KR102477508B1 - 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 - Google Patents

용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 Download PDF

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Abstract

균일 연성 및 국부 연성과, 항복 강도 및 인장 강도와, 저온 충격 특성을 향상시킨 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 금속 조직이, 체적％로, 잔류 오스테나이트: 5.0％ 초과 및 템퍼링 마르텐사이트: 5.0％ 초과를 포함하고, 잔류 오스테나이트가, C: 0.85질량％ 이상을 포함하며, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량(원자수/㎚2): [C]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판
본 발명은, 프레스 성형에 적합한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것으로, 특히, 연성 및 저온 충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.
산업 기술 분야가 고도로 분업화된 현재, 각 기술 분야에 있어서는, 특수하면서 고성능의 재료가 요구되고 있다. 자동차용 강판에 관해서는, 차체 경량화에 의한 연비의 향상을 위해 항복 강도 및 인장 강도 양쪽의 고강도화가 요구되고 있다.
고강도 강판을 자동차의 차체에 적용하면, 강판의 판 두께를 얇게 하여 차체를 경량화하면서, 차체에 원하는 강도를 부여할 수 있다. 그러나, 자동차의 차체를 형성하는 프레스 성형에 있어서는, 강판이 얇을수록, 균열이나 주름이 발생하기 쉬우므로, 자동차용 박강판에는, 우수한 균일 연성과 국부 연성도 요구된다.
또한, 자동차의 충돌 안전 성능을 높이기 위해서는, 강판이 우수한 충격 흡수성을 갖고 있을 필요가 있다. 충격 흡수성의 관점에서, 자동차용 강판은, 강도가 더 높을 것 외에도, 충격 하중 부하 시의 균열을 억제하기 위해 국부 연성이 우수할 필요가 있다.
이와 같이, 자동차용 강판에는, 차체의 경량화 및 충돌 안전성의 향상을 위한 고강도, 성형성의 향상을 위한 높은 균일 연성, 및 성형성의 향상 및 충돌 안전성의 향상을 위한 높은 국부 연성이 요구된다. 또한, 충돌 안전성을 저온 환경하에서도 확보하기 위해서, 자동차용 강판에는 우수한 저온 충격 특성도 요구된다.
그러나, 강판에 있어서, 균일 연성 및 국부 연성의 향상과 고강도화와, 저온 충격 특성의 향상과 고강도화는 모두 상반되는 사상이며, 이들을 동시에 달성하는 것은 곤란하다. 또한, 자동차용 강판에는 내식성이 요구되지만, 요구되는 내식성을 유지하는 것은, 연성 및 저온 충격 특성을 확보하면서 고강도화하는 것을 더욱 곤란하게 한다.
고장력 냉연 강판의 연성을 향상시키는 방법으로서, 금속 조직에, 잔류 오스테나이트를 함유시키는 방법이 제안되어 있다. 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판은, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함으로써 발현하는 변태 유기 소성(Transformation Induced Plasticity: TRIP)에 의해, 큰 연신율을 나타낸다.
특허문헌 1 및 2에는, Si 및 Mn을 함유하는 강판을, 페라이트-오스테나이트의 2상역 또는 오스테나이트 단상역으로 가열하여 어닐링한 후 냉각하고, 이어서, 강판에, 350∼500℃에서 유지하는 오스템퍼 처리를 실시하여 오스테나이트를 안정화시키는 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 이들 제조 방법에 의하면, 냉연 강판에 있어서, 강도와 연성을 밸런스 좋게 향상시킬 수 있다.
특허문헌 3에는, C양에 비해 Si 및 Mn을 일정 비율 이상 함유시킴으로써, 합금화 처리 중의 오스테나이트 변태를 억제하고, 페라이트 중에 잔류 오스테나이트가 혼재하는 금속 조직을 형성하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중에, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태 생성상을 분산시킨, 연성, 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 그리고, 템퍼링 마르텐사이트는, 신장 플랜지성 및 내피로 특성의 향상에 유효한 상(相)이며, 템퍼링 마르텐사이트를 세립화하면, 상기 특성이 한층 향상된다는 것이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 소61-157625호 공보 일본 특허 공개 소61-217529호 공보 일본 특허 공개 평11-279691호 공보 일본 특허 공개 제2001-192768호 공보
용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조에 있어서는, 일반적인 연속 용융 아연 도금 설비에서는, 유지 온도 및 유지 시간의 제약에 의해, 오스템퍼 처리를 충분히 행할 수 없기 때문에, 특허문헌 1 및 2에서 개시된 바와 같은 냉연 강판의 제조 방법을 적용하는 것은 곤란하다. 또한, 도금 공정 및 합금화 공정에서, 오스테나이트가 분해되기 쉽기 때문에, 잔류 오스테나이트를 소요량 확보하는 것이 곤란하다.
특허문헌 3에 있어서는, 금속 조직에 잔류 오스테나이트가 혼재하는 강판에서 문제로 되는 국부 연성 및 저온 충격 특성의 열화에 대해서는 전혀 배려되어 있지 않다.
특허문헌 4에 관하여, 템퍼링 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해서는, 마르텐사이트를 생성하기 위한 1차 가열 처리와, 마르텐사이트를 템퍼링하고, 추가로, 잔류 오스테나이트를 얻기 위한 2차 가열 처리가 필요해지므로, 특허문헌 4의 강판의 제조 방법은, 생산성이 크게 저하된다. 또한, 특허문헌 4의 강판의 제조 방법에 있어서는, 2차 가열 처리를 Ac1점 이상의 고온에서 행하기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 고강도를 얻는 것이 곤란하다.
상술한 바와 같이, 강도(항복 강도 및 인장 강도)의 향상과, 연성(균일 연성 및 국부 연성) 및 저온 충격 특성의 향상은, 상반되는 사상이므로, 이들 모두를 충분히 높인 강판을 제조하는 것은, 종래 기술에서는 곤란하다.
본 발명은, 종래 기술을 감안하여, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 균일 연성 및 국부 연성과, 저온 충격 특성과, 항복 강도 및 인장 강도 모두를 향상시킨 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 과제로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하는 방법에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 다음 (A) 내지 (D)의 지견을 얻기에 이르렀다.
(A) Si 및 Mn을 함유하는 저탄소 용융 아연 도금 강판, 또는, Si 및 Mn을 함유하는 저탄소 합금화 용융 아연 도금 강판을, 연속 용융 아연 도금 설비에서 제조하면, 균일 연성 및 국부 연성이 저하되고, 또한, 항복 강도도 저하되는 경우가 있다. 이것은, 연속 용융 아연 도금 설비에서는, 오스템퍼 처리가 불충분해져, C 농도가 낮은 잔류 오스테나이트와 경질인 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직이 형성되기 때문이라고 생각된다.
(B) 그러나, C 농도가 낮은 잔류 오스테나이트와 경질인 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 재가열 처리를 실시하면, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 항복 강도도 더욱 상승된다.
이것은, 재가열 처리 중에, C가 오스테나이트로 농화되고, 오스테나이트의 안정성이 높아지는 것, 및 경질인 마르텐사이트가 템퍼링되어, 연질인 템퍼링 마르텐사이트로 변화되는 것에 기인한다고 추정된다.
(C) 또한, 상기 재가열 처리를 실시하기 전에, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 조질 압연을 실시하면, 균일 연성 및 국부 연성이 더욱 향상되고, 항복 강도도 더욱 상승된다.
이것은, 조질 압연에 의해, 오스테나이트에 전위가 도입되고, 이어지는 재가열 처리에서, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 촉진되어, 오스테나이트의 안정성이 더욱 향상되는 것, 조질 압연에 의해, 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트 변태되어, 재가열 처리 후의 금속 조직에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트가 증가하는 것 및 재가열 처리 후의 냉각 중에 발생하는 마르텐사이트 변태가 억제되어, 재가열 처리 후의 금속 조직에 있어서, 경질인 마르텐사이트가 감소하는 것에 기인한다고 추정된다.
(D) 상기 재가열 처리의 가열 단계에 있어서, 저온 영역을 느린 승온 속도로 가열하고, 고온 영역을 빠른 승온 속도로 가열하면, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 저온 충격 특성이 향상된다.
이것은, 구 오스테나이트 입계가 강화되면, 구 오스테나이트 입계를 기점으로 하는 취성 파괴가 억제되어, 저온 충격 특성이 향상되는 것, 저온 영역을 천천히 가열함으로써, 구 오스테나이트 입계에 C나 B가 편석하여 입계가 강화되는 것 및 고온 영역을 급속하게 가열함으로써, 구 오스테나이트 입계에 대한 P의 편석이 억제되어 입계가 강화되는 것에 기인한다고 추정된다.
