 금속 조직 전체에 대해서 10면적% 초과 85면적% 이하이며,
    인접하는 잔류 오스테나이트끼리, 인접하는 탄화물끼리 또는 인접하는 잔류 오스테나이트와 탄화물의 평균 간격이 1μm 이상인 고온역 생성 베이나이트를 포함해도 되고,
    상기 고온역 생성 베이나이트는 상기 금속 조직 전체에 대해서 0면적% 이상 10면적% 미만인 고강도 도금 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 소지 강판이, 질량%로, 이하의 (a)∼(d) 중 어느 것에 속하는 1종 이상을 추가로 함유하는 고강도 도금 강판.
    (a) Cr: 0% 초과 1% 이하, Mo: 0% 초과 1% 이하, 및 B: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (b) Ti: 0% 초과 0.2% 이하, Nb: 0% 초과 0.2% 이하, 및 V: 0% 초과 0.2% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (c) Cu: 0% 초과 1% 이하, 및 Ni: 0% 초과 1% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
    (d) Ca: 0% 초과 0.01% 이하, Mg: 0% 초과 0.01% 이하, 및 희토류 원소: 0% 초과 0.01% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종.
  7. 제 1 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
    (II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
  8. 제 1 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (I) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지는, 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 600℃로부터, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정, 또는
    (II) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 100∼540℃를 만족시키는 임의의 정지 온도 Z까지 냉각함과 더불어, 상기 정지 온도 Z 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고, 상기 100∼540℃의 온도역에서 50초 이상 유지하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
  9. 제 3 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ia) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a1)을 만족하는 공정, 또는
    (IIa) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a1)을 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a1) 420℃ 이상 500℃ 이하를 만족시키는 임의의 정지 온도 Za1까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 420∼500℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
  10. 제 4 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ib) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
    (IIb) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a2) 380℃ 이상 420℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za2까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 380℃ 이상 420℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
    (b) 하기 식(1)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zb까지 냉각함과 더불어,
    상기 정지 온도 Zb 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(1)을 만족시키는 온도역 T1에서 10∼100초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(2)를 만족시키는 온도역 T2로 냉각하고,
    이 온도역 T2에서 50초 이상 유지한다.
    400≤T1(℃)≤540 ···(1)
    200≤T2(℃)＜400 ···(2)
    (c1) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc1 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
    이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
    100≤T3(℃)＜400 ···(3)
    400≤T4(℃)≤500 ···(4)
  11. 제 5 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 600℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ic) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
    (IIc) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a3) 150℃ 이상 380℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za3까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 150℃ 이상 380℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
    (c2) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc2 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
    이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
    100≤T3(℃)＜400 ···(3)
    400≤T4(℃)≤500 ···(4)
  12. 제 3 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ia) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a1)을 만족하는 공정, 또는
    (IIa) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a1)을 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a1) 420℃ 이상 500℃ 이하를 만족시키는 임의의 정지 온도 Za1까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 420∼500℃의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
  13. 제 4 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ib) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
    (IIb) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a2), (b), (c1) 중 어느 하나를 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a2) 380℃ 이상 420℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za2까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 380℃ 이상 420℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
    (b) 하기 식(1)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zb까지 냉각함과 더불어,
    상기 정지 온도 Zb 또는 500℃ 중 높은 쪽의 온도까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(1)을 만족시키는 온도역 T1에서 10∼100초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(2)를 만족시키는 온도역 T2로 냉각하고,
    이 온도역 T2에서 50초 이상 유지한다.
    400≤T1(℃)≤540 ···(1)
    200≤T2(℃)＜400 ···(2)
    (c1) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc1 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
    이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
    100≤T3(℃)＜400 ···(3)
    400≤T4(℃)≤500 ···(4)
  14. 제 5 항에 기재된 고강도 도금 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 소지 강판의 강 중 성분을 만족하는 강판을, 500℃ 이상의 온도에서 권취하는 열간 압연 공정과,
    500℃ 이상의 온도에서 60분 이상 보온하는 공정과,
    내부 산화층의 평균 깊이 d가 4μm 이상 남도록 산세, 냉간 압연하는 공정과,
    산화대에서, 0.9∼1.4의 공기비에서 산화하는 공정과,
    (Ic) 환원대에서, Ac3점 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 600℃까지 평균 냉각 속도 0℃/초 초과 20℃/초 이하로 냉각하고, 600℃로부터는, 상기 균열 후, 600℃까지의 상기 평균 냉각 속도보다 크며, 또한 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정, 또는
    (IIc) 환원대에서, Ac1점+20℃ 또는 750℃ 중 높은 쪽의 온도 이상 Ac3점 미만의 범위에서 균열하고,
    균열 후, 하기 (a3) 또는 (c2)의 어느 하나를 만족하는 공정
    을 이 순서로 포함하는 고강도 도금 강판의 제조 방법.
    (a3) 150℃ 이상 380℃ 미만을 만족시키는 임의의 정지 온도 Za3까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    상기 150℃ 이상 380℃ 미만의 온도역에서 50초 이상 유지한다.
    (c2) 하기 식(3)을 만족시키는 임의의 정지 온도 Zc2 또는 Ms점까지 냉각함과 더불어,
    500℃까지의 범위는 평균 냉각 속도 10℃/초 이상으로 냉각하고,
    하기 식(3)을 만족시키는 온도역 T3에서 5∼180초간 유지하고,
    이어서, 하기 식(4)를 만족시키는 온도역 T4로 가열하고,
    이 온도역 T4에서 30초 이상 유지한다.
    100≤T3(℃)＜400 ···(3)
    400≤T4(℃)≤500 ···(4)
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