KR20010042985A - 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법 - Google Patents

강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20010042985A
KR20010042985A KR1020007011819A KR20007011819A KR20010042985A KR 20010042985 A KR20010042985 A KR 20010042985A KR 1020007011819 A KR1020007011819 A KR 1020007011819A KR 20007011819 A KR20007011819 A KR 20007011819A KR 20010042985 A KR20010042985 A KR 20010042985A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hot
steel sheet
mass
rolled steel
dip
Prior art date
Application number
KR1020007011819A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100679796B1 (ko
Inventor
교노가즈아키
우미노시게루
도사카아키오
니시무라게이지
하야시히로마사
Original Assignee
에모토 간지
가와사키 세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP05505899A external-priority patent/JP3555483B2/ja
Priority claimed from JP11221499A external-priority patent/JP3606102B2/ja
Priority claimed from JP32253799A external-priority patent/JP3835083B2/ja
Application filed by 에모토 간지, 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 에모토 간지
Publication of KR20010042985A publication Critical patent/KR20010042985A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100679796B1 publication Critical patent/KR100679796B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment

Abstract

본 발명은 소재 강편(鋼片)을 열간 압연한 후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행함으로써, 강철의 성분 조성이나 제조 이력을 막론하고, 또한 용융 도금 처리전의 재결정 소둔에 복사관 등의 복사식 가열을 이용한 경우라도, 강판의 페라이트 표층부에 충분한 내부 산화층을 형성할 수 있으며, 그 결과 도금용 강판에 대해서 우수한 용융 도금성 및 화성 처리성을 부여할 수 있다.