그리고, 본 발명자들은, (A) 내지 (D)의 지견에 기초하여, 용융 아연 도금 강판, 또는 합금화 용융 아연 도금 강판에 조질 압연을 실시하고, 이어서, 2단 가열에 의한 재가열 처리를 실시하면, C 농도가 높은 잔류 오스테나이트, 및 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖고, 균일 연성, 국부 연성 및 저온 충격 특성이 우수하며, 나아가 항복 강도 및 인장 강도가 높은 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다는 사실을 지견하였다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다. 또한, 본 발명에 있어서, 「강판」은 「강대」를 포함한다.
(1) 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판의 성분 조성이, 질량％로, C: 0.03 내지 0.70％, Si: 0.25 내지 2.50％, Mn: 1.00 내지 5.00％, P: 0.0005 내지 0.100％, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.001 내지 2.500％, N: 0.020％ 이하, B: 0 내지 0.0200％, Ti: 0 내지 0.30％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.30％, Cr: 0 내지 2.00％, Mo: 0 내지 2.00％, Cu: 0 내지 2.00％, Ni: 0 내지 2.00％, Ca: 0 내지 0.010％, Mg: 0 내지 0.010％, REM: 0 내지 0.10％, 및 Bi: 0 내지 0.050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이며, 상기 강판의 금속 조직이, 체적％로, 잔류 오스테나이트: 5.0％ 초과, 및 템퍼링 마르텐사이트: 5.0％ 초과를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트가, C: 0.85질량％ 이상을 함유하고, 상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량(원자수/㎚2): [C]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
(2) 상기 강판의 성분 조성이, 질량％로, B: 0.0002 내지 0.0200％, Ti: 0.001 내지 0.30％, Nb: 0.001 내지 0.30％, V: 0.001 내지 0.30％, Cr: 0.001 내지 2.00％, Mo: 0.001 내지 2.00％, Cu: 0.001 내지 2.00％, Ni: 0.001 내지 2.00％, Ca: 0.0001 내지 0.010％, Mg: 0.0001 내지 0.010％, REM: 0.0001 내지 0.10％, 및 Bi: 0.0001 내지 0.050％의 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판.
(3) 상기 강판의 성분 조성에 있어서, B의 함유량이 0.0002％ 이상이며, 상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 B 편석량(원자수/㎚2): [B]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [B]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판에 있어서, 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판을 제조하는 제조 방법이며, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성의 소재 강판을, Ac1점을 초과하는 온도역으로 가열하여 어닐링하는 어닐링 공정, 어닐링 공정 후에 소재 강판을 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는 제1 냉각 공정, 제1 냉각 공정 후에 소재 강판에, 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정, 도금 공정 후에 소재 강판을 도금 온도로부터 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 미만까지 냉각하는 제2 냉각 공정, 제2 냉각 공정 후에 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시하는 조질 압연 공정, 및 조질 압연 공정 후에 소재 강판에, 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 미만으로 하여, 300℃까지 가열하고, 이어서, 300℃를 초과하는 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 초과로 하여, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 그 가열 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 2단 가열 처리 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(6) 상기 (4)에 기재된 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 제조 방법이며, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성의 소재 강판을, Ac1점을 초과하는 온도역으로 가열하여 어닐링하는 어닐링 공정, 어닐링 공정 후에 소재 강판을, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는 제1 냉각 공정, 제1 냉각 공정 후에 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정, 도금 공정 후에 소재 강판에, 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정, 합금화 공정 후에 소재 강판을, 합금화 처리 온도 내지 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 미만까지 냉각하는 제2 냉각 공정, 제2 냉각 공정 후에 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시하는 조질 압연 공정 및 조질 압연 공정 후에 소재 강판에, 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 미만으로 하여, 300℃까지 가열하고, 이어서, 300℃를 초과하는 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 초과로 하여, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 그 가열 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 2단 가열 처리 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 균일 연성 및 국부 연성이 모두 양호해서 프레스 성형성이 우수하며, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높고, 또한, 국부 연성이 양호해서 충격 흡수성이 우수하며, 나아가, 저온 충격 특성에도 우수한, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 용융 아연 도금 강판, 및 합금화 용융 아연 도금 강판(이하 「본 발명의 강판」이라고 총칭함)의 성분 조성, 금속 조직, 및 기계 특성에 대하여 순차 설명한다.
처음에, 본 발명의 강판 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하, 성분 조성에 관한「％」는 「질량％」를 의미한다.
(C: 0.03 내지 0.70％)
C는, 잔류 오스테나이트를 얻는 데 필요한 원소이다. 또한, 본 발명의 강판에서는, 구 오스테나이트 입계에 편석함으로써, 입계를 강화하는 원소이다. C가 0.03％ 미만이면, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 얻는 것이 곤란해지므로, C는 0.03％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.13％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.16％ 이상이다.
한편, C가 0.70％를 초과하면, 강판의 용접성이 현저하게 저하되므로, C는 0.70％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.30％ 이하, 보다 바람직하게는 0.26％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.24％ 이하이다.
(Si: 0.25 내지 2.50％)
Si는, 시멘타이트의 석출을 억제하면서 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용을 이루는 원소이며, 또한 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되는 것을 억제하여, 강도의 확보에 기여하는 원소이다.
Si가 0.25％ 미만이면, 첨가 효과를 충분히 얻지 못하므로, Si는 0.25％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.60％ 초과, 보다 바람직하게 1.00％ 초과, 더욱 바람직하게는 1.45％ 초과이다.
한편, Si가 2.50％를 초과하면, 강판의 도금성이 현저하게 저하됨과 함께, 강판의 용접성이 저하되므로, Si는 2.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.30％ 이하, 보다 바람직하게는 2.10％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.90％ 이하이다.
(Mn: 1.00 내지 5.00％)
Mn은, 강의 ??칭성의 향상에 기여하고, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. Mn이 1.00％ 미만이면, 첨가 효과를 충분히 얻지 못하므로, Mn은 1.00％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.50％ 초과, 보다 바람직하게는 2.00％ 초과, 더욱 바람직하게는 2.50％ 초과이다.
한편, Mn이 5.00％를 초과하면, 강판의 용접성이 저하되므로, Mn은 5.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 4.00％ 이하, 보다 바람직하게는 3.50％ 이하, 더욱 바람직하게는 3.00％ 이하이다.
(P: 0.0005 내지 0.100％)
P는, 구 오스테나이트 입계에 편석되어 강판을 취화시키므로, 적을수록 바람직한 원소이다. 단, 본 발명은, 구 오스테나이트 입계에 대한 P의 편석을 억제하고, C나 B를 편석시키는 기술이며, P가 강 중에 어느 정도 잔류되어 있을 것을 전제로 하고 있다. 그 때문에, P를 과도하게 저감시킬 필요는 없다. 특히, P를 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 크게 상승하므로, P는 0.0005％ 이상으로 할 수 있다. 0.0010％ 이상으로 해도 된다.
한편, P가 0.100％를 초과하면, 편석이 현저해져서, 강판이 현저하게 취화되므로, P는 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.020％ 미만, 보다 바람직하게는 0.015％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.010％ 미만이다.
(S: 0.010％ 이하)
S는, 강 중에서 황화물계 개재물을 형성하여, 강판의 국부 연성을 저해하므로, 적을수록 바람직한 원소이다. S가 0.010％를 초과하면, 강판의 국부 연성이 현저하게 저하되므로, S는 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0050％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0012％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, S를 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 크게 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001％가 실질적인 하한이다.
(sol.Al: 0.001 내지 2.500％)
Al은, Si와 마찬가지로, 용강을 탈산하는 작용을 이루는 원소이며, 또한, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하고, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직의 형성에 유효한 원소이다.
sol.Al이 0.001％ 미만이면, 탈산 효과를 충분히 얻지 못하므로, sol.Al은 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.025％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.045％ 이상이다. 잔류 오스테나이트를 촉진한다는 점에서, 바람직하게는 0.055％ 이상, 보다 바람직하게는 0.065％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.075％ 이상이다.