Description

강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의 제조 방법{STEEL PLATE, HOT-DIP STEEL PLATE AND ALLOYED HOT-DIP STEEL PLATE AND PRODUCTION METHODS THEREFOR}
최근, 자동차용 부재에 대해서는, 차체 중량의 경감 및 신뢰성·안전성 향상의 관점에서 그 고강도화가 지향되고 있다. 또한, 동시에, 성형성의 향상도 요구되고 있다.
이러한 경향은 자동차용 강판으로서 다용되는 용융 아연 도금 강판이나 합금화 용융 아연 도금 강판 등의 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판에 대해서도 예외가 아니며, 고강도화를 위해 각종 방법이 제안되고 있다.
예컨대, 일본 특허 공개 공보 제84-193221호에는 Si나 Mn 등의 고용(固溶) 강화 원소를 비교적 다량으로 함유시킴으로써 강판의 고강도화를 꾀하는 방법이 제안되고 있다.
그러나, 이 방법에서는, Si나 Mn을 다량으로 함유하는 것에서 유래되는 다른 문제, 즉 Si나 Mn의 표면 농화에 기인한 용융 도금성의 열화(도금되지 않는 부분의 발생 즉 비도금의 발생)나 화성 처리성의 열화(냉연(冷延) 강판에 도장 기초 처리로서 실시되는 인산아연 등의 화성 피막이 형성되지 않음)라는 문제가 생기기 때문에, 자동차용 강판으로서는 실사용에 견딜 수 없었다.
또한, 일본 특허 공개 공보 제93-339643호에는 열간 마무리 온도가 500℃ 이상, Ar3변태점 이하의 α영역 윤활 압연을 행함으로써 딥 드로잉 가공성을 개선한 고강도 냉연 강판 및 고강도 아연 도금 강판이 제안되고 있다.
이것에 의해, 확실히 우수한 딥 드로잉 가공성을 얻을 수 있게 되지만, 용융 아연 도금에 있어서는 용융 도금성의 열화를 피할 수 없었다.
상기한 문제의 해결책으로서, 고산소 분압하에서 강판을 강제적으로 산화한 후, 환원하여 용융 도금하는 방법(일본 특허 공개 공보 제80-122865호)이나 용융 도금을 행하기 전에 프리 도금을 행하는 방법(일본 특허 공개 공보 제83-104163호) 등이 제안되었지만, 이들 방법에서는, 열처리시의 표면 산화물의 제어가 충분하지 않기 때문에, 강철의 성분 및 도금 조건에 따라서는 반드시 안정된 용융 도금성이나 화성 처리성을 얻을 수는 없고, 또한 여분의 공정이 부가되기 때문에 제조비용이 상승한다고 하는 문제가 있었다.
또한, 일본 특허 공개 공보 제97-310163호에는 상기한 용융 도금성의 열화를 개선하는 것으로서, 열간 압연후, 고온 권취를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부의 결정 입계나 결정립 내에 산화물을 형성하는, 즉 내부 산화층을 형성하는 방법이 제안되어 있다.
이 내부 산화층을 형성하는 방법은 비도금의 발생을 방지하는 수단으로서는 매우 유용하다.
그러나, 상기한 방법에서는, 강철의 종류나 제조 이력에 따라서는, 충분한 내부 산화층을 확보할 수 없기 때문에, 반드시 만족할 정도로 우수한 용융 도금성 및 화성 처리성을 얻을 수 있다고는 할 수 없다는 문제를 남겨두고 있었다.
특히, 용융 도금 처리전의 재결정 소둔을 복사관 등의 복사식 가열 방식으로 행한 경우에는 이러한 경향이 컸다.
또, 가열 방식이 직화식인 경우에는, 이 소둔중에 얼마간은 내부 산화층이 증강되기 때문에, 복사식 가열의 경우보다는 개선되지만, 그래도 안정되게 원하는 내부 산화층을 형성하기는 곤란하였다.
또한, 최근에는 자동차용 부재의 일부에 대해서는 종래의 냉연 강판으로 바꾸어 열연 강판이 사용되게 되었다.
이 열연 강판에서는, 냉연 강판과 같이 재결정 소둔은 필요없기 때문에, 이러한 재결정 소둔시에 주로 생기는 Si나 Mn의 표면 농화, 나아가서는 이러한 표면 농화에 기인한 폐해의 발생은 적다고 생각된다.
그러나, 실제로 열연 강판에 대해서, 용융 도금성이나 화성 처리성에 대해서 조사한 결과, 충분히 만족할 정도의 결과는 얻을 수 없었다.
본 발명은 상기한 여러 문제를 유리하게 해결하는 것이다.
즉, 본 발명의 제1 목적은, 열연 강판으로서 사용하는 경우에, 우수한 용융 도금성 및 화성 처리성을 안정되게 발휘할 수 있는 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판을 이들의 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것이다.
또한, 본 발명의 제2 목적은, 냉연 강판으로서 사용하는 경우에, 강철의 성분 조성이나 제조 이력을 막론하고, 또한, 용융 도금 처리전의 재결정 소둔에 복사관 등의 복사식 가열을 이용한 경우에도, 우수한 용융 도금성 및 화성 처리성을 안정되게 얻을 수 있는 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판을 이들의 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것이다.
또한, 본 발명의 제3 목적은 냉연 강판중에서도 특히 가공성을 향상시킨 냉연 강판에 대해서, 우수한 용융 도금성 및 화성 처리성을 구비시킨 가공성이 우수한 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판을 이들의 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것이다.
또, 본 발명에 있어서의 화성 처리성이란, 강판을 그대로 자동차용 부재로서 사용하는 경우에 있어서의, 인산아연 등의 화성 피막의 형성능을 의미한다.
발명의 개시
전술한 바와 같이, 다량의 Si나 Mn을 첨가한 경우에 용융 도금성 및 화성 처리성이 열화하는 원인은 소둔시에 있어서의 Si나 Mn의 표면 농화(Si나 Mn이 소둔중에 선택 산화되어 표면에 많아지는 것)이다.
또한, 특히 열연 강판에 있어서는, 상기한 바와 같은 용융 도금전의 가열중에서의 Si나 Mn의 표면 농화는 물론이거니와 또, 산 세척후의 열연 강판의 표면에 Si나 Mn, P 등의 산화물이 잔존하는 것이 본질적인 원인인 것으로 밝혀졌다. 이 원인은 Si나 P 등의 산화물 및 철과의 복합 산화물 등은 산 세척시에 용해하기 어렵기 때문이라고 생각된다.
따라서, 상기 문제의 해결책으로서는, 페라이트 최표층을 Si나 Mn 등의 고용 원소가 적은 철층으로 하는 것이 유효하다고 생각된다.
그래서, 본 발명의 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 페라이트의 표면 근방 즉 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시켜, 이 내부 산화층 형성 원소로서 페라이트 표면의 Si나 Mn, P 등을 그 내부에 가두는 것이 유리한 것, 그리고 상기한 내부 산화층을 충분하고도 안정되게 형성하기 위해서는 열간 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원을 일으키지 않는 대기 중에서 열처리를 행하는 것이 매우 유효하다는 지견을 얻었다.
본 발명은 상기 지견에 입각한 것이다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 열연 강판으로서, 소재 강편을 열간 압연한 후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하고, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시킨 후, 산 세척을 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 열연 강판.
2. 상기 1에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
3. 상기 1에 기재한 열연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
4. 소재 강편을 열간 압연하고, 이어서 산 세척을 행하여 열연 강판을 제조하는데 있어서, 열간 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
5. 상기 4에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판의 제조 방법.
6. 상기 4에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
7. 냉연 강판으로서, 소재 강편을 열간 압연한 후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하고, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시킨 후, 산 세척, 냉간 압연 및 재결정 소둔을 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
8. 상기 7에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
9. 상기 7에 기재한 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
10. 소재 강편을 열간 압연하고, 이어서 산 세척후, 냉간 압연 및 재결정 소둔을 행하여 냉연 강판을 제조하는 데에 있어서, 열간 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
11. 상기 10에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판의 제조 방법.
12. 상기 10에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
13. Mn 0.2 내지 3.0 질량%, 또는 Mn 0.2 내지 3.0 질량% 및 Si 0.1 내지 2.0 질량%를 함유하는 조성이 되고, 표면에 용융 도금층을 갖는 고강도 강판으로서, 그 용융 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부에 Mn의 농화층, 또는 Mn 및 Si의 농화층을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 2 또는 8에 기재한 용융 도금 강판.
14. 상기 13에 기재한 용융 도금 강판으로서, 그 표면으로부터 두께 방향으로의 Mn 농도, 또는 Mn 및 Si 농도가 각각 도금층을 지나 급격히 상승한 후, 일단 저하하고, 그 후 조금 상승하여 정상 상태가 되는 프로필을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
15. 상기 13에 기재한 용융 도금 강판으로서, 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비가 각각 페라이트 내부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비의 1.01배 이상인 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
16. Mn 0.2 내지 3.0 질량%, 또는 Mn 0.2 내지 3.0 질량% 및 Si 0.1 내지 2.0 질량%를 함유하는 조성이 되고, 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 고강도 강판으로서, 그 합금화 용융 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부에 Mn의 농화층, 또는 Mn 및 Si의 농화층을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 3 또는 9에 기재한 합금화 용융 도금 강판.
17. 상기 16에 기재한 합금화 용융 도금 강판으로서, 그 표면으로부터 두께 방향으로의 Mn 농도, 또는 Mn 및 Si 농도가 각각 도금층을 지나 급격히 상승한 후, 일단 저하하고, 그 후 조금 상승하여 정상 상태가 되는 프로필을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
18. 상기 16에 기재한 합금화 용융 도금 강판으로서, 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비가 각각 페라이트 내부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비의 1.01배 이상인 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
19. C 0.0005 내지 0.005 질량%, Si 1.5 질량% 이하, Mn 2.5 질량% 이하, Al 0.1 질량% 이하, P 0.10 질량% 이하, S 0.02 질량% 이하, N 0.005 질량% 이하를 포함하고, 또한 Ti 0.010 내지 0.100 질량%, Nb 0.001 내지 0.100 질량%중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하며, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이고, 랜크포드(Lankford)값(r값)이 2 이상이며, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연 강판.
20. 상기 19에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융 도금 강판.
21. 상기 19에 기재한 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 합금화 용융 도금 강판.
22. C 0.0005 내지 0.005 질량%, Si 1.5 질량% 이하, Mn 2.5 질량% 이하, Al 0.1 질량% 이하, P 0.10 질량% 이하, S 0.02 질량% 이하, N 0.005 질량% 이하를 포함하고, 또한 Ti 0.010 내지 0.100 질량%, Nb 0.001 내지 0.100 질량%중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하며, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성인 강편을, Ar3변태점(變態点) 이상 내지 950℃ 이하의 압연 종료 온도 조건으로 열간 거친 압연(粗壓延)한 후, 500℃ 이상 내지 Ar3변태점 이하의 압연 종료 온도 조건 및 80% 이상의 압하율(壓下率) 조건으로 윤활 압연에 의한 열간 마무리 압연을 행하고, 이어서 이러한 열간 마무리 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하여 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성한 후, 산 세척에 의해 흑피 스케일을 제거하고 나서, 50 내지 95%의 압하율로 냉간 압연하고, 이어서 재결정 온도 이상 내지 950℃ 이하의 온도에서의 재결정 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 냉연 강판의 제조 방법.
23. 상기 22에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융 도금 강판의 제조 방법.
24. 상기 22에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
본 발명은 자동차용 부재 등에 이용하기 적합한 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판과 이들의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 그 용융 도금성 및 화성(化成) 처리성을 유리하게 개선시키고자 하는 것이다.
도 1은 백피 열연판(동 도면의 (a)) 및 흑피 열연판(동 도면의 (b), (c))의 열연판 열처리 후의 단면을 나타낸 광학현미경 조직 사진.
도 2는 내부 산화층의 형성에 미치는 흑피 열연판의 열처리 대기의 영향을 나타낸 도면.
도 3은 흑피 열연판에 열연판 열처리를 행한 것(a)과 이러한 열처리를 행하지 않은 것(b)에 대해서, 산 세척후의 깊이 방향의 원소 분포를 비교하여 나타낸 그래프.
도 4는 용융 도금시의 비도금의 발생 상황을 나타낸 도면.
도 5는 열연판 열처리 후에 있어서의 Si, Mn의 표면 농화 상황을 나타낸 도면.
도 6은 용융 도금시의 비도금의 발생 상황을 나타낸 도면.
도 7은 종래의 용융 아연 도금 강판(동 도면의 (a)) 및 본 발명에 따른 용융 아연 도금 강판(동 도면의 (b))에 대해서, GDS에 의해 측정한 깊이 방향 원소 분포를 비교하여 나타낸 그래프.
도 8은 종래의 합금화 용융 아연 도금 강판(동 도면의 (a)) 및 본 발명에 따른 합금화 용융 아연 도금 강판(동 도면의 (b))에 대해서, GDS에 의해 측정한 깊이 방향 원소 분포를 비교하여 나타낸 그래프.
도 9는 열연판 열처리 후의 내부 산화층(동 도면의 (a)) 및 그 후에 냉간 압연-재결정 소둔을 행한 후의 내부 산화층(동 도면의 (b))의 상태를 비교하여 나타낸 광학현미경 조직 사진.
도 10은 열연판 열처리 후에 있어서의 Si, Mn의 표면 농화 상황을 나타낸 도면.
도 11은 용융 도금시의 비도금의 발생 상황을 나타낸 도면.
도 12는 흑피 열연판 및 백피 열연판의 합금화 후의 외관을 비교하여 나타낸 도면.
도 13은 흑피 열연판 및 백피 열연판의 합금화 후의 분말화 특성을 비교하여 나타낸 도면.
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
우선, 대상으로 하는 강판이 열연 강판인 경우, 본 발명의 기초가 된 실험 결과에 대해서 설명한다.
도 1에 흑피 스케일을 미리 산 세척에 의해 제거한 열연 강판, 소위 백피 열연판(도 1(a))과 흑피 스케일이 부착된 채의 열연 강판, 소위 흑피 열연판(도 1의 (b), (c))에 대해서, 열연판의 열처리후의 단면을 광학현미경으로 관찰한 결과를 비교하여 나타낸다. 이 경우, 흑피 스케일이란, 성분이 주로 우스타이트(FeO)로 이루어진 외관이 검은 색조를 띤 스케일이다.
또, 소재로서는, Si: 0.5 질량%, Mn: 1.5 질량%를 함유하는 Si-Mn 강철을 이용하고, 또한, 열연판의 열처리 조건은 750℃, 5시간으로 하였다.
도 1에 도시된 바와 같이, 흑피 스케일이 부착된 채 열연판 열처리를 행한 경우(도 1의 (b), (c))에는 모두 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층의 형성이 인지되었다.
또, 열처리 대기가 100 부피% N2의 경우(실질적으로 환원을 일으키지 않는 대기: 도 1의 (b))에는 흑피 스케일 표면 및 페라이트와의 계면에 환원철의 형성은 거의 인지되지 않은데 비하여, 5 부피% H2-N2의 경우(약간 환원을 일으키는 대기: 도 1의 (c))의 경우에는, 흑피 스케일의 일부 표면과 페라이트와의 계면에 환원철의 형성이 관찰되었다.
한편, 백피 열연판의 경우에는, 내부 산화층의 형성은 전혀 관찰되지 않았다.
또, 흑피 열연판을 100 부피% H2대기(강한 환원성 대기)에서 열처리한 경우에 대해서도 조사하였지만, 이 경우에는 흑피 스케일 자체의 환원이 진행될 뿐이고, 내부 산화층의 형성은 거의 생기지 않았다. 그리고, 환원철중에는 Si나 Mn, P 등의 산화물이 잔존하게 된다.
이와 같이, 열연판에 있어서의 내부 산화층의 형성에는, 열연판의 열처리시에 있어서의 대기의 영향이 큰 것이 분명해졌다.
도 2에 내부 산화층의 형성에 미치는 흑피 열연판의 열처리 대기의 영향을 모식적으로 나타낸다.
도 2의 (a)에 도시된 바와 같이, 비환원성(실질적으로 환원을 일으키지 않음) 대기(예컨대 100 부피% N2대기)에서 열처리를 행한 경우에는, 흑피 스케일중의 산소가 주로 결정 입계를 따라 침투하고, FeSiO3나 Mnx, FeyOz가 형성된다. 즉, 스케일중의 산소는 내부 산화층의 형성에만 사용되는 것으로 생각된다.
이것에 대하여, 도 2의 (b)에 도시된 바와 같이, 환원성(실질적으로 환원을 일으킴) 대기(예컨대 100 부피% H2나 5 부피% H2-N2대기)의 경우에는, 흑피 스케일중의 산소는 내부 산화층의 형성 뿐만 아니라 흑피 스케일의 환원(FeO+H2→Fe+H2O)에도 사용되기 때문에, 내부 산화층의 형성이 불충분해지고, 또한, 흑피 스케일층이 환원되어 Si나 Mn 등의 산화물이 혼합된 환원철이 형성되는 불이익도 생긴다.
다음에, 도 3의 (a), (b)에 각각 0.08 질량% C-1.0 질량% Si-1.5 질량% Mn-0.07 질량% P의 조성이 되는 흑피 열연판에 대해서 질소중에서 열처리한 것과 이러한 열처리를 행하지 않는 비교재에 대해서, 산 세척후의 GDS(Grimm-Grow 발광 분광 분석)에 의한 깊이 방향의 원소 분포에 대해서 조사한 결과를 비교하여 나타낸다.
도 3의 (b)에 도시된 바와 같이, 비교재의 Si, Mn 등은 강판 내부에서는 금속 상태이고, 균질하지만, 표층에서는 산화물의 잔존물인 Si 농도가 증대하고 있다.
이것에 대하여, 도 3의 (a)에 도시된 바와 같이, 흑피 열연판의 질소중 열처리재에서는, 페라이트 표층의 내부에 Si, Mn 등의 산화물에 의한 피크가 인지되고, 금속 원소가 산화물로서 내부에 가두어져 있는 것을 알 수 있다. 내부 산화층중의 이들은 산화물로서, 금속 원소로서의 이들 고용 농도는 각별히 저감하고 있다. 그리고, 최표층의 Si, Mn 등의 금속 원소는 페라이트 내부나 비교재보다도 현저히 감소하고 있고, 최표층에서는 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 대폭 저하한 철층으로 되어 있는 것을 알 수 있다.
또, 산화 작용으로서는 내부 산화와 표층 산화의 양방이 발생할 수 있는 것으로, Si, Mn 등이 최표층에서 내부보다도 감소하는 메카니즘이 명확히 해명된 것은 아니지만, 최표층의 산화물이 내부 산화에 의해 내측으로 이동하는 것, 스케일중으로 이동하는 것, 산 세척시에 스케일과 함께 제거되기 쉽게 된 것 등을 생각할 수 있다.
그리고, 이러한 메카니즘에 의해 최표층은 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용도가 저하하여, 고용 원소가 적은 철층이 되는 것으로 생각된다.
다음에, 상기한 바와 같이 하여 얻은 열연판을 산 세척후, 레스카사에서 제조한 종형 용융 도금 시뮬레이션 장치를 이용하여 가열→용융 아연 도금→염욕(salt bath)에 의한 가열 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 열연 강판을 제조하였다.
도 4에는 용융 도금시 비도금의 발생 상황에 대해서 조사한 결과를 나타낸다. 또, 비도금의 평가는 화상 처리에 의해 비도금부의 면적을 구함으로써 행하였다.
동 도면에서 밝혀진 바와 같이, 흑피 스케일이 부착된 채로, 또 열연판의 열처리 대기가 실질적으로 비환원성인 경우(A)에는, 비도금의 발생이 전혀 없는 것이 확인되었다.
또, 상기한 열연 강판의 소재 강편으로서는, 성분 조성이 특별히 한정되지 않고, 소위 저탄소 강판, 극저탄소 강판, Mn 첨가 고장력 강판 및 Si-Mn 첨가 고장력 강판 등 종래 공지된 것 모두가 적합하다.
강도 향상을 위해 비교적 다량으로 Mn을 첨가한 Mn계 고장력 강판 및 Si나 Mn을 첨가한 고Si-Mn계 고장력 강판이 특히 적합하다.
이 경우, 고강도화를 위해서는 Mn은 0.2 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 3.0 질량%를 초과하여 다량으로 함유시키면 실용적인 고장력재로는 되지 않기 때문에, Mn의 양은 0.2 내지 3.0 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.
또한, Si는 함유량이 0.1 질량% 미만에서는 본 발명의 방법을 필요로 하는 도금성의 열화가 그다지 일어나지 않고, 한편, 2.0 질량%을 초과하면 본 발명의 방법을 사용하여도 도금성의 열화를 피할 수 없기 때문에, Si는 필요에 따라 0.1 내지 2.0 질량%의 범위에서 함유시키는 것이 바람직하다.
또한, 그 외에도 필요에 따라 Ti, Nb, B, Mo, Sb, P, S, C, N, Cu, Ni, Cr, V 및 Zr 등을 적절하게 함유시킬 수도 있다.
다음에, 대상으로 하는 강판이 냉연 강판인 경우에 대해서 설명한다.
이 냉연 강판의 경우도, 열간 압연 종료까지는, 상기한 열연 강판의 경우와 동일하고, 열연판의 열처리를 흑피 스케일이 부착된 채 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 행함으로써 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시킨다.
이어서, 상기한 바와 같이 하여 얻은 열연판을 산 세척후, 냉간 압연한 후, 재결정 소둔을 행하여 냉연 강판으로 한다. 또한, 필요에 따라 용융 도금 처리, 나아가서는 합금화 용융 도금 처리를 행한다.
그런데, 전술한 열연 강판의 경우와 동일하게 하여 Si: 0.5 질량%, Mn: 1.5 질량%을 함유하는 Si-Mn강의 열연판을 여러 가지 조건으로 열처리한 다음 4종의 열연판 열처리재, 즉, A: 흑피 열연판 열처리재(100 부피% N2, 750℃, 5시간), B: 흑피 열연판 열처리재(5 부피% H2-N2, 750℃, 5시간), C: 흑피 열연판 열처리재(100 부피% H2,750℃, 5시간) 및 D: 백피 열연판 열처리재(100 부피% N2, 750℃, 5시간)를 각각 산 세척-냉간 압연한 후, 레스카사에서 제조한 종형 용융 도금 시뮬레이션 장치를 이용하여 재결정 소둔→용융 아연 도금→염욕에 의한 가열 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.
도 5에는 상기한 열연판 열처리 후에 있어서의 Si, Mn의 표면 농화 상황을, 또한, 도 6에는 용융 도금시에 있어서의 비도금의 발생 상황에 대해서 조사한 결과를 나타낸다.
Si, Mn의 표면 농화량은 GDS(Grimm-Grow 발광 분광 분석)에 의해 극표면의 분석을 행하고, Si, Mn의 10초간 적산 강도로서 비교하였다. 또한, 비도금의 평가는 화상 처리에 의해 비도금부의 면적을 구하여 비교하였다.
도 5, 도 6에서 밝혀진 바와 같이, Si, Mn의 표면 농화는 흑피 스케일이 부착된 채로, 또 열연판 열처리 대기가 실질적으로 비환원성인 경우에 가장 적고, 또한, 이 경우에는 비도금의 발생도 전혀 없는 것이 확인되었다.
그런데, GDS(Grimm-Grow 발광 분광 분석)에 의한 도금 표층으로부터 페라이트 내부까지의 깊이 방향 원소 분포의 측정에 의해 Si나 Mn의 농화 상태를 검출할 수 있다.
그래서, 이 GDS를 이용하여 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해서, 도금 처리후의 Si나 Mn의 농화 상태에 대해서 조사하였다.
도 7의 (a), (b)에 0.5 질량% Si-1.5 질량% Mn을 함유하는 Si-Mn강을 사용한 용융 아연 도금 강판의 종래재와 본 발명재의 측정 결과를 비교하여, 또한, 도 8의 (a), (b)에는 합금화 처리후의 각 강철재의 측정 결과를 비교하여 각각 나타낸다.
종래재는 열연판 열처리를 하지 않고, 한편, 본 발명재는 흑피가 부착된 열연판을 질소중에서 750℃, 10시간 열처리하며, 이어서 통상의 산 세척, 냉간 압연후, 연속 용융 도금 설비로써 용융 아연 도금 처리 및 합금화 처리를 실시한 것이다.
도 7, 도 8에 도시된 바와 같이, 종래재에서는, 페라이트 표층부에 Mn이나 Si의 농화가 인지되지 않은 데 대하여, 발명재에서는 페라이트 표층부에 Mn이나 Si의 농화가 인지된다.
이것은, 주위의 Mn이나 Si가 산화물로서 농축하고 있기 때문이며, 따라서 이 근방에서의 금속 Mn 및 금속 Si의 고용 농도는 저하하고 있다. 그리고, 이러한 농화는 도금층과 페라이트의 계면이 아닌 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부에서 생기고 있다.
또, 페라이트와 도금층과의 계면은 도금층중의 Zn 강도의 1/2 위치, 페라이트의 Fe 강도와 도금층중의 Fe 강도의 절반의 위치에서 판정할 수 있다.