한편, sol.Al이 2.500％를 초과하면, 표면 흠집의 발생 원인이 되는 알루미나(Al2O3)가 다량으로 생성되거나, 또한 변태점이 상승하여 어닐링이 곤란해지므로, sol.Al은 2.500％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.600％ 미만, 보다 바람직하게는 0.200％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.080％ 미만이다.
(N: 0.020％ 이하)
N은, 강의 연속 주조 중에, 슬래브의 균열의 원인이 되는 질화물을 형성하므로, 적을수록 바람직한 원소이다. N이 0.020％를 초과하면, 슬래브 균열이 빈발하므로, N은 0.020％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.008％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
하한은 0％를 포함하지만, N을 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 크게 상승하므로, 실용 강판상, 0.0005％가 실질적인 하한이다.
(B: 0 내지 0.0200％)
B는, C와 마찬가지로, 구 오스테나이트 입계에 편석되어, 입계를 강화하는 원소이다. 본 발명의 강판의 균일 연성 및 국부 연성이 모두 양호해서 프레스 성형성이 우수하며, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높고, 또한, 국부 연성이 양호해서 충격 흡수성이 우수하며, 나아가, 저온 충격 특성에도 우수한, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, B를 첨가하지 않아도 얻을 수 있지만, B를 첨가함으로써, 입계를 강화하는 효과가 더욱 상승하므로, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 또한, B는, 강의 켄칭성을 향상시켜, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직의 형성에 유효한 원소이다. 첨가의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B는 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.
한편, B가 0.0200％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되고, 경제성이 저하되므로, B는 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0100％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
본 발명의 강판은, 상기 원소 외에 특성 향상을 위하여, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, Bi의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
(Ti: 0 내지 0.30％, Nb: 0 내지 0.30％, V: 0 내지 0.30％)
Ti, Nb, 및 V는, 금속 조직을 미세화하고, 강판의 강도와 연성의 향상에 기여하는 원소이다. Ti, Nb, 및 V의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti, Nb, 및 V는, 모두 0.001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ti 및 Nb는 0.005％ 이상, V는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는, Ti 및 Nb는 0.010％ 이상, V는 0.020％ 이상이다.
한편, Ti, Nb 및 V가 0.30％를 초과하면, 첨가 효과가 포화됨과 함께, 어닐링 시의 재결정 온도가 상승하여, 어닐링 후의 금속 조직이 불균일해져, 국부 연성이 저하되므로, Ti, Nb 및 V는, 모두 0.30％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ti는 0.080％ 미만, Nb는 0.050％ 미만, V는 0.20％ 이하, 더욱 바람직하게는, Ti는 0.035％ 이하, Nb는 0.030％ 이하, V는 0.10％ 미만이다.
(Cr: 0 내지 2.00％, Mo: 0 내지 2.00％)
Cr 및 Mo는, 강의 켄칭성을 향상시켜, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직의 형성에 기여하는 원소이다. Cr 및 Mo의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr 및 Mo는, 모두 0.001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr은 0.100％ 이상이며, Mo는 0.050％ 이상이다.
한편, Cr 및 Mo가 2.00％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되고, 경제성이 저하되므로, Cr 및 Mo는, 모두 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cr은 1.00％ 이하이고, Mo는 0.50％ 이하이다.
(Cu: 0 내지 2.00％, Ni: 0 내지 2.00％)
Cu 및 Ni는, 항복 강도 및 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. Cu 및 Ni의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu 및 Ni는, 모두 0.001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 어느 원소도 0.010％ 이상이다.
한편, Cu 및 Ni가 2.00％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되고, 경제성이 저하되므로, Cu 및 Ni는, 모두, 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, 어느 원소도 0.80％ 이하이다.
(Ca: 0 내지 0.010％, Mg: 0 내지 0.010％, REM: 0 내지 0.10％)
Ca, Mg 및 REM은, 개재물의 형상을 제어하여, 국부 연성의 향상에 기여하는 원소이다. Ca, Mg 및 REM의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ca, Mg 및 REM은, 모두 0.0001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 어느 원소도 0.0005％ 이상이다.
한편, Ca 및 Mg가 0.010％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되고, 경제성이 저하되므로, Ca 및 Mg는 0.010％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, 어느 원소도 0.002％ 이하이다.
REM이 0.10％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되고, 경제성이 저하되므로, REM은 0.10％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.
REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이다. 란타노이드는, 공업적으로는, 미슈 메탈의 형태로 첨가된다. 또한, REM의 양은, 이들 원소의 합계량이다.
(Bi: 0 내지 0.050％)
Bi는, 응고 조직을 미세화하여, 국부 연성의 향상에 기여하는 원소이다. Bi의 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, Bi는 0.0001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0003％ 이상이다.
한편, Bi가 0.050％를 초과하면, 첨가 효과가 포화되어, 경제성이 저하되므로, Bi는 0.050％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다.
본 발명의 강판의 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물은, 강 원료(광석, 스크랩 등)로부터, 및/또는 제조 공정에서 불가피하게 혼입되는 원소이며, 본 발명의 강판 특성을 저해하지 않는 범위에서 허용되는 원소이다.
다음으로, 본 발명의 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다. 이하, 조직 분율 에 관한「％」는 「체적％」를 의미한다.
(잔류 오스테나이트: 5.0％ 초과, 템퍼링 마르텐사이트: 5.0％ 초과)
본 발명의 강판의 금속 조직은, 체적％로, 잔류 오스테나이트를 5.0％ 초과 및 템퍼링 마르텐사이트를 5.0％ 초과 함유하는 금속 조직이다. 이 금속 조직을 형성함으로써, 항복 강도와 인장 강도를 유지하면서, 균일 연성과 국부 연성을 향상시킬 수 있다.
잔류 오스테나이트가 5.0％ 이하이면, 균일 연성이 향상되지 않으므로, 잔류 오스테나이트는 5.0％ 초과로 한다. 바람직하게는 6.0％ 초과, 보다 바람직하게는 8.0％ 초과, 더욱 바람직하게는 10.0％ 초과이다.
잔류 오스테나이트의 체적％는, 다른 조직의 체적％와 관련하여 일의적으로 정해지지 않으므로, 그 상한은 설정할 수 없지만, 30.0％ 이상이면 국부 연성 및 저온 충격 특성이 열화되므로, 잔류 오스테나이트는 30.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 20.0％ 미만이다.
템퍼링 마르텐사이트가 5.0％ 이하이면, 항복 강도와 인장 강도를 유지하면서, 국부 연성을 높이는 것이 곤란하므로, 템퍼링 마르텐사이트는 5.0％ 초과로 한다. 바람직하게는 8.0％ 초과, 보다 바람직하게는 10.0％ 초과, 더욱 바람직하게는 12.0％ 초과이다.
템퍼링 마르텐사이트의 체적％는, 다른 조직의 체적％와 관련하여 일의적으로 정해지지 않으므로, 그 상한은 설정할 수 없지만, 70.0％를 초과하면, 균일 연성이 저하되므로, 템퍼링 마르텐사이트는 70.0％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 50.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 30.0％ 이하이다.
금속 조직의 잔부는, 폴리고날 페라이트, 마르텐사이트(템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트를 가리키며, 프레시 마르텐사이트라고도 함), 침상 페라이트나 베이나이트의 저온 변태 생성 조직, 및 펄라이트, 시멘타이트 등의 석출물을 더 포함하는 조직이다.
폴리고날 페라이트는, 균일 연성을 높이기 위해 유효한 조직이므로, 2.0％ 초과 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 3.0％ 이상이다.
폴리고날 페라이트의 체적％는, 다른 조직의 체적％와 관련하여 일의적으로 정해지지 않으므로, 그 상한은 설정할 수 없지만, 폴리고날 페라이트가 50.0％ 이상이면 항복 강도와 인장 강도가 저하되고, 나아가 국부 연성도 저하되므로, 폴리고날 페라이트는 50.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 20.0％ 미만, 더욱 바람직하게는 10.0％ 미만이다.
마르텐사이트는, 항복 강도를 유지하여 국부 연성을 높이는 것을 저해하는 조직이므로, 적은 쪽이 바람직하고, 5.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.0％ 미만, 더욱 바람직하게는 1.0％ 미만이다.
침상 페라이트나 베이나이트의 저온 변태 생성 조직, 펄라이트, 및 시멘타이트 등의 석출물은, 항복 강도 및 인장 강도를 저해하므로, 합계 40.0％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 20.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 10.0％ 이하이다.
펄라이트는, 항복 강도 및 인장 강도 외에, 균일 연성도 저해하므로, 10.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5.0％ 미만, 더욱 바람직하게는 3.0％ 미만이다.
마르텐사이트, 침상 페라이트나 베이나이트의 저온 변태 생성 조직, 펄라이트 및 시멘타이트 등의 석출물은, 불가피하게 생성하는 경우가 있으므로, 하한은, 특별히 설정하지 않지만, 금속 조직의 잔부가, 이들 조직을 함유할 필요는 없어, 하한은 0％이다.
본 발명의 강판 금속 조직의 체적％는, 다음과 같이 측정한다.
강판으로부터 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 종단면을 연마하고, 기재 강판과 도금층의 경계로부터, 기재 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치의 금속 조직을 주사 전자 현미경(SEM)으로 관찰하여 촬상한다. 화상을 화상 처리하여, 각 조직의 면적률을 산출하고, 산출한 면적률을 체적률로 한다.
템퍼링 마르텐사이트는, 내부에 존재하는 철 탄화물이 복수의 방향으로 신장되어 있으므로, 이 점에서, 베이나이트와 구별할 수 있다. 폴리고날 페라이트는, 형태가 괴상인 점, 및 전위 밀도가 낮다는 점에서, 침상 페라이트와 구별할 수 있다.
(잔류 오스테나이트의 C양: 0.85질량％ 이상)
본 발명의 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트를 안정화하여, 균일 연성과 국부 연성을 향상시키기 위해서, 잔류 오스테나이트의 C양을 0.85질량％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.87질량％ 이상, 보다 바람직하게는 0.89질량％ 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트의 C양은, 오스테나이트 상(相)에 있어서의 C 농도를 의미한다.
잔류 오스테나이트의 C양은, 강판의 C양이나 제조 조건에서 변동되므로, 그 상한은 설정할 수 없지만, C양이 1.50질량％ 이상이면 TRIP 효과를 얻지 못해, 균일 연성이 저하되므로, 잔류 오스테나이트의 C양은 1.50질량％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20질량％ 미만, 더욱 바람직하게는 1.10질량％ 미만이다.
잔류 오스테나이트의 체적％, 및, 잔류 오스테나이트의 C양은, 강판으로부터 채취한 시험편에 있어서, 기재 강판과 도금층의 경계로부터, 기재 강판의 판 두께의 1/4의 깊이 위치까지 압연면을 화학 연마하고, X선 회절 장치(XRD)로, 연마면의 X선 회절 강도 및 회절 피크 위치를 측정하여 산출한다.
([C]γgb/[P]γgb: 4.0 이상)
구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량(원자수/㎚2): [C]γgb와, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb를 4.0 이상으로 함으로써, 저온 충격 특성이 현저하게 향상된다.
[C]γgb/[P]γgb가 4.0 미만이면, 저온 충격 특성이 향상되지 않으므로, [C]γgb/[P]γgb는 4.0 이상으로 한다. 바람직하게는 5.0 이상, 보다 바람직하게는 6.0 이상이다. 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 생산성의 관점에서 30.0 이하가 바람직하다.
구 오스테나이트 입계에 있어서의 [C]γgb와 [P]γgb는, 다음과 같이 측정하여, [C]γgb/[P]γgb를 산출한다.
강판으로부터 채취한 시험편에 있어서, 기재 강판과 도금층의 경계로부터 기재 강판의 판 두께의 1/4의 깊이 위치의 금속 조직을 관찰하여 구 오스테나이트 입계를 확인한다. Lift-out법에 의해 구 오스테나이트 입계를 포함하는 블록을 잘라내고, 집속 이온빔 장치(FIB)를 사용하여 3차원 아톰 프로브(3DAP)용 바늘 시료를 제작한다.
3DAP로, 구 오스테나이트 입계를 포함하는 영역에 있어서의 C 및 P 원자의 분포를 측정하고, 농도 분포를 래더 다이어그램 해석하여 단위 입계 면적당 편석 원자 밀도(Interfacial excess)를 구하고, 얻어진 값을 [C]γgb 및 [P]γgb로 한다. [C]γgb 및 [P]γgb의 측정은, 5군데 이상의 서로 다른 구 오스테나이트 입계에 대해서 행하고, 각 구 오스테나이트 입계에서 얻어진 [C]γgb/[P]γgb의 값의 평균값을 구한다.
([B]γgb/[P]γgb: 4.0 이상)
본 발명의 강판이 B를 함유하는 경우에는, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 B 편석량(원자수/㎚2): [B]γgb와, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [B]γgb/[P]γgb를 4.0 이상으로 함으로써, 저온 충격 특성이 더욱 현저하게 향상된다.
[B]γgb/[P]γgb가 4.0 미만이면, 저온 충격 특성이 향상되지 않으므로, [B]γgb/[P]γgb는 4.0 이상으로 한다. 바람직하게는 5.0 이상, 보다 바람직하게는 6.0 이상이다. 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 생산성의 관점에서 30.0 이하가 바람직하다.
구 오스테나이트 입계에 있어서의 [B]γgb와 [P]γgb는, 다음과 같이 측정하여, [B]γgb/[P]γgb를 산출한다.
강판으로부터 채취한 시험편에 있어서, 기재 강판과 도금층의 경계로부터 기재 강판의 판 두께의 1/4의 깊이 위치의 금속 조직을 관찰하여 구 오스테나이트 입계를 확인한다. Lift-out법에 의해 구 오스테나이트 입계를 포함하는 블록을 잘라내고, 집속 이온빔 장치(FIB)를 사용하여 3차원 아톰 프로브(3DAP)용 바늘 시료를 제작한다.
3DAP로, 구 오스테나이트 입계를 포함하는 영역에 있어서의 B 및 P 원자의 분포를 측정하고, 농도 분포를 래더 다이어그램 해석하여 단위 입계 면적당 편석 원자 밀도(Interfacial excess)를 구하고, 얻어진 값을 [B]γgb 및 [P]γgb로 한다. [B]γgb 및 [P]γgb의 측정은, 5군데 이상의 서로 다른 구 오스테나이트 입계에 대해서 행하고, 각 구 오스테나이트 입계에서 얻어진 [B]γgb/[P]γgb의 값의 평균값을 구한다.
다음으로, 본 발명의 강판 용융 아연 도금층, 및 합금화 용융 아연 도금층에 대하여 설명한다.
용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층은, 통상의 도금 조건 및 합금화 조건에서 형성한 것이어도 된다. 단, 합금화 용융 아연 도금층의 Fe양이 7질량％ 미만이면, 용접성 및 미끄럼 이동성을 확보할 수 없으므로, 합금화 용융 아연 도금층의 Fe양은 7질량％ 이상이 바람직하다. Fe양의 상한은, 내 파우더링성의 억제의 관점에서, 20질량％ 이하가 바람직하고, 15질량％ 이하가 보다 바람직하다. 합금화 용융 아연 도금층의 Fe양은, 합금화 처리 조건을 적절히 조절하여 조정한다.
다음으로, 본 발명의 강판의 기계 특성에 대하여 설명한다.
강판의 연신율 특성에 대하여, 압연 방향에 직교하는 방향의 균일 연신율을 UEl(Uniform Elongation)라고 정의하고, 하기 식 (1)에 기초하여, 압연 방향에 직교하는 방향의 전연신율(TEl0)을 판 두께 1.2㎜ 상당한 전연신율로 환산한 값을 TEl(Total Elongation)이라고 정의하고, 하기 식 (2)에 기초하여, 판 두께 1.2㎜에 상당하는, 압연 방향에 직교하는 방향의 국부 연신율을 LEl(Local Elongation)이라고 정의한다.
Figure 112020101189590-pct00001
UEl은, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 측정한 균일 연신율의 실측값이고, TEl0은, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 측정한 전연신율의 실측값이며, t0은, 측정에 제공한 JIS 5호 인장 시험편의 판 두께이다. TEl 및 LEl은, 각각 판 두께 1.2㎜의 경우로 환산한 전연신율 및 국부 연신율이다.
TS×UEl은, 인장 강도(TS)와 균일 연신율(UEl)의 양쪽이 우수하면 큰 값으로 되므로, 균일 연성을 평가하는 지표로서 사용된다.
TS×LEl은, 인장 강도(TS)와 국부 연신율(LEl)의 양쪽이 우수하면 큰 값으로 되므로, 국부 연성을 평가하는 지표로서 사용된다.