특히, 합금화 용융 아연 도금 강판은 가열 확산 처리에 의해 제조되기 때문에, 용융 아연 도금 강판보다는 보다 페라이트측으로 농화층이 확산되고 있다.
또한, 이러한 Mn 농화층의 페라이트 내부측에 Mn 농도가 저하하고 있는 영역이 인지되고, 그것보다도 깊은 영역에서는 페라이트의 조성을 반영하여 정상 상태가 된다.
Si나 B, P 등의 Fe보다도 산화되기 쉬운 성질의 원소가 강철중에 첨가되어 있는 경우에는, 그 양에 따라서도 다르지만, 이들 원소도 페라이트 표층부에 농화가 인지되는 것이 일반적이다. 특히 Si나 B는 강력한 피산화성 원소이기 때문에, 페라이트 표층부에 농화가 인지되기 쉽다.
상기한 바와 같이, 페라이트 표층부에 Mn 등의 산화물의 농화가 인지되는 경우에는, 페라이트 최외측 표면에서의 Mn 등의 고용 금속 원소는 고갈되고 있고, 그 결과, 도금성이 개선되는 것이다.
특히, 페라이트 표층부의 내부 산화층을 GDS의 Mn/Fe나 Si/Fe 피크 강도비로 평가한 경우, 이들 값이 페라이트 내부의 Mn/Fe나 Si/Fe 피크 강도비 보다도 1.01 이상인 경우에, 특히 우수한 도금성을 얻을 수 있다.
또, 상기한 냉연 강판에 대해서도, 그 성분 조성이 특별히 한정되지 않고, 먼저 열연 강판에 대해서 기술한 바와 같이 종래 공지의 것 모두가 적합하다.
다음에, 대상으로 하는 강판이 냉연 강판중에서도 특히 가공성이 우수한 냉연 강판인 경우에 대해서 설명한다.
이 경우도, 기본적으로는, 상술한 일반적인 냉연 강판의 경우와 동일하지만, 가공성을 향상시키기 위해서는 성분 조성을 소정의 범위로 제한할 필요가 있다.
그래서, 소재로서, 0.002 질량% C-0.5 질량% Si-1.5 질량% Mn-0.10 질량% P- 0.05 질량% Ti-23 질량ppm B 강철을 이용하고, 또한, 열연판 열처리 조건이 750℃, 5시간의 조건하에서 얻은 흑피 열연판 및 백피 열연판에 대해서, 열연판 열처리후의 단면을 광학현미경으로 비교 관찰하였다.
그 결과는, 전술한 도 1에 도시된 바와 완전히 동일하고, 흑피 열연판의 경우에는, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층의 형성이 인지되었지만, 백피 열연판의 경우에는, 내부 산화층의 형성은 전혀 관찰되지 않았다.
또한, 도 9에 상기와 동일 조성의 열연판에 대해서, 100 부피% N2대기 중에서 흑피 스케일이 부착된 채로 열연판 열처리(800℃, 10시간)를 행한 강판 및 그 후에 냉간 압연, 재결정 소둔(880℃, 40s)을 행한 강판 각각에 대해서, 페라이트 표층부에 형성된 내부 산화층의 상태를 관찰한 결과를 나타낸다.
동 도면에서 밝혀진 바와 같이, 흑피 스케일이 부착된 채로 열연판 열처리를 행하여 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성한 경우는, 그 후에 냉간 압연, 나아가서는 재결정 소둔이 실시된 후에도 페라이트 표층부에 균일하게 잔존하고 있는 것을 알 수 있다.
다음에, 상기한 바와 같이 하여 얻은 열연판을 산 세척-냉간 압연한 후, 레스카에서 제조한 종형 용융 도금 시뮬레이션 장치를 이용하여 재결정 소둔→용융 아연 도금→염욕에 의한 가열 합금화 처리(470℃)를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다. 또, 소재로서 사용한 강철은 0.002 질량% C-0.5 질량% Si-1.5 질량% Mn-0.10 질량% P-0.05 질량% Ti-23 질량ppm B 강철이며, 또한, 열연판 열처리 조건은 750℃, 5시간, 재결정 소둔 조건은 850℃, 30초, 노점: -30℃, 5 부피% H2-N2대기로 하였다.
도 10에는 열연판 열처리 후에 있어서의 Si, Mn의 표면 농화 상황을, 또한 도 11에는 용융 도금시에 있어서의 비도금의 발생 상황에 대해서 조사한 결과를 나타낸다.
도 10, 도 11에서 밝혀진 바와 같이, Si, Mn의 표면 농화는 흑피 스케일이 부착된 채로, 또 열연판 열처리 대기가 실질적으로 비환원성인 경우에 가장 적고, 또한, 이 경우에는 비도금의 발생도 전혀 없는 것이 확인되었다.
또한, 도 12 및 도 13에는 흑피 열연판 및 백피 열연판에 대해서, 합금화 후의 외관 및 분말화 특성(powdering property)에 대해서 조사한 결과를 나타낸다.
또, 합금화후의 외관은 ○: 탄 얼룩이 없슴(균일) △: 탄 얼룩이 있슴, ×: 합금화하지 않음으로 평가하였다.
동 도면에 도시된 바와 같이, 흑피 열연판의 경우는 합금화의 지연이 해소되어 있고, 백피 열연판에 비하여 우수한 외관을 얻을 수 있었다. 또한, Fe 함유율이 10 wt% 정도라도 양호한 분말화 특성을 나타내었다(양호: 3000 cps 이하).
또, 이 가공성이 우수한 냉연 강판에 대해서는 성분 조성을 다음 범위로 한정해야 한다.
C: 0.0005 내지 0.005 질량%
C의 양은 신장 향상의 관점에서는 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.0005 질량%를 하회하면 2차 가공에 견디는 취성의 열화나 용접부(용접열 영향부)의 강도 저하를 초래하고, 또한, 공업적으로도 0.0005 질량% 미만까지 저감하는 것은 비용적으로 적당하지 않다. 한편, C의 양이 0.005 질량%를 초과하면, 등량의 Ti, Nb를 함유시키더라도 현저한 재질(특히 연성) 개선 효과를 얻을 수 없고, 또한, 제강 행정, 열연 기타 제조 공정에 있어서 문제를 일으킬 우려가 있다. 따라서, C의 함유량은 0.0005 내지 0.005 질량%의 범위로 한정하였다.
Si: 1.5 질량% 이하
Si의 양은 기본적으로는 목표로 하는 인장 강도 레벨에 따라 조절하면 좋지만, 1.5 질량%를 초과하여 함유시킨 경우에는, 열연 모판(母板)이 현저히 경화하기 때문에, 냉연성이 열화하는 데에 부가하여 화성 처리성, 용융 도금성이 열화하고, 또한, 합금화 처리시에 합금화가 지연되고, 도금 밀착성이 열화한다는 문제도 발생한다. 나아가서는, 여러 가지 내부 결함도 증가하는 경향이 있기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, 본 발명에 따른 흑피 열연판을 비환원성 대기하에서 열처리함으로써 내부 산화층을 형성시키더라도, Si 함유량이 1.5 질량%를 초과하면 화성 처리성 및 용융 도금성의 열화를 피할 수 없다.
따라서, Si 함유량의 상한은 1.5 질량%로 하였다. 또, Si는 반드시 필수 성분은 아니지만, 고r값화와 고강도화를 위해서는 0.1 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Mn: 2.5 질량% 이하
Mn은 단독으로써 함유시킨 경우에는, 냉연 소둔후의 기계적 특성, 특히 r값을 열화시키지만, 타성분을 병용하며, 더구나 2.5 질량% 이하로 함유시킨 경우에는 재질의 현저한 열화를 수반하지 않고 강도의 상승을 꾀할 수 있다. 또한, Mn의 양이 2.5 질량%를 초과하면, 그 후에 본 발명에 따라서 내부 산화층을 형성하였다고 해도, 용융 도금시에 있어서의 비도금의 발생이나 화성 처리성의 열화를 완전히 방지할 수는 없게 된다. 따라서, Mn 함유량은 2.5 질량% 이하로 한정하였다. 또, 고강도화를 위해서는 적어도 0.2 질량% 함유시키는 것이 바람직하다.
Al: 0.1 질량% 이하
Al은 강철의 청정화에 유효하고, 개재물의 제거가 충분하면, 실질적으로 Al 무함유이어도 특성의 열화는 없는 것으로 추정된다. 그러나, 0.1 질량%를 초과하여 함유시킨 경우에는 표면 성형의 열화를 초래하기 때문에, Al 함유량은 0.1 질량%로 한정하였다. 또, 강철의 청정화를 위해서는 적어도 0.01 질량% 함유시키는 것이 바람직하다.
P: 0.10 질량% 이하
P를 함유시킴에 따라 강도를 증가시키면서 가공성을 향상시킬 수 있다. 이 효과는 0.04 질량% 이상에서 현저하다. 그러나, 0.10 질량%를 초과한 경우에는, 응고시의 편석이 현저해지는 결과, 가공성의 열화를 초래하고, 나아가서는 2차 가공에 견디는 취성도 대폭 열화하여 실질적으로 사용에 견딜 수 없게 된다. 또한, P의 다량 첨가는 용융 도금후의 합금화 속도를 지연시키기 때문에, 도금 밀착성이 열화하여 가공시의 도금 박리(파우더링)의 문제가 생기는 불이익도 있다.
따라서, P 함유량의 상한은 0.10 질량%로 하였다. 또, P는 반드시 필수 성분은 아니지만, 과도한 저감은 비용적으로 적당하지 않기 때문에, 0.005 질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.04 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
S: 0.02 질량% 이하
S의 양을 저감하면, 강철중의 석출물이 감소하여 가공성이 향상되고, 또한, C를 고정하는 유효 Ti량이 증가하는 점에서도 유리하다. 또한, S는 합금화 지연의 면에서도 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, S 함유량은 0.02 질량% 이하로 한정하였다.
또, 과도한 저감은 비용적으로 적당하지 않기 때문에, 하한은 0.005 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.
N: 0.005 질량% 이하
N의 양은 적으면 적을수록 재질(특히 연성)의 향상을 기대할 수 있고, 특히 0.005 질량% 이하에서 거의 만족할 수 있는 효과를 얻을 수 있다. 그래서, N 함유량은 0.005 질량% 이하로 제한하였다.
그러나, 과도한 저감은 비용적으로 적당하지 않기 때문에, 하한은 0.0010 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.010 내지 0.100 질량%
Ti는 탄질화물 형성 원소로서, 마무리 열연전, 냉연 전에 있어서의 강철중의 고용 C, N을 저감하여 마무리 열연이나 냉연 후의 소둔시에 [ll1] 방위를 우선적으로 형성하는 작용이 있기 때문에, 가공성(딥 드로잉 가공성)을 개선하기 위해서 첨가된다. 그러나, 첨가량이 0.010 질량%에 충족되지 않으면 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.100 질량%를 초과하여 첨가하여도 상기 효과는 포화에 이르며, 오히려 표면 품질의 저하로 이어지기 때문에, Ti 함유량은 0.010 내지 0.100 질량%의 범위로 한정하였다.
Nb: 0.001 내지 0.100 질량%
Nb도 탄질화물 형성 원소이며, Ti와 같이, 마무리 열연전, 냉연전에 있어서의 강철중의 고용 C, N을 저감시킬 뿐만 아니라, 마무리 열연전의 조직을 미세하며 마무리 열연, 소둔시에 [1l1] 방위를 우선적으로 형성시키는 작용이 있다. 또한, 고용 Nb에는 마무리 열연시의 변형을 축적하여 집합 조직의 발달을 촉진하는 효과도 있다. 그러나, 함유량이 0.001 질량% 미만에서는 상기 효과가 부족하고, 한편, 0.100 질량%를 초과하게 첨가하여도 그 이상의 효과는 요구할 수 없으며, 오히려 재결정 온도의 상승을 초래하기 때문에, Nb 함유량은 0.001 내지 0.100 질량%의 범위로 한정하였다.
또, 본 발명에 있어서, Ti 및 Nb는 적어도 어느 하나 일종을 함유시키면 좋다.
이상, 필수 성분에 대해서 설명하였지만, 이 강판에서는, 추가로 이하의 원소를 함유시킬 수도 있다.
B: 0.005 질량% 이하
B는 2차 가공에 견디는 취성의 개선에 유효하게 기여하지만, 그 효과는 0.005 질량% 초과하여 포화하고, 소둔 조건에 따라서는 오히려 가공성의 열화를 초래할 우려가 있다. 또한, 열연 모판도 현저히 경화한다. 따라서, B 함유량은 0.005 질량%를 상한으로 하였다. 또, 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 요구되는 2차 가공에 견디는 취성의 개선 정도에 따라서 필요량을 함유하면 좋지만, 0.0005 질량% 이상, 더욱 바람직하게는 0.0015 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Mo: 0.01 내지 1.5 질량%
Mo는 용융 도금성을 거의 저해하지 않고 강철을 강화하는 작용이 있기 때문에, 원하는 강도에 따라 적절하게 함유시킬 수 있다. 그러나, 함유량이 0.01 질량%에 충족되지 않으면 그 첨가 효과가 부족하고, 한편, 1.5 질량%를 초과하면 가공성에 악영향을 주는 경향이 있으며, 또한, 경제적으로도 바람직하지 못하기 때문에, Mo는 0.01 내지 1.5 질량%의 범위에서 함유시키는 것으로 하였다.
Cu: 0.1 내지 1.5 질량%
Cu는 강철을 강화하는 작용이 있고, 또한, Cu의 첨가에 의해 용융 도금성 화성 처리성은 거의 저해되지 않기 때문에, 원하는 강도에 따라 함유시킬 수 있다. 그러나, 함유량이 0.1 질량%에 충족되지 않으면 그 첨가 효과가 부족하고, 한편, 1.5 질량%를 초과하면 가공성에 악영향을 주기 때문에, Cu 함유량은 0.1 내지 1.5 질량%의 범위로 한정하였다.
Ni: 0.1 내지 1.5 질량%
Ni는 강철을 강화하는 작용이 있을 뿐만 아니라, Cu 함유시의 강판 표면형의 개선에 유효하게 기여한다. 또한, Ni의 첨가에 의한 용융 도금성이나 화성 처리성의 열화는 거의 없기 때문에, 원하는 강도에 따라 적절하게 함유시킬 수 있다. 그러나, 함유량이 0.1 질량%에 충족되지 않으면 그 첨가 효과가 부족하고, 한편, 1.5 질량%를 초과하면 가공성에 악영향을 주기 때문에, Ni 함유량은 0.1 내지 1.5 질량%의 범위로 한정하였다.
기타, 필요에 따라 또는 불가피하게 Cr, Sb, V, REM 및 Zr 등을 0.1 질량% 이하의 범위로 함유시킬 수도 있다.
다음에, 본 발명에 따른 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판의 각 제조 방법에 대해서 설명한다.
우선, 열연 강판 및 이것을 소재로 하는 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