본 발명의 강판에 있어서는, 프레스 성형성의 관점에서, TS×UEl은 10000MPa·％ 이상이 바람직하고, TS×LEl은 5000MPa·％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는, TS×UEl은 11000MPa·％ 이상, TS×LEl은 6000MPa·％ 이상이다. 더욱 바람직하게는, TS×UEl은 12000MPa·％ 이상, TS×LEl은 7000MPa·％ 이상이다.
본 발명의 강판의 충격 흡수성을 향상시키기 위해서, 인장 강도(TS)는, 780MPa 이상이 바람직하고, 980MPa 이상이 보다 바람직하며, 1180MPa 이상이 더욱 바람직하다. 항복비(YR)는, 0.59 이상이 바람직하고, 0.66 이상이 보다 바람직하며, 0.72 이상이 더욱 바람직하다.
국부 연성이 우수할수록, 충격 하중 부하 시의 균열이 억제되어, 흡수 에너지가 상승하므로, 균열 억제의 관점에서, TS×LEl은 5500MPa·％ 이상이 바람직하고, 6500MPa·％ 이상이 보다 바람직하다.
강판의 저온 충격 특성에 대하여, 압연 방향에 직교하는 방향을 길이 방향으로 하고, 길이가 55㎜, 두께가 10㎜, 폭이 강판의 판 두께인 서브 사이즈 샤르피 충격 시험편을, 폭 방향으로 복수매 겹친 상태에서 샤르피 충격 시험을 행한다. 시험편의 노치 형상을, JIS Z 2242로 규정되는 V 노치로 하고, 시험 온도를 -60℃ 및 40℃로 하여 샤르피 충격 시험을 행했을 때의 샤르피 충격값을, 각각 IVLT 및 IVHT라고 정의한다.
IVLT/IVHT는, 저온 충격 특성을 평가하는 지표로서 사용할 수 있으며, 본 발명의 강판에 있어서는, IVLT/IVHT는 0.50 초과가 바람직하고, 0.60 초과가 보다 바람직하며, 0.70 초과가 더욱 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.
(소재 강판)
본 발명의 도금 전의 강판(이하 「소재 강판」이라고 함)은, 본 발명의 강판의 성분 조성을 갖는 강판이면 되며, 소재 강판의 제조 방법은, 특정한 제조 방법에 한정되지는 않는다. 소재 강판으로서는, 열연 강판을 사용할 수 있다. 또한, 열연 강판에, 산세 후에 냉간 압연을 실시한 냉연 강판을 사용할 수도 있다. 이하, 소재 강판의 제조 방법의 일례를 설명한다.
(주조)
슬래브의 주조법은, 특정한 주조법에 한정되지는 않지만, 연속 주조법이 바람직하다. 다른 주조법으로 주조한 강괴를 분괴 압연 등으로 강편으로 해도 된다. 연속 주조 공정에서는, 개재물에 기인하는 표면 결함의 발생을 억제하기 위해서, 주형 내에서, 전자 교반 등으로 용강을 유동시키는 것이 바람직하다. 연속 주조 후의 고온 상태의 강괴 또는 분괴 압연 후의 고온 상태의 강편은, 일단 냉각된 후, 재가열하여, 열간 압연에 제공해도 된다.
또한, 연속 주조 후의 고온 상태의 강괴 또는 분괴 압연 후의 고온 상태의 강편은, 그대로 열간 압연에 제공해도 되며, 보조적인 가열을 행하고 나서 열간 압연에 제공해도 된다. 또한, 열간 압연에 제공하는 강괴 및 강편을 「슬래브」라고 총칭한다.
오스테나이트의 조대화를 방지하기 위해서, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는, 1250℃ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1200℃ 이하이다. 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 열간 압연을 Ar3점 이상에서 완료하는 것이 가능한 온도이면 바람직하다.
(열간 압연)
열간 압연의 조건은, 특정한 조건에 한정되지는 않지만, 열간 압연의 완료 온도가 너무 낮으면, 열연 강판의 금속 조직에 있어서, 압연 방향으로 신전된 조대한 저온 변태 생성 조직이 발생할 우려가 있다.
이 조대한 저온 변태 생성 조직은, 균일 연성 및 국부 연성을 저해하므로, 열간 압연의 완료 온도는 Ar3점 이상이면서 850℃ 초과가 바람직하다. 보다 바람직하게는, Ar3점 이상이면서 880℃ 초과, 더욱 바람직하게는 Ar3점 이상이면서 900℃ 초과이다. 열간 압연의 완료 온도의 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 열연 강판의 금속 조직을 세립화한다는 점에서, 1000℃ 이하가 바람직하다.
열간 압연이 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 경우에는, 열간 압연의 완료 온도를 상기 온도 범위로 유지하기 위해서, 조압연과 마무리 압연 사이에서, 조압연재를 가열해도 된다.
이때, 조압연재의 후단이, 조압연재의 선단보다도 고온이 되도록 조압연재를 가열하여, 마무리 압연의 개시 시에 있어서의 조압연재의 전체 길이에 걸친 온도의 변동을 140℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 이 온도 억제에 의해, 열연 강판을 권취한 코일 내에서의 특성의 균일성이 향상된다.
조압연재의 가열은 공지된 수단을 사용하여 행하면 된다. 예를 들어, 조압연기와 마무리 압연기 사이에, 솔레노이드식 유도 가열 장치를 마련하고, 이 유도 가열 장치의 상류측에 있어서의 조압연재의 길이 방향의 온도 분포 등에 기초하여, 솔레노이드식 유도 가열 장치에 의한 가열 승온량을 제어해도 된다.
열간 압연 종료 후로부터 권취 개시까지의 조건은 통상의 조건이어도 되지만, 열연 강판을 연질화함으로써 열연 강판의 냉간 압연성을 높이기 위해서, 권취 온도는 600℃ 이상이 바람직하다. 권취 온도는 640℃ 이상이 보다 바람직하고, 680℃ 이상이 더욱 바람직하다. 권취 온도가 너무 높으면, 열연 강판의 산세성이 저하되므로, 권취 온도는 750℃ 이하가 바람직하고, 720℃ 미만이 보다 바람직하다.
(냉간 압연)
냉간 압연의 조건은, 특정한 조건에 한정되지는 않는다. 냉간 압연 전에, 열연 강판에, 산세 등에 의해 탈스케일 처리를 실시해도 된다. 어닐링의 후의 금속 조직을 균일화하고, 국부 연성을 더욱 향상시키기 위해서, 냉간 압연의 압하율은 40％ 이상이 바람직하다. 압하율이 너무 높으면, 압연 하중이 증대되어, 압연이 곤란해지므로, 압하율은 70％ 미만이 바람직하고, 60％ 미만이 보다 바람직하다.
(어닐링)
소재 강판을, Ac1점을 초과하는 온도로 가열하여 어닐링한다. Ac1점은, 소재 강판을 가열할 때, 금속 조직 중에 오스테나이트가 생성되기 시작하는 온도이다.
가열 온도가 Ac1점 이하이면, 오스테나이트가 생성되지 않고, 본 발명의 강판 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트를 얻지 못해, 균일 연성이 저하되므로, 가열 온도는 Ac1점 초과가 바람직하다. 보다 바람직하게는 (Ac1+30)℃ 초과이다.
강판의 금속 조직을 균일화하고, 국부 연성을 더욱 향상시키기 위해서, 가열 온도는 (Ac3점-40)℃ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ac3점 초과이다. Ac3점은, 소재 강판을 가열할 때, 금속 조직 중에서 페라이트가 소실되는 온도이다.
가열 온도가 너무 높으면, 오스테나이트가 조대화하고, 국부 연성이 손상되므로, 가열 온도는 (Ac3점+100)℃ 이하가 바람직하고, (Ac3점+50)℃ 이하가 보다 바람직하다.
가열 온도에서의 유지 시간은, 특별히 한정되지는 않지만, 소재 강판의 금속 조직을 균일화하기 위해서, 10초 이상이 바람직하다. 오스테나이트의 조대화를 억제한다는 점에서, 240초 이하가 바람직하다.
어닐링의 후에 소재 강판을, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 도중에 등온 유지하지 않고, 500℃ 이하의 온도역까지 냉각한다.
평균 냉각 속도를 규정하는 냉각 온도역을 650∼500℃의 온도역으로 한다. 이 온도역에서는, 페라이트와 펄라이트가 석출되므로, 석출량을 조정하고, 요구되는 기계 특성을 확보하기 위해서는, 냉각 속도를 제어할 필요가 있다.
650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 폴리고날 페라이트와 펄라이트가 과잉으로 생성되고, 항복 강도와 인장 강도가 저하되므로, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
한편, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 이상이면 강판의 형상·치수의 정밀도가 저하되므로, 상기 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 30℃/초 이하이다.
소재 강판을, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로, 500℃ 이하로 냉각한다. 500℃ 이하로 냉각한 후의 냉각 조건은, 특별히 한정되지는 않지만, 도금 후의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적％ 및 잔류 오스테나이트의 C양을 조정하여, 균일 연성 및 국부 연성의 향상과, 항복 강도의 상승을 도모한다는 점에서, 소재 강판을 500℃ 이하 460℃ 이상의 온도역으로, 4 내지 45초 유지하는 것이 바람직하다.
(용융 아연 도금)
소재 강판에, 통상 방법에 따라서 용융 아연 도금을 실시하고, 소재 강판의 편면 또는 양면에, 용융 아연 도금층을 형성한다. 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하기 전에, 소재 강판을, 적절히 냉각 및/또는 가열해도 된다.
용융 아연 도금욕의 욕 온도 및 욕 조성은, 통상의 욕 온도 및 욕 조성이어도 된다. 도금 부착량도, 통상의 부착량이어도 된다. 예를 들어, 소재 강판의 편면당 20 내지 80g/㎡의 범위가 바람직하다.
용융 아연 도금층을 갖는 소재 강판을, 요구되는 온도로 가열하여, 용융 아연 도금층에 합금화 처리를 실시해도 된다. 합금화 처리는, 통상의 조건에서 행하면 된다. 예를 들어, 470 내지 560℃, 5 내지 60초에서 합금화 처리를 행하면 된다. 단, 도금층 중의 Fe양이 7질량％ 이상으로 되는 조건이 바람직하다.
(도금 처리 후 또는 합금화 처리 후의 냉각)
도금 처리 또는 합금화 처리 후의 강판을, 도금 온도에서 300℃까지의 온도역, 또는 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 미만까지 냉각한다.
상기 평균 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 잔류 오스테나이트량이 감소하여, 균일 연성이 저하되므로, 상기 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10℃/초 초과이다.
평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정되지는 않지만, 경제성의 관점에서, 500℃/초 이하가 바람직하다. 냉각 정지 온도는 300℃ 미만이지만, 후의 조질 압연을 효과적으로 행한다는 점에서, 냉각 정지 온도는 실온이 바람직하다.
(조질 압연)
용융 아연 도금층 또는 합금화 도금층을 갖는 강판에 2단 가열 처리를 실시하기 전에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시한다. 이 조질 압연에 의해, 후의 2단 가열 처리에 있어서, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 촉진되어, 균일 연성 및 국부 연성이 향상됨과 함께, 항복 강도가 향상된다.
연신율이 0.10％ 미만이면, 후의 2단 가열 처리에 있어서, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 촉진되지 않아, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되지 않고, 또한, 항복 강도가 향상되지 않기 때문에 연신율은 0.10％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.30％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이상이다.
연신율의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 너무 높으면 압연 부하가 증대되므로, 연신율은 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.50％ 미만, 더욱 바람직하게는 1.00％ 미만이다.
조질 압연 온도는, 특별히 특정되지는 않지만, 오스테나이트에 가공 변형을 효과적으로 부여한다는 점에서, 저온일수록 바람직하고, 실온이 특히 바람직하다.
(2단 가열 처리)
용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시한 후, 상기 강판을, 300℃까지, 평균 가열 속도 10℃/초 미만에서 가열하고, 계속해서, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로, 평균 가열 속도 10℃/초 이상에서 가열하고, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역에서의 가열 온도에서 1초 이상 유지한다.
이 2단 가열 처리에 의해, 구 오스테나이트 입계에 있어서, C 편석량(원자수/㎚2): [C]γgb와 P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb가 [C]γgb/[P]γgb≥4.0을 충족하고, C가 잔류 오스테나이트로 농화되어, 0.85질량％ 이상으로 도달하고, 마르텐사이트가 템퍼링된다. 그 결과, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 항복 강도가 향상되어, 저온 충격 특성이 향상된다.
또한, 강판이 B를 함유하는 경우, B 편석량(원자수/㎚2): [B]γgb와 P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [B]γgb/[P]γgb가 [B]γgb/[P]γgb≥4.0을 충족하고, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 항복 강도가 향상되어, 저온 충격 특성이 향상된다.
이하, 2단 가열 처리의 각 공정 조건에 대하여 설명한다.
(300℃까지의 평균 가열 속도: 10℃/초 미만)
조질 압연 후의 강판의 금속 조직에 있어서, C를 오스테나이트로 농화시킴과 함께, 마르텐사이트를 템퍼링하기 위해서, 금속 조직을, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로 가열한다. 이때, 300℃까지는, 10℃/초 미만의 평균 가열 속도로 가열한다. 이 가열로, 구 오스테나이트 입계에 대한 C나 B의 편석을 촉진한다.
300℃까지의 평균 가열 속도가 10℃/초 이상이면 구 오스테나이트 입계에 대한 C나 B의 편석이 촉진되지 않으므로, 300℃까지의 평균 가열 속도는 10℃/초 미만으로 한다. 바람직하게는 7℃/초 이하, 보다 바람직하게는 3℃/초 이하이다.
(300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도: 10℃/초 이상)
300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역의 가열 온도까지의 평균 가열 속도를 10℃/초 이상으로 함으로써 구 오스테나이트 입계에 대한 P의 편석을 억제할 수 있다.
즉, 10℃/초 미만의 평균 가열 속도를 300℃를 경계로, 10℃/초 이상으로 바꿈으로써, 하기 식 (3)을 실현할 수 있고, 강판이 B를 함유하는 경우에는, 하기 식 (4)를 실현할 수 있다. 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역의 평균 가열 속도는 20℃/초 초과가 바람직하다.
Figure 112020101189590-pct00002
구 오스테나이트 입계에서, 상기 식이 실현되면, 구 오스테나이트 입계에 있어서, C 및 B의 강화 작용이 증가함과 함께 P의 취화 작용이 억제되어, 저온 충격 특성을 향상시킬 수 있다.
(300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역에서의 유지 시간: 1초 이상)
상기 2단 가열의 후에 강판을, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역의 가열 온도로 1초간 이상 유지한다. 가열 온도가 300℃ 이하이면, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 불충분해져, 균일 연성이 향상되지 않고, 또한 경질인 마르텐사이트가 잔존하여, 국부 연성이 손상됨과 함께 항복 강도가 저하되므로, 가열 온도는 300℃ 초과로 한다. 바람직하게는 350℃ 초과, 보다 바람직하게는 400℃ 초과이다.
한편, 가열 온도가 600℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 양이 부족하여, 균일 연성이 저하되고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 경질인 프레시 마르텐사이트가 생성되어, 국부 연성이 저하됨과 함께 항복 강도가 저하되므로, 가열 온도는 600℃ 이하로 한다. 바람직하게는 550℃ 이하, 보다 바람직하게는 500℃ 이하이다.
가열 유지 시간이 1초 미만이면, 오스테나이트에 대한 C의 농화가 불충분해져, 균일 연성이 향상되지 않고, 또한, 경질인 마르텐사이트가 잔존하여, 국부 연성이 저하됨과 함께 항복 강도가 저하되므로, 가열 유지 시간은 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 5초 이상, 보다 바람직하게는 15초 이상이다.
가열 유지 시간이 너무 길면, 잔류 오스테나이트의 양이 감소하여, 균일 연성이 저하되고, 또한, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 경질인 프레시 마르텐사이트가 생성되어, 국부 연성이 저하됨과 함께 항복 강도가 저하되므로, 가열 유지 시간은 96시간 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 48시간 이하, 더욱 바람직하게는 24시간 이하이다.
가열 유지 시간은, 가열 온도에 따라서 적절히 조절한다. 예를 들어, 가열 온도가 400 내지 600℃인 경우, 가열 유지 시간은 20분 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 6분 이하, 더욱 바람직하게는 3분 미만이다. 생산성의 관점에서는, 가열 온도 400℃ 초과, 가열 유지 시간 20분 이하가 바람직하다.
또한, 강판에 2단 가열 처리를 실시한 후에, 강판의 평탄도를 교정하기 위해서, 강판에 조질 압연을 실시해도 되며, 또한 강판에, 도유나 윤활 작용이 있는 피막을 실시해도 된다.