강편의 제조 방법으로서는, 연속 주조법이 유리하게 적합하지만, 조괴-분괴법이어도 상관없다.
열간 압연에 대해서도 특별히 한정되지 않고, 종래부터 공지된 방법에 따라 처리하면 좋다.
대표적인 열연 조건은 압하율: 80 내지 99%, 열연 종료 온도: 600 내지 950℃, 권취 온도: 300 내지 750℃이다.
판 두께에 대해서는 열연 강판의 경우, 통상은 1.6 내지 6.0 mm 정도이지만, 최근의 열간 압연에 있어서의 강압화 기술의 진보에 의해 얻어지는 0.8 mm 정도의 얇은 부재에 대해서도 적용 가능하다.
상기한 바와 같이 하여 얻은 열연 강판은, 통상, 그대로 산 세척으로 흑피 스케일을 제거한 후, 제품에 제공하거나 용융 도금을 행하여 용융 도금 열연 강판으로 하는 것이지만, 본 발명에서는, 상기 열간 압연 후, 흑피 스케일이 부착된 채의 열연 강판을 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 열처리하여 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성하는 동시에, 그 위의 페라이트 최표층을 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 대폭 저하한 철층(순화 철층: depression layer)으로 함으로써, 안정된 용융 도금성 및 화성 처리성의 향상을 꾀하는 것이다.
본 발명에 있어서, 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이란, 100% 철로 다른 원소를 전혀 포함하지 않는다고 하는 의미가 아니라, 페라이트 내부보다도 Si나 Mn 등의 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용 농도가 현저히 감소하고, 철 농도가 상승하고 있는 것을 의미한다.
또, 원소 분석에서는, 금속 상태와 산화물 상태를 구별할 수 없지만, 전형적인 경우에는, 도 3에 도시된 바와 같이 GDS에 의해 내부 산화물에서 표층측으로 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 존재하고 있는 것을 확인할 수 있다. 이러한 철층을 직접적으로 확인하기 어려운 경우가 있기 때문에, 간이적으로는 광학현미경 관찰에 의해 내부 산화층을 확인함으로써, 그 표층에 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 존재하고 있는 것을 확인할 수 있다. 이것은 내부 산화층의 형성에 의해, 최표층에 있어서의 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용도가 저하하기 때문이다.
이 경우, 우수한 용융 도금성을 안정되게 얻기 위해서는, 내부 산화층의 두께를 5 내지 40 μm 정도로 하는 동시에, 표층에 있어서의 내부 산화층의 면적율을 1 내지 20% 정도로 하는 것이 바람직하다.
또, 이 값은 비에칭의 단면 관찰(1000배)시에 검게 보이는 부분의 면적율로서 용이하게 판단할 수 있다.
상기한 열연 강판의 열처리 공정에 있어서, 처리 온도는 650 내지 950℃로 할 필요가 있다. 이것은 열처리 온도가 950℃를 초과하면, 결정립 직경이 조대화하여 표면 거칠기가 생기기 때문이며, 또한, 열처리 온도가 650℃ 미만에서는, 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층을 충분히 형성시킬 수 없기 때문이다. 또, 후술하는 냉연 강판을 제조하는 경우에는, 열연판 열처리 온도가 950℃를 초과하면, 결정립 직경의 조대화에 따라 계속되는 냉연시에 표면이 거칠어지기도 하고, 또한, 냉연의 왜곡이 불균일하게 되어 r값의 저하를 초래한다고 하는 불이익도 발생한다.
또, 열처리 시간에 대해서는 특별히 한정되지는 않지만, 4 내지 40 시간 정도로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서, 실질적으로 환원을 일으키지 않는 대기로서는, 100 부피% N2대기가 가장 좋고, 이어서 H2함유량이 5 부피% 미만인 H2-N2혼합 대기가 유리하게 적합하다.
이 점, H2함유량이 5 부피% 이상으로 되면, 내부 산화층의 형성이 현저히 적어지고, 최표층에 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 형성되기 어렵게 될 뿐만 아니라, 흑피 스케일 표면에도 금속 산화물을 함유한 환원철이 생성되고, 산 세척 공정에서의 잔존 스케일의 제거가 저해되기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, 대기중 등, 산소를 대량으로 포함하는 산화성 대기에서는, 강철중의 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소나 철 그 자체의 산화가 페라이트 표면에서 진행될 뿐이며, 내부 산화층의 형성이 현저하게 적고, 최표층에 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 형성되지 않기 때문에 부적합하다. 그러나, 100 부피% N2대기 또는 H2의 양이 5 부피% 미만인 H2-N2혼합 대기에 있어서의 O2의 양이 1 부피% 이하이면, 철의 산화는 문제가 되지 않을 정도의 소량이고, 내부 산화층이 생성되어 최표층에 있어서의 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용도가 저하하기 때문에, 이 정도라면 함유하고 있어도 좋다. O2를 완전히 배제하는 것은 오히려 경제적인 불이익이 크다.
이어서, 산 세척을 실시한다.
이 산 세척 조건에 대해서도 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 염산 또는 황산으로써, 필요에 따라 산 세척 촉진제, 산 세척 억제제를 첨가하여 행하면 좋지만, 페라이트를 수 μm 이상 제거해 버릴 정도의 극단적으로 과도한 산 세척은 행하지 않는 편이 좋다.
그 후, 용융 도금의 경우에는, 가열을 행하여 표면을 덮고 있는 산화물(불가시 산화물)을 환원시키거나 표면의 활성화를 재촉하지만, 이 가열 조건에 대해서도, 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라, 예컨대, H2: 2 내지 20 부피%, 잔부: N2의 대기 중에서, 노점: -50 내지 +10℃, 온도: 500 내지 950℃, 시간: 10초 내지 10분 정도의 조건으로 행하면 좋다.
이러한 가열을 행함으로써, 페라이트 표면의 Fe 산화물, P 등의 산화물, 철과의 복합 산화물 등이 표면에서 불식되기 때문에, 우수한 용융 도금성이나 합금화 특성를 얻을 수 있는 것이다.
또한, 본 발명에서는, 용융 도금 처리전의 가열에 복사관 등의 복사식 가열을 이용한 경우에도, 최표층이 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 되기 때문에 우수한 용융 도금성 및 합금화 특성을 확보할 수 있는 이점이 있다.
또한, 본 발명에서는, 후술하는 용융 도금 처리후의 강철띠에 대하여, 형상 교정, 표면 조도 등의 조정을 위해 10% 이하의 조질(調質) 압연을 가할 수도 있다.
상기한 바와 같이 하여 얻은 열연 강판에 용융 도금을 행하는 도금 조건으로서는, 종래부터 공지된 방법에 따라 실시하면 된다.
예컨대, 용융 아연 도금 처리의 경우에는, 가열한 강판을 욕의 온도가 460 내지 490℃ 정도인 용융 아연욕에 침지하여 용융 도금을 행한다. 그 경우, 욕에 침입시킬 때의 판의 온도는 460 내지 500℃ 정도가 적합하다. 또한, 용융 아연 도금이나 합금화 용융 아연 도금의 경우에는, 용융 아연욕 속의 Al량은 0.13 내지 0.5 질량% 정도로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 하여 용융 아연욕에 침지된 열연 강판은 욕에서 끌어올린 후, 가스 와이핑 처리 등에 의해 도금 부착량이 조정되어 용융 아연 도금 열연 강판이 된다.
또한, 이러한 용융 아연 도금 열연 강판은 그 후에 가열 합금화 처리를 실시함으로써 합금화 용융 아연 도금 열연 강판으로 할 수 있다.
이 경우, 가열 합금화 처리 조건으로서는, 460 내지 520℃, 0.1 내지 1.0 분 정도가 적합하다.
또, 그 밖의 용융 도금 처리로서는, 용융 알루미늄 도금, 용융 아연-알루미늄 도금, 용융 아연-마그네슘-알루미늄 도금 등이 있고, 이들에 대해서도 종래 공지의 방법에 따라 용융 도금 처리를 행하면 된다. 또한, 도금욕 속에 Pb, Sb, Bi, REM, Ti 등이 소량 첨가되는 경우도 있다.
또한, 용융 도금의 부착량에 대해서는, 자동차 용도로는 한 면당 20 내지 100 g/m2정도로 하는 것이 바람직하다. 한편, 건재, 토목 용도로는 100 내지 400 g/m2정도로 하는 것이 바람직하다.
다음에, 냉연 강판 및 이것을 소재로 하는 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
열연 강판으로 하기까지의 제조 공정 및 열연판 열처리 조건은 상술한 열연 강판의 경우와 동일하다.
그런데, 냉연 강판에서는, 상기 열연판 열처리를 행한 후, 산 세척하고, 이어서 냉간 압연을 행한다.
이 냉간 압연 조건에 대해서도, 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 행하면 좋지만, 집합 조직 [111]을 유리하게 발달시키기 위해서는, 압하율은 50 내지 95% 정도로 하는 것이 바람직하다.
그 후, 재결정 소둔을 행하지만, 이 재결정 소둔 조건에 대해서도, 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라 600 내지 950℃에서 0.5 내지 10 분 정도로 행하면 좋다.
이어서, 용융 도금 처리, 나아가서는 합금화 용융 도금 처리, 더 나아가서는 조질 압연을 행하는 것이지만, 이러한 처리에 대해서도, 상술한 열연 강판의 경우와 동일한 조건으로 행하면 좋다.
다음에, 가공성이 우수한 냉연 강판 및 이것을 소재로 하는 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
이 경우도, 기본적으로는, 상술한 열연 강판 및 일반적인 냉연 강판을 제조하는 경우와 공통되지만, 그 특성 확보의 필요상, 그 제조 조건에 대해서도 엄밀하게 제어할 필요가 있다.
즉, 냉연판의 r값의 평균을 높게 하기 위해서는, 열연, 소둔후의 집합 조직으로 [111] 방위가 발달하고 있는 것이 바람직하다. 그러기 위해서는, 열간 압연시, 마무리 압연전의 조직을 미세하고도 균일하게 하여 계속되는 마무리 압연시에 다량의 변형을 강판에 균일하게 축적하여 소둔시에 [111] 방위를 우선적으로 형성시킬 필요가 있다.
열간 마무리 압연전의 조직을 미세하고도 균일하게 하기 위해서는, 열간 거친 압연을 Ar3변태점 바로 위에서 종료하고, 마무리 압연 직전에 γ→α 변태를 일으키는 것이 바람직하다. 따라서, 열간 거친 압연의 종료 온도는 Ar3변태점 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 거친 압연의 종료 온도가 950℃를 초과하면, γ→α 변태가 생기는 Ar3변태점까지 냉각되는 과정에서 회복이나 입자 성장이 생겨 마무리 압연전의 조직이 조대하고 불균일한 것이 된다. 따라서, 거친 압연의 종료 온도는 Ar3변태점 이상, 950℃ 이하의 범위로 한정하였다.
또, 열간 거친 압연의 압하율은 조직 미세화를 위해서는 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
다음에, 열간 마무리 압연시에 다량의 변형을 축적하기 위해서는, 마무리 압연을 Ar3변태점 이하의 온도로 또한 80% 이상의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 이것은 마무리 압연을 Ar3변태점을 상회하는 온도로 행하면, 열연중에 γ→α 변태가 생겨 변형이 개방되거나 압연 집합 조직이 랜덤으로 되어 계속되는 소둔시에 [111] 방위가 우선적으로 형성되지 않기 때문이다.
또한, 마무리 압연 온도를 500℃ 이하로 하는 것은 압연 하중이 현저히 증대하기 때문에 현실적이지 못하다.
또한, 마무리 압연시의 합계의 압하율이 80% 미만에서는, 열연, 소둔후에 [111] 방위의 집합 조직이 발달하지 않는다.
그래서, 열간 마무리 압연은 압연 종료 온도: 500℃ 이상, Ar3변태점 이하, 압하율: 80% 이상의 조건으로 행하는 것으로 하였다.
또한, 마무리 압연시에 다량의 변형을 균일하게 축적하기 위해서, 마무리 압연을 윤활 압연으로 할 필요가 있다. 이것은 윤활 압연을 행하지 않으면, 롤과 강판 표면의 마찰력에 의해 강판의 표층부에 부가적 전단력이 작용하고, 열연, 소둔후에 [111] 방위가 아닌 집합 조직이 발달하며, 냉연판의 r값의 평균이 저하하는 경향이 있기 때문이다.
다음에, 상기한 바와 같이 하여 얻은 열연 강판에 대하여, 열연판 열처리를 행하는 것이지만, 이 열연판 열처리는 열연 강판 및 일반적인 냉연 강판의 경우와 같이 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 행하면 좋다.
이어서, 산 세척에 의해 흑피 스케일을 제거한 후, 냉간 압연을 행한다.
이 냉연은 집합 조직을 발달시켜 본 발명에서 소기한 높은 평균 r값을 얻기 위해서 행하는 것으로, 이 때 냉연 압하율을 50 내지 95%로 하는 것이 불가결하다. 이것은 냉연 압하율이 50% 미만이거나 95%를 초과하면 양호한 특성을 얻을 수 없기 때문이다.
상기와 같이 하여 냉연 공정을 거친 냉연 강철띠는 재결정 소둔을 행할 필요가 있다. 이 재결정 소둔은 박스형 소둔이어도 연속 소둔이어도 좋지만, 가열 온도는 재결정 온도(약 600℃) 이상, 950℃ 이하의 범위로 할 필요가 있다.
이어서, 용융 도금 처리, 나아가서는 합금화 용융 도금 처리, 더 나아가서는 조질 압연을 행하는 것이지만, 이러한 처리에 대해서는, 상술한 열연 강판 및 일반적인 냉연 강판의 경우와 동일한 조건으로 행하면 좋다.