본 발명의 강판의 판 두께는, 특별히, 특정한 범위에 한정되지는 않지만, 범용성이 있는 판 두께 0.8 내지 2.3㎜의 강판에 있어서, 2단 가열 처리의 효과가 현저하게 발현된다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대하여 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
진공 용해로를 사용하여 용강을 주조하여, 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강 A 내지 U를 제조하였다. 표 1 중의 Ac1점 및 Ac3점은, 강 A 내지 P의 냉연 강판을 2℃/초로 가열했을 때의 열팽창 변화로부터 구하였다. 강 A 내지 U를 1200℃로 가열하고 60분간 유지한 후, 표 2-1, 2-2에 나타내는 열연 조건에서 열간 압연을 행하였다.
[표 1]
Figure 112020101189590-pct00003
구체적으로는, Ar3점 이상의 온도역에서, 강 A 내지 U에 10패스의 압연을 실시하고, 두께 2.5 내지 3.0㎜의 열연 강판으로 하였다. 열간 압연 후, 물 스프레이로, 열연 강판을 500∼680℃까지 냉각하여, 냉각 종료 온도를 권취 온도로 하고, 이 권취 온도로 유지한 전기 가열로 중에 열연 강판을 장입하여, 60분간 유지하고, 그 후, 열연 강판을 20℃/시간의 냉각 속도로 실온까지 노 냉각하여, 권취 후의 서랭을 시뮬레이트하였다.
서랭 후의 열연 강판을 산세하여 냉간 압연용 모재로 하고, 압하율 47 내지 52％로 냉간 압연을 실시하여, 두께 1.2 내지 1.6㎜의 냉연 강판(소재 강판)으로 하였다. 용융 아연 도금 시뮬레이터를 사용하여, 소재 강판을 10℃/초의 가열 속도로 650℃까지 가열한 후, 2℃/초의 가열 속도로, 표 2-1, 2-2에 나타내는 온도까지 가열하고, 30 내지 90초 균열하였다.
그 후, 표 2-1, 2-2에 나타내는 냉각 조건에서 소재 강판을 460℃까지 냉각하고, 소재 강판을, 460℃로 유지한 용융 아연 도금욕에 침지하여, 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하였다. 일부의 소재 강판에는, 용융 아연 도금 후에 520℃까지 가열하여, 합금화 처리를 실시하였다.
도금 온도(도금욕 온도를 의미함), 또는 합금화 온도로부터, 표 2-1, 2-2에 나타내는 냉각 조건에서, 소재 강판을 2차 냉각하였다. 표 2-1, 2-2에 있어서, 「RT」는 실온을 나타낸다.
[표 2-1]
Figure 112020101189590-pct00004
[표 2-2]
Figure 112020101189590-pct00005
[표 3-1]
Figure 112020101189590-pct00006
[표 3-2]
Figure 112020101189590-pct00007
2차 냉각을 실시한 소재 강판에, 연신율 0.50％의 조질 압연을 실시한 후, 표 3-1, 3-2에 나타낸 열처리 조건에서 열처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 용융 아연 도금 강판과 합금화 용융 아연 도금 강판을 「도금 강판」이라고 총칭함)을 얻었다.
2차 냉각의 정지 온도를 100℃로 한 경우에는, 2차 냉각 정지 후에 실온까지 냉각하지 않고 조질 압연을 행하고, 그 후, 실온까지 냉각하지 않고, 표 3-1, 3-2에 나타낸 열처리 조건에서 열처리를 행하였다. 일부의 소재 강판에 대해서는, 조질 압연 또는 열처리를 생략하였다. 표 3-1, 3-2의 「열처리 조건」란에 있어서의 「-」는, 열처리를 행하지 않았음을 나타낸다.
도금 강판으로부터, XRD 측정용 시험편을 채취하고, 기재 강판과 도금층의 경계로부터 기재 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치까지, 시험편의 압연면을 화학 연마하였다. 이 압연면에 X선 회절 시험을 행하고, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트의 C양을 측정하였다.
구체적으로는, 시험편에 Mo-Kα선을 입사하여, α상(200), (211) 회절 피크의 적분 강도, 및 γ상(200), (220), (311) 회절 피크의 적분 강도를 측정하여, 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다.
또한, Fe-Kα선을 입사하여, γ상(200), (220), (311) 회절 피크의 위치로부터, 오스테나이트의 격자 상수(aγ)를 구하고, 잔류 오스테나이트의 C양(Cγ)을, aγ(Å)= 3.578+0.033×Cγ(질량％)의 관계식을 이용하여 산출하였다.
또한, 도금 강판으로부터 EBSP 측정용 시험편을 채취하여, 압연 방향에 평행한 종단면을 전해 연마한 후, 기재 강판과 도금층의 경계로부터 기재 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하고, 구 오스테나이트 입계를 확인하였다. 계속해서, FIB를 사용하여, 구 오스테나이트 입계를 포함하는 3DAP 측정용 바늘 시료를 제작하였다.
3DAP를 사용하여, C, B 및 P 원자의 농도 분포를 측정하고, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량([C]γgb), B 편석량([B]γgb) 및 P 편석량([P]γgb)을 구하고, [C]γgb/[P]γgb, 및 [B]γgb/[P]γgb를 산출하였다.
또한, 도금 강판으로부터 SEM 관찰용 시험편을 채취하고, 이 시험편의 압연 방향에 평행한 종단면을 연마한 후, 이 종단면에 나이탈 부식 및 레페라 부식을 행하여, 기재 강판과 도금층의 경계로부터 기재 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하였다. 화상 처리에 의해, 템퍼링 마르텐사이트, 폴리고날 페라이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔부 조직의 체적률을 측정하였다.
프레시 마르텐사이트의 체적률은, 레페라 부식에 의해 측정되는 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 체적률의 합계로부터, 상기 XRD 측정에 의해 측정되는 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여 구하였다.
항복 응력(YS), 인장 강도(TS) 및 균일 연신율(UEl)은, 도금 강판으로부터 압연 방향으로 직행하는 방향을 따라서 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, 이 시험편에 인장 시험을 행하여 구하였다.
인장 속도는, 항복점에 도달할 때까지 1㎜/분으로 하고, 그 이후를 10㎜/분으로 하였다. 항복비(YR)는, YS를 TS로 나누어 구하였다. 전연신율(TEl) 및 국부 연신율(LEl)은, 압연 방향에 직행하는 방향을 따라 채취한 JIS 5호 인장 시험편에 인장 시험을 행하고, 전연신율의 실측값(TEl0) 및 균일 연신율의 실측값(UEl)을 이용하여, 상기 식 (1) 및 (2)에 기초하여, 판 두께 1.2㎜의 경우에 상당하는 환산값을 구하였다.
또한, 도금 강판으로부터 압연 방향과 직교하는 방향을 따라 V 노치 서브 사이즈 샤르피 충격 시험편을 채취하고, 판 두께가 1.2㎜인 경우에는 8장을, 판 두께가 1.6㎜인 경우에는 6장을 적층하여 나사 고정시키고, 이 시험편을 사용하여 샤르피 충격 시험을 행하였다. 시험 온도가 -60℃인 경우의 샤르피 충격값을 IVLT, 시험 온도가 40℃인 경우의 샤르피 충격값을 IVHT로 하여 IVLT/IVHT의 값을 구하였다.
YR이 0.59 이상이고, TS×UEl이 10000MPa·％ 이상이며, 또한, TS×LEl이 5000MPa·％ 이상이면, 양호한 기계 특성이라고 판단하였다. 또한, IVLT/IVHT가 0.50 초과이면, 양호한 저온 충격 특성이라고 판단하였다.
표 4-1, 4-2에, 도금 강판의 금속 조직을 관찰한 결과를 나타내고, 표 5-1, 5-2에, 도금 강판의 기계 특성 및 저온 충격 특성을 평가한 결과를 나타낸다.
[표 4-1]
Figure 112020101189590-pct00008
[표 4-2]
Figure 112020101189590-pct00009
[표 5-1]
Figure 112020101189590-pct00010
[표 5-2]
Figure 112020101189590-pct00011
표 4-1, 4-2 중, 「잔류 오스테나이트의 C양(질량％)」의 열, 「[C]γgb/[P]γgb」의 열, 및 「[B]γgb/[P]γgb」의 열에 있어서, 「-」는, 잔류 오스테나이트의 C양, [C]γgb/[P]γgb, 및 [B]γgb/[P]γgb의 측정을 행하지 않았음을 나타낸다.
또한, 표 1 내지 표 5에 있어서, 밑줄이 그어진 수치 또는 기호는, 본 발명의 범위 밖임을 의미한다.
발명예는, 모두 TS×UEl이 10000 이상, TS×LEl이 5000 이상이며, 양호한 균일 연성과 국부 연성을 나타내었다. 또한, YR은 0.59 이상의 높은 값을 나타내었다. 또한, IVLT/IVHT는 0.51 이상의 높은 값을 나타내었다.
성분 조성 또는 공정 조건이 적절하지 않은 비교예에 대한 시험 결과는, 항복비, 균일 연성, 국부 연성, 및 저온 충격 특성 중 어느 것 또는 전부가 떨어져 있었다.
구체적으로는, 본 발명의 범위 내의 성분 조성을 갖는 강 C, E, N을 사용하였지만, 조질 압연을 행하지 않은 시험 번호 9, 22, 및 40에서는, 잔류 오스테나이트의 C양이 낮고, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 열 처리 온도가 너무 낮은 시험 번호 10, 23 및 41에서는, 템퍼링 마르텐사이트 체적률, 잔류 오스테나이트의 C양 및 [C]γgb/[P]γgb가 낮고, YR, TS×UEl, TS×LEl 및 IVLT/IVHT가 낮았다.
강 C를 사용한 시험(시험 번호 14)에서는, 열처리를 행하지 않았기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 체적률, 잔류 오스테나이트의 C양 및 [C]γgb/[P]γgb가 낮고, YR, TS×UEl, TS×LEl 및 IVLT/IVHT가 낮았다.
강 C 및 강 F를 사용한 시험(시험 번호 11 및 28)에서는, 열 처리 온도가 너무 높기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률, 잔류 오스테나이트의 C양 및 [C]γgb/[P]γgb가 낮고, YR, TS×UEl, TS×LEl, 및 IVLT/IVHT가 낮았다.
본 발명의 범위 내의 성분 조성을 갖는 강 C를 사용하였지만, 어닐링 공정에 있어서 균열 온도가 너무 낮은 시험 번호 19에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 템퍼링 마르텐사이트 체적률이 낮고, TS×UEl이 낮았다.
강 A 및 C를 사용한 시험(시험 번호 4 및 18)에서는, 제1 냉각 공정에 있어서 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 너무 낮기 때문에, 시험 번호 4에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 템퍼링 마르텐사이트 체적률이 낮고, YR 및 TS×LEl이 낮았다. 시험 번호 18에서는, 잔류 오스테나이트 체적률이 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
본 발명의 범위 내의 성분 조성을 갖는 강 C를 사용하였지만, 제2 냉각 공정에 있어서 합금화 온도 내지 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)가 너무 낮았던 시험 번호 12에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트의 C양이 낮고, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
강 C, E, 및 N을 사용한 시험(시험 번호 17, 26, 및 39)에서는, 2단 가열 처리 공정에 있어서 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 너무 높기 때문에, [C]γgb/[P]γgb가 낮고, IVLT/IVHT가 낮았다.
강 A, C, E, 및 G를 사용한 시험(시험 번호 2, 16, 24, 및 31)에서는, 2단 가열 처리 공정에 있어서 300℃를 초과하는 온도역에 있어서의 평균 가열 속도가 너무 낮기 때문에, [C]γgb/[P]γgb가 낮고, IVLT/IVHT가 낮았다.
강 B를 사용한 시험 번호 5에서는, 강 중의 Si양이 적기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트의 C양이 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 D를 사용한 시험 번호 20에서는, 강 중의 Mn양이 적기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률이 낮고, YR 및 TS×LEl이 낮았다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 균일 연성 및 국부 연성이 모두 양호해서 프레스 성형성이 우수하며, 또한, 항복 강도 및 인장 강도가 높고, 또한, 국부 연성이 양호해서 충격 흡수성이 우수하며, 또한, 저온 충격 특성에도 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, 멤버나 필러 등의 자동차 차체의 구조 부품이나, 다른 기계 구조 부품의 소재 강판으로서 최적의 강판이다. 따라서, 본 발명은, 자동차 산업이나 기계 부품 제조 산업에서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (7)

  1. 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며,
    상기 강판의 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.03 내지 0.70％,
    Si: 0.25 내지 2.50％,
    Mn: 1.00 내지 5.00％,
    P: 0.0005 내지 0.100％,
    S: 0.010％ 이하,
    sol.Al: 0.001 내지 2.500％,
    N: 0.020％ 이하,
    B: 0 내지 0.0200％,
    Ti: 0 내지 0.30％,
    Nb: 0 내지 0.30％,
    V: 0 내지 0.30％,
    Cr: 0 내지 2.00％,
    Mo: 0 내지 2.00％,
    Cu: 0 내지 2.00％,
    Ni: 0 내지 2.00％,
    Ca: 0 내지 0.010％,
    Mg: 0 내지 0.010％,
    REM: 0 내지 0.10％, 및
    Bi: 0 내지 0.050％
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이며,
    상기 강판의 금속 조직이, 체적％로, 잔류 오스테나이트: 5.0％ 초과 및 템퍼링 마르텐사이트: 5.0％ 초과를 함유하고, 상기 잔류 오스테나이트가, C: 0.85질량％ 이상을 함유하며,
    상기 잔류 오스테나이트 및 상기 템퍼링 마르텐사이트의 체적％의 합계량은 100％ 이하이며,
    상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 C 편석량(원자수/㎚2): [C]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [C]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인
    것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 성분 조성이, 질량％로,
    B: 0.0002 내지 0.0200％,
    Ti: 0.001 내지 0.30％,
    Nb: 0.001 내지 0.30％,
    V: 0.001 내지 0.30％,
    Cr: 0.001 내지 2.00％,
    Mo: 0.001 내지 2.00％,
    Cu: 0.001 내지 2.00％,
    Ni: 0.001 내지 2.00％,
    Ca: 0.0001 내지 0.010％,
    Mg: 0.0001 내지 0.010％,
    REM: 0.0001 내지 0.10％, 및
    Bi: 0.0001 내지 0.050％
    의 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 성분 조성에 있어서, B의 함유량이 0.0002％ 이상이며,
    상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 B 편석량(원자수/㎚2): [B]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [B]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인
    것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 강판의 성분 조성에 있어서, B의 함유량이 0.0002％ 이상이며,
    상기 강판의 금속 조직 중의 구 오스테나이트 입계에 있어서의 B 편석량(원자수/㎚2): [B]γgb와, P 편석량(원자수/㎚2): [P]γgb의 비: [B]γgb/[P]γgb가 4.0 이상인
    것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판에 있어서, 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는, 합금화 용융 아연 도금 강판.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성의 소재 강판을, Ac1점을 초과하는 온도역으로 가열하여 어닐링하는 어닐링 공정,
    어닐링 공정 후에 소재 강판을, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는 제1 냉각 공정,
    제1 냉각 공정 후에 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정,
    도금 공정 후에 소재 강판을, 도금 온도 내지 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 미만까지 냉각하는 제2 냉각 공정,
    제2 냉각 공정 후에 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시하는 조질 압연 공정, 및
    조질 압연 공정 후에 소재 강판에, 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 미만으로 하여, 300℃까지 가열하고, 이어서, 300℃를 초과하는 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 초과로 하여, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 그 가열 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 2단 가열 처리 공정
    을 구비하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
  7. 제5항에 기재된 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 제조 방법이며,
    제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성의 소재 강판을, Ac1점을 초과하는 온도역으로 가열하여 어닐링하는 어닐링 공정,
    어닐링 공정 후에 소재 강판을, 650∼500℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는 제1 냉각 공정,
    제1 냉각 공정 후에 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정,
    도금 공정 후에 소재 강판에, 합금화 처리를 실시하는 합금화 공정,
    합금화 공정 후에 소재 강판을, 합금화 처리 온도 내지 300℃의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 미만까지 냉각하는 제2 냉각 공정,
    제2 냉각 공정 후에 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시하는 조질 압연 공정, 및
    조질 압연 공정 후에 소재 강판에, 300℃까지의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 미만으로 하여, 300℃까지 가열하고, 이어서, 300℃를 초과하는 온도역에 있어서의 평균 가열 속도를 10℃/초 초과로 하여, 300℃ 초과 600℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 그 가열 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 실시하는 2단 가열 처리 공정
    을 구비하는 것을 특징으로 하는, 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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