실시예 1
표 1에 제시된 성분 조성으로 조정한 강철 슬라브를 1100 내지 1250℃로 가열한 후, 열간 압연에 의해 2.0 mm 두께의 열연판으로 한 후, 표 2, 표 3에 제시된 조건으로 열연판 열처리를 행하고, 이어서 산 세척을 행하였다.
이렇게 해서 얻어진 열연 강판에 700℃, 1분의 가열 처리를 실시한 후, 다음과 같은 조건으로 용융 아연 도금 처리를 행하여 용융 아연 도금 열연 강판을 제조하였다.
·욕의 온도: 470℃
·침입판의 온도: 470℃
·Al 함유율: 0.14 질량%
·도금 부착량: 60 g/m2(한 면)
·도금 시간: 1초
또한, 일부에 대해서는 그 후 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 열연 강판으로 하였다.
또한, 일부에 대해서는 상기한 가열 처리후, 용융 알루미늄 도금 처리 및 용융 아연-알루미늄 도금 처리를 행하였다.
게다가, 열연 강판의 일부에 대해서는 화성 처리를 행하였다.
또, 비교를 위해, 종래법에 따라 열연 강판, 용융 도금 열연 강판 및 합금화 용융 도금 열연 강판을 제조하였다.
이렇게 해서 얻어진 열연 강판의 화성 처리성, 각종 용융 도금 열연 강판의 용융 도금성 및 도금 밀착성, 및 합금화 용융 아연 도금 열연 강판의 합금화 속도 및 합금화 불균질에 대해서 조사한 결과를 표 4, 5에 나타낸다.
각 특성의 평가 방법은 다음과 같다.
〈화성 처리성〉
강판에 표 6에 제시된 탈지→수세→표면 조정→화성으로 이루어지는 화성 처리를 실시하여 인산아연 피막을 형성시켜 이하의 기준에 따라 평가하였다.
○: 전면 균일하게 인산아연 피막이 형성됨
×: 일부 인산아연 피막이 형성되지 않는 부분이 발생
〈용융 도금성〉
용융 도금후의 외관을 화상 처리하여 비도금 면적율을 구하고, 이하의 기준에 따라 평가하였다.
5: 비도금 면적율 0%
4: 비도금 면적율 0.1% 이하
3: 비도금 면적율 0.1% 초과 내지 0.3% 이하
2: 비도금 면적율 0.3% 초과 내지 0.5% 이하
1: 비도금 면적율 0.5% 초과
〈도금 밀착성〉
듀퐁 충격 시험(직경: 6.35 mm, 중량: 1 kg의 추를 500 mm의 높이에서 강판상으로 낙하)에 의해 도금 밀착성을 평가하였다. 판정 기준은 다음과 같다.
○: 도금 박리 없음
×: 도금 박리 있음
〈합금화 속도〉
·합금화 조건
온도 상승 속도: 20℃/s
온도 하강 속도: 15℃/s
합금화 온도: 490℃
합금화 시간: 20초
상기 조건하에서 처리한 합금화재의 표면에 아연 η상이 잔존하고 있는지 여부에 의해 합금화 속도를 평가하였다.
○: 아연 η상 없음.
×: 아연 η상 있음
〈합금화 불균질〉
염욕을 이용하여 100×200 mm의 용융 도금판을 490℃, 30초로 합금화를 행하여 합금화 불균질이 있는지에 대해서 합금화후의 도금 외관을 관찰하여 평가하였다.
○: 불균질한 소성 없음(균일)
×: 불균질한 소성 있음
번호 강철 기호 흑피 스케일 유무 열연판소둔 대기 열연판소둔 조건 비고
1 A 유 100% N2 740℃, 12시간 적합예
2 B 〃 〃 〃 〃
3 C 〃 〃 〃 〃
4 D 〃 〃 〃 〃
5 E 〃 〃 〃 〃
6 F 〃 〃 750℃, 10시간 〃
7 G 〃 〃 〃 〃
8 H 〃 〃 800℃, 8시간 〃
9 I 〃 〃 〃 〃
10 J 〃 〃 〃 〃
11 A 유 100% N2 970℃, 10시간 비교예
12 B 〃 〃 610℃, 10시간 〃
13 C 〃 100% H2 750℃, 10시간 〃
14 D 〃 5% H2 〃 〃
15 E 〃 무 무 〃
16 F 무 100% H2 750℃, 10시간 〃
17 G 무 무 무 〃
18 H 〃 〃 〃 〃
19 I 〃 〃 〃 〃
20 J 〃 〃 〃 〃
번호 강철 기호 흑피스케일유무 열연판소둔 대기 열연판소둔 조건 비고
21 A 유 2%H2-N2 740℃, 12시간 적합예
22 〃 〃 100%N2 750℃, 15시간 〃
23 〃 〃 99.95%N2-500ppmO2 800℃, 12시간 〃
24 〃 〃 100%N2 950℃, 6시간 〃
25 B 〃 〃 650℃, 12시간 〃
26 〃 〃 2%H2-N2 700℃, 20시간 〃
27 〃 〃 100%N2 750℃, 10시간 〃
28 C 〃 〃 850℃, 6시간 〃
29 〃 〃 〃 910℃, 8시간 〃
30 〃 〃 〃 700℃, 35시간 〃
31 D 〃 〃 700℃, 7시간 〃
32 〃 〃 〃 800℃, 7시간 〃*1
33 E 〃 〃 900℃, 7시간 〃*2
34 〃 〃 〃 700℃, 15시간 〃
35 F 〃 〃 750℃, 10시간 〃*3
36 G 〃 〃 700℃, 5시간 〃*3
37 H 〃 〃 750℃, 15시간 〃
38 I 〃 〃 950℃, 7시간 〃
39 J 〃 2%H2-N2 750℃, 15시간 〃
40 J 〃 100%N2 800℃, 13시간 〃
*1 용융 알루미늄 도금 부착량: 50 g/m2*2 용융 아연-알루미늄 도금(Al: 55 질량%) 부착량: 75 g/m2*3 용융 아연-알루미늄 도금(Al: 5 질량%) 부착량: 60 g/m2
번호 화성 처리성 용융 도금 특성 합금화 용융 도금 특성 비고
용융 도금성 도금 밀착성 합금화 속도 합금화후 외관
1 ○ 5 ○ ○ ○ 적합예
2 〃 〃 〃 〃 〃 〃
3 평가하지않음 〃 〃 〃 〃 〃
4 〃 〃 〃 〃 〃
5 〃 〃 〃 〃 〃
6 〃 〃 〃 〃 〃
7 〃 〃 〃 〃 〃
8 〃 〃 〃 〃 〃
9 ○ 〃 〃 〃 〃 〃
10 〃 〃 〃 〃 〃 〃
11 × 5 ○ ○ × 비교예
12 〃 3 × ○ 〃 〃
13 평가하지않음 2 〃 × 〃 〃
14 2 〃 〃 〃 〃
15 1 〃 〃 〃 〃
16 2 〃 〃 〃 〃
17 3 〃 〃 〃 〃
18 3 〃 〃 〃 〃
19 1 〃 〃 〃 〃
20 1 〃 〃 〃 〃
번호 화성처리성 용융 도금 특성 합금화 용융 도금 특성 비고
용융 도금성 도금 밀착성 합금화 속도 합금화후 외관 적합예
21 ○ 4 ○ ○ ○ 〃
22 〃 5 〃 〃 〃 〃
23 〃 〃 〃 〃 〃 〃
24 〃 〃 〃 〃 〃 〃
25 〃 〃 〃 〃 〃 〃
26 평가 하지 않음 4 〃 평가하지않음 평가하지않음 〃
27 5 〃 〃
28 〃 〃 〃
29 〃 〃 〃
30 〃 〃 〃
31 〃 〃 〃
32 〃 〃 〃
33 〃 〃 〃
34 〃 〃 〃
35 〃 〃 〃
36 〃 〃 〃
37 ○ 〃 〃 ○ ○ 〃
38 〃 〃 〃 〃 〃 〃
39 〃 4 〃 〃 〃 〃
40 〃 5 〃 〃 〃 〃
처리액 처리 온도 처리 시간
탈지 니혼파커(주)제품 (FC-L4460) 40 내지 45℃ 120초 분무
수세 ― R.T. 30초
표면 조정 니혼파커(주)제품 (PN-Z) R.T. 15초 침지
화성 니혼파커(주)제품 (PB-L3020) 40 내지 43℃ 120초 침지
표 4, 표 5에서 밝혀진 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 열연 강판은 모두 최표층이 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층이 되고, 그 결과, 종래법에 의해 얻어진 열연 강판에 비하여 우수한 화성 처리성, 용융 도금성 및 합금화 용융 도금성을 나타내고 있다.
실시예 2
표 7에 제시된 성분 조성으로 조정한 강철 슬라브를 1200 내지 l250℃로 가열한 후, 열간 압연에 의해 3.5 mm 두께의 열연판으로 한 후, 표 8, 표 9에 제시된 조건으로 열연판 열처리를 행하고, 이어서 산 세척후, 냉간 압연을 행하여 0.8 mm 두께의 냉연판으로 하였다.
이렇게 해서 얻어진 냉연판에 830℃, 1분의 재결정 소둔을 행한 후, 다음과 같은 조건으로 용융 아연 도금 처리를 행하여 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.
·욕의 온도: 470℃
·침입판의 온도: 470℃
·Al 함유율: 0.14 질량%
·도금 부착량: 60 g/m2(한 면)
·도금 시간: 1초
또한, 일부에 대해서는 그 후 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.
더욱이, 일부에 대해서는 상기한 재결정 소둔후, 용융 알루미늄 도금 처리 및 용융 아연-알루미늄 도금 처리를 행하였다.
게다가, 냉연판의 일부에 대해서는 화성 처리를 행하고, 화성 처리성을 평가하였다.
또, 비교를 위해 종래법에 따라 냉연 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판을 제조하였다.
이렇게 해서 얻어진 냉연 강판의 화성 처리성, 각종 용융 도금 강판의 용융 도금성 및 도금 밀착성, 합금화 용융 아연 도금 강판의 합금화 속도 및 합금화 불균질, 페라이트 표층부에서의 Mn이나 Si의 농화 상태 및 페라이트 내부의 Mn/Fe, Si/Fe에 대한 페라이트 표층부의 Mn/Fe, Si/Fe의 비에 대해서 조사한 결과를 표 10, 표 11에 나타낸다.
또, 화성 처리성, 용융 도금성, 도금 밀착성, 합금화 속도 및 합금화 불균질의 평가 방법은 실시예 1과 동일하고, 또한, 페라이트 표층부에서의 Mn, Si의 농화 프로필은 다음과 같이 하여 평가하였다.
〈페라이트 표층부에서의 Mn, Si의 농화 프로필〉
GDS에 의해 도금층 표면으로부터 페라이트 내부까지의 깊이 방향 원소 분포를 측정하여 Si나 Mn의 농화 상태를 검출하였다.
번호 강철 기호 흑피 스케일 유무 열연판소둔 대기 열연판 소둔 조건 비고
1 A 유 100% N2 750℃, 10시간 적합예
2 B 〃 〃 〃 〃
3 C 〃 〃 〃 〃
4 D 〃 〃 〃 〃
5 E 〃 〃 〃 〃
6 F 〃 〃 〃 〃
7 G 〃 〃 〃 〃
8 H 〃 〃 〃 〃
9 I 〃 〃 〃 〃
10 J 〃 〃 〃 〃
11 A 유 100% N2 980℃, 10시간 비교예
12 B 〃 〃 600℃, 10시간 〃
13 C 〃 100% H2 750℃, 10시간 〃
14 D 〃 5% H2-N2 〃 〃
15 E 〃 무 무 〃
16 F 무 100% H2 750℃, 10시간 〃
17 G 무 무 무 〃
18 H 〃 〃 〃 〃
19 I 〃 〃 〃 〃
20 J 〃 〃 〃 〃
번호 강철 기호 흑피스케일유무 열연판소둔 대기 열연판소둔 조건 비고
21 A 유 2%H2-N2 750℃, 10시간 적합예
22 〃 〃 100%N2 800℃, 15시간 〃
23 〃 〃 99.95%N2-500ppmO2 900℃, 8시간 〃
24 〃 〃 100%N2 950℃, 5시간 〃
25 B 〃 〃 650℃, 10시간 〃
26 〃 〃 2%H2-N2 800℃, 20시간 〃
27 〃 〃 100%N2 700℃, 10시간 〃
28 C 〃 〃 850℃, 8시간 〃
29 〃 〃 〃 900℃, 10시간 〃
30 〃 〃 〃 700℃, 35시간 〃
31 D 〃 〃 700℃, 7시간 〃*1
32 〃 〃 〃 800℃, 7시간 〃
33 E 〃 〃 900℃, 7시간 〃
34 〃 〃 〃 700℃, 15시간 〃*2
35 F 〃 〃 750℃, 10시간 〃*3
36 G 〃 〃 750℃, 5시간 〃
37 H 〃 〃 800℃, 15시간 〃
38 I 〃 〃 950℃, 8시간 〃
39 J 〃 2%H2-N2 650℃, 15시간 〃
40 J 〃 100%N2 700℃, 9시간 〃
*1 용융 알루미늄 도금 부착량: 50 g/m2*2 용융 아연-알루미늄 도금(Al: 55 질량%) 부착량: 75 g/m2*3 용융 아연-알루미늄 도금(Al: 5 질량%) 부착량: 60 g/m2
표 10, 표 11에서 밝혀진 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 강판은 모두 충분한 양의 내부 산화층을 가지며, 그 결과, 종래법에 의해 얻어진 강판에 비하여 우수한 화성 처리성, 용융 도금성 및 합금화 용융 도금성을 보이고 있다.
실시예 3
표 12에 제시된 각종 성분 조성으로 된 강철 슬라브를 표 13, 표 14에 제시된 조건으로 처리하고, 판 두께: 0.7 mm의 냉연 소둔판으로 하였다.
이렇게 해서 얻어진 냉연 소둔판의 기계적 특성(인장 강도, 신장, r값, 취성), 내부 산화층의 상태, 화성 처리성, 용융 아연 도금에 있어서의 용융 도금성 및 도금 밀착성, 및 합금화 용융 아연 도금에 있어서의 합금화 속도 및 합금화후 외관에 대해서 조사하여 결과를 표 15, 표 16에 나타낸다.
또, 일부에 대해서는 상기 재결정 소둔후, 용융 알루미늄 도금 처리 및 용융 아연-알루미늄 도금 처리를 행하고, 그 때의 용융 도금성 및 도금 밀착성에 대해서 조사하였다.
이 경우, 기계적 특성의 평가 방법은 다음과 같이 하여 행하였다.
〈기계적 특성〉
인장 특성은 JIS 5호 인장 시험편을 이용하여 평가하였다.
또한, r값은 15% 인장 예비 왜곡을 부여한 후, 3점법으로써 측정하고, L 방향(압연 방향), D 방향(압연 방향에서 45°방향) 및 C 방향(압연 방향에서 90°방향)의 평균치를 하기 식으로부터 구하였다.
또한, 2차 가공에 견디는 취성에 대해서는, 드로잉 비: 2.0으로 드로잉 가공한 원뿔형 컵을 플랜지 컷팅한 후, 각종 온도에서 5 kg의 추를 80 cm의 높이로부터 떨어뜨려 충격 하중을 가하여 취성적인 균열을 유발하는 상한 온도를 측정하여 평가하였다. 이 온도가 약 -45℃ 이하이면, 통상의 사용 환경에서 문제가 없는 레벨로 판단할 수 있다.
또, 그 밖의 특성 평가 방법은 실시예 1의 경우와 동일하다.
표 15, 표 16에서 밝혀진 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 강판은 모두 기계적 특성이 우수할 뿐만 아니라 페라이트 표층부에 충분한 양의 내부 산화층을 가지며, 그 결과, 우수한 화성 처리성, 용융 도금성 및 합금화 용융 도금성을 아울러 얻을 수 있다.
이렇게 해서, 본 발명에 따라 열간 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 열연판 열처리를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성하는 동시에, 그 위의 페라이트 최표층을 산화되기 쉬운 성질의 금속 원소의 고용량이 저하한 철층으로 할 수 있고, 그 결과, 화성 처리성 및 용융 도금성을 각별히 향상시킬 수 있다.

Claims (24)

  1. 열연 강판으로서, 소재 강편을 열간 압연한 후, 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하고, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시킨 후, 산 세척을 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 열연 강판.
  2. 제 1 항에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
  3. 제 1 항에 기재한 열연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
  4. 소재 강편을 열간 압연하고, 이어서 산 세척을 행하여 열연 강판을 제조하는데 있어서, 열간 압연 후 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
  5. 제 4 항에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판의 제조 방법.
  6. 제 4 항에 기재한 열연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
  7. 냉연 강판으로서, 소재 강편을 열간 압연한 후 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하고, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시킨 후, 산 세척, 냉간 압연 및 재결정 소둔을 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 냉연 강판.
  8. 제 7 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
  9. 제 7 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
  10. 소재 강편을 열간 압연하고, 이어서 산 세척한 후, 냉간 압연 및 재결정 소둔을 행하여 냉연 강판을 제조하는데 있어서, 열간 압연 후 흑피 스케일을 부착시킨 채, 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행함으로써, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉연 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판의 제조 방법.
  12. 제 10 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
  13. 제 2 항 또는 제 8 항에 있어서,
    Mn 0.2 내지 3.0 질량%, 또는 Mn 0.2 내지 3.0 질량% 및 Si 0.1 내지 2.0 질량%을 함유하는 조성이 되고, 표면에 용융 도금층을 갖는 고강도 강판으로서, 그 용융 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부에 Mn의 농화층, 또는 Mn 및 Si의 농화층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
  14. 제 13 항에 있어서,
    표면으로부터 두께 방향으로의 Mn 농도, 또는 Mn 및 Si 농도가 각각 도금층을 지나 급격히 상승한 후, 일단 저하하고, 그 후 조금 상승하여 정상 상태가 되는 프로필을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
  15. 제 13 항에 있어서,
    도금층 바로 아래의 페라이트 표층부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비가 각각 페라이트 내부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비의 1.01배 이상인 것을 특징으로 하는 용융 도금 강판.
  16. 제 3 항 또는 제 9 항에 있어서,
    Mn 0.2 내지 3.0 질량%, 또는 Mn 0.2 내지 3.0 질량% 및 Si 0.1 내지 2.0 질량%를 함유하는 조성이 되고 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 고강도 강판으로서, 그 합금화 용융 도금층 바로 아래의 페라이트 표층부에 Mn의 농화층, 또는 Mn 및 Si의 농화층을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
  17. 제 16 항에 있어서,
    표면으로부터 두께 방향으로의 Mn 농도, 또는 Mn 및 Si 농도가 각각 도금층을 지나 급격히 상승한 후, 일단 저하하고, 그 후 조금 상승하여 정상 상태가 되는 프로필을 갖는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
  18. 제 16 항에 있어서,
    도금층 바로 아래의 페라이트 표층부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비가 각각 페라이트 내부의 Mn/Fe비, 또는 Mn/Fe비 및 Si/Fe비의 1.01배 이상인 것을 특징으로 하는 합금화 용융 도금 강판.
  19. C 0.0005 내지 0.005 질량%, Si 1.5 질량% 이하, Mn 2.5 질량% 이하, Al 0.1 질량% 이하, P 0.10 질량% 이하, S 0.02 질량% 이하, N 0.005 질량% 이하를 포함하고, 또한 Ti 0.010 내지 0.100 질량% 및 Nb 0.001 내지 0.100 질량% 중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하며, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이고, 랜크포드(Lankford)값(r값)이 2 이상이며, 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 갖는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 냉연 강판.
  20. 제 19 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 용융 도금 강판.
  21. 제 19 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 합금화 용융 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 합금화 용융 도금 강판.
  22. C 0.0005 내지 0.005 질량%, Si 1.5 질량% 이하, Mn 2.5 질량% 이하, Al 0.1 질량% 이하, P 0.10 질량% 이하, S 0.02 질량% 이하, N 0.005 질량% 이하를 포함하고, 또한 Ti 0.010 내지 0.100 질량%, Nb 0.001 내지 0.100 질량%중에서 선택한 1종 또는 2종을 함유하며, 잔여부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성인 강편을, Ar3변태점(變態点) 이상 내지 950℃ 이하의 압연 종료 온도 조건으로 열간 거친 압연(粗壓延)한 후, 500℃ 이상 내지 Ar3변태점 이하의 압연 종료 온도 조건 및 80% 이상의 압하율(壓下率) 조건으로 윤활 압연에 의한 열간 마무리 압연을 행하고, 이어서 이러한 열간 마무리 압연후, 흑피 스케일을 부착시킨 채 실질적으로 환원이 일어나지 않는 대기 중에서 650 내지 950℃의 온도 범위에서 열처리를 행하여 강판의 페라이트 표층부에 내부 산화층을 형성한 후, 산 세척에 의해 흑피 스케일을 제거하고 나서, 50 내지 95%의 압하율로 냉간 압연하고, 이어서 재결정 온도 이상 내지 950℃ 이하의 온도에서의 재결정 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 냉연 강판의 제조 방법.
  23. 제 22 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행하는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 용융 도금 강판의 제조 방법.
  24. 제 22 항에 기재한 냉연 강판의 표면에 용융 도금을 행한 후, 추가로 가열 합금화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 가공성이 우수한 합금화 용융 도금 강판의 제조 방법.
KR1020007011819A 1999-02-25 2000-02-21 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법 KR100679796B1 (ko)

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP99-48142 1999-02-25
JP4814299 1999-02-25
JP05505899A JP3555483B2 (ja) 1999-03-03 1999-03-03 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP99-55058 1999-03-03
JP99-112214 1999-04-20
JP11221499A JP3606102B2 (ja) 1999-04-20 1999-04-20 熱延鋼板、溶融めっき熱延鋼板およびそれらの製造方法
JP99-322537 1999-11-12
JP32253799A JP3835083B2 (ja) 1999-02-25 1999-11-12 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20010042985A true KR20010042985A (ko) 2001-05-25
KR100679796B1 KR100679796B1 (ko) 2007-02-07

Family

ID=27462152

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020007011819A KR100679796B1 (ko) 1999-02-25 2000-02-21 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US6398884B1 (ko)
EP (1) EP1076105A4 (ko)
KR (1) KR100679796B1 (ko)
CN (1) CN1170954C (ko)
BR (1) BR0005133B1 (ko)
CA (1) CA2330010C (ko)
TW (1) TW460583B (ko)
WO (1) WO2000050659A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101482345B1 (ko) * 2012-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW504519B (en) 1999-11-08 2002-10-01 Kawasaki Steel Co Hot dip galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer, and method for producing the same
AU780763B2 (en) 2000-09-12 2005-04-14 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot dip plated steel sheet and method for production thereof
JP4886118B2 (ja) * 2001-04-25 2012-02-29 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板
FR2828888B1 (fr) * 2001-08-21 2003-12-12 Stein Heurtey Procede de galvanisation a chaud de bandes metalliques d'aciers a haute resistance
JP4729850B2 (ja) * 2003-02-10 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1634975B9 (en) * 2003-03-31 2011-01-19 Nippon Steel Corporation Hot dip alloyed zinc coated steel sheet and method for production thereof
CA2521710C (en) 2003-04-10 2009-09-29 Nippon Steel Corporation High strength molten zinc plated steel sheet and process of production of same
JP3934604B2 (ja) * 2003-12-25 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性に優れた高強度冷延鋼板
KR100711356B1 (ko) * 2005-08-25 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법
BE1017086A3 (fr) * 2006-03-29 2008-02-05 Ct Rech Metallurgiques Asbl Procede de recuit et preparation en continu d'une bande en acier a haute resistance en vue de sa galvanisation au trempe.
JP5058769B2 (ja) * 2007-01-09 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法および製造設備
RU2430185C2 (ru) * 2007-04-11 2011-09-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная листовая сталь с покрытием, полученным горячим погружением, имеющая высокую ударную вязкость при низких температурах, для использования в штамповке и способ ее производства
WO2009086390A1 (en) * 2007-12-28 2009-07-09 United States Gypsum Company Decreased evaporation with retarder for a high water to stucco ratio lightweight board
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
KR20100076744A (ko) 2008-12-26 2010-07-06 주식회사 포스코 강판의 소둔 장치, 도금 품질이 우수한 도금 강판의 제조 장치 및 이를 이용한 도금 강판의 제조방법
JP5779847B2 (ja) * 2009-07-29 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR101253703B1 (ko) * 2012-10-26 2013-04-12 주식회사 에스에이씨 배치식 소둔 열처리 설비
US9895863B2 (en) 2013-08-26 2018-02-20 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
EP4215628A1 (en) * 2013-12-10 2023-07-26 Arcelormittal S.A. A method of annealing steel sheets
WO2016074057A1 (pt) * 2014-11-12 2016-05-19 Companhia Siderúrgica Nacional Produto laminado a quente em aços longos e uso do mesmo
WO2017090236A1 (ja) 2015-11-26 2017-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板用冷延鋼板の製造方法、および高強度溶融亜鉛めっき鋼板
KR102075182B1 (ko) * 2015-12-24 2020-02-10 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고강도 용융 아연계 도금 강재 및 그 제조방법
CN106119687B (zh) * 2016-06-28 2018-01-26 宝山钢铁股份有限公司 一种高表面质量的免酸洗热轧带钢及其制造方法
CN106244923B (zh) * 2016-08-30 2018-07-06 宝山钢铁股份有限公司 一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法
DE102016218957A1 (de) * 2016-09-30 2018-04-05 Thyssenkrupp Ag Temporäre Korrosionsschutzschicht
CN109425319B (zh) * 2017-08-25 2020-06-23 宝山钢铁股份有限公司 一种检测酸洗过程对横向断面影响程度的方法
CN111926248B (zh) * 2020-07-14 2021-11-30 辽宁科技学院 一种添加Ce合金的热冲压成形钢及热冲压成形工艺
CN111926252B (zh) * 2020-07-31 2022-01-18 马鞍山钢铁股份有限公司 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2411891A1 (fr) * 1977-12-14 1979-07-13 Siderurgie Fse Inst Rech Procede de traitement thermique de pieces d'acier destinees a etre recouvertes superficiellement a chaud par un autre compose
JPS58110659A (ja) * 1981-12-25 1983-07-01 Nippon Kokan Kk <Nkk> 深絞り用亜鉛めつき鋼板およびその製造方法
JP3238211B2 (ja) * 1992-10-02 2001-12-10 新日本製鐵株式会社 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法
JP3354610B2 (ja) * 1992-12-15 2002-12-09 川崎製鉄株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP0767247A4 (en) * 1995-02-23 1999-11-24 Nippon Steel Corp COLD ROLLED STEEL SHEET AND FIRE-SMOOTHED GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT SMOOTH WORKABILITY, AND METHOD FOR PRODUCING THE SHEET
WO1998030729A1 (fr) * 1997-01-13 1998-07-16 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier galvanise a chaud presentant peu de defauts par suite d'un placage defectueux, ainsi que d'excellentes caracteristiques d'adherence de depot par contact, et son procede de production
JP3020846B2 (ja) * 1995-07-31 2000-03-15 川崎製鉄株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH09287064A (ja) * 1996-04-19 1997-11-04 Kawasaki Steel Corp Ｐ添加鋼の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3468004B2 (ja) * 1997-01-16 2003-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板
JPH10287964A (ja) * 1997-04-14 1998-10-27 Nippon Steel Corp パウダリング性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101482345B1 (ko) * 2012-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP1076105A1 (en) 2001-02-14
BR0005133A (pt) 2001-01-09
TW460583B (en) 2001-10-21
US6398884B1 (en) 2002-06-04
EP1076105A4 (en) 2009-01-07
KR100679796B1 (ko) 2007-02-07
CN1294637A (zh) 2001-05-09
CA2330010C (en) 2008-11-18
WO2000050659A1 (fr) 2000-08-31
BR0005133B1 (pt) 2014-11-04
CN1170954C (zh) 2004-10-13
CA2330010A1 (en) 2000-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100679796B1 (ko) 강판, 용융 도금 강판 및 합금화 용융 도금 강판과 이들의제조 방법
JP4781836B2 (ja) 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR100595947B1 (ko) 고강도 박강판, 고강도 합금화 용융아연도금 강판 및이들의 제조방법
KR100888908B1 (ko) 표면 처리 강판 및 그 제조 방법
EP1149928B1 (en) Hot dip galvanized steel plate excellent in balance of strength and ductility and in adhesiveness between steel and plating layer
JP4589880B2 (ja) 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4464720B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN108603263B (zh) 高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法
JP3459500B2 (ja) 成型性及びめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008127637A (ja) 耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP3596316B2 (ja) 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR20180119618A (ko) 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
WO2017131055A1 (ja) 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP7137492B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3835083B2 (ja) 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
EP2740813B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
WO2020148948A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPH09176815A (ja) めっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板
EP4074847A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
JP4123976B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP3347152B2 (ja) 耐孔あき腐食性に優れた低降伏比冷延高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3921101B2 (ja) 形状凍結性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3555483B2 (ja) 加工性に優れた冷延鋼板、溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5092858B2 (ja) 溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2001192795A (ja) 高張力溶融めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130118

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140117

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150119

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160104

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170102

Year of fee payment: 11

LAPS Lapse due to unpaid annual fee