KR20090115873A

KR20090115873A - 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090115873A
Application number: KR1020097019512A
Authority: KR
Inventors: 다츠야 나카가이토; 요시츠구 스즈키; 슈사쿠 다카기; 사이지 마츠오카; 다카시 가와노; 요시하루 스기모토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2007-03-22
Filing date: 2008-03-18
Publication date: 2009-11-09
Also published as: US8241759B2; EP2128295A4; EP2128295B1; TWI366606B; CN101641456B; CN101641456A; CA2679886A1; EP2128295A1; WO2008123267A1; JP2008266778A; KR101132993B1; US20100104891A1; JP5223360B2; CA2679886C; TW200907074A

Abstract

인장 강도 780 MPa 이상의 강에 있어서, Al 은 통상적인 탈산에 사용하는 레벨의 첨가로 억제한 조건에서, TS × 전체 신장

15000 MPa·%, TS × 구멍 확장률

45000 MPa·% 를 나타내는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공한다.

강의 화학 성분으로서, 질량 % 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0. 60 초과 ∼ 2.0 %, Mn : 0.50 ∼ 3.50 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.010 % 이하, Al : 0.010 ∼ 0.06 % 및 N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 강판 조직은, 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하인 것을 특징으로하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

Description

성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT DIP ZINC PLATED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT MOLDABILITY, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에서 사용되는 부재용의 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.

근래 들어, 지구 환경 보전의 견지에서, 자동차의 연비 향상 및 자동차의 충돌 안전성 향상의 관점에서, 차체 재료의 고강도화에 의해 박육화를 도모하고, 차체 그 자체를 경량화 또한 고강도화하고자 하는 움직임이 활발하여, 고장력 강판의 자동차에 대한 적용이 촉진되고 있다. 고장력 강은 성형성이 연강과 비교하여 결핍되기 때문에, 여러 가지 조직 제어를 실시한 성형성이 높은 고장력 강판이 개발되고 있다. 나아가서는, 최근의 자동차에 대한 내식성 향상의 요구가 강한 점에서, 용융 아연 도금을 실시한 고장력 강판이 개발되고 있다.

종래의 기술로는, 예를 들어, 특허 문헌 1 에서는, 구멍 확장성이 우수한 용융 도금 고강도 강판이, 특허 문헌 2 ∼ 4 에서는, 도금 밀착성이나 연성이 우수한 용융 도금 고강도 강판이 제안되어 있다.

그러나, 이들 기술은 TS 590 MPa 이상의 고강도를 확보하기 위해서는, Al 을 0.25 % 이상의 첨가가 필수로 되어 있고, 합금 비용이나 Al 첨가에서 기인하는 주조성의 열화 등의 문제가 있었다. 또, 특히 특허 문헌 2 ∼ 4 에 대해서는 잔류 오스테나이트를 함유하기 때문에, 신장 특성은 높지만 2 차 가공시에 균열이 발생하는 케이스나 성형 부품의 형상 동결성이 페라이트 ＋ 마르텐사이트 강보다 열등한 경우도 있다.

비특허 문헌 1 에 대해서는, [발명의 개시] 의 항에서 설명한다.

특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 2005-256089호

특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2005-200690호

특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2005-200694호

특허 문헌 4 : 일본 공개특허공보 2006-299344호

비특허 문헌 1 : Proceedings of the International Workshop on the Innovative Structural Materials for Infrastructure in 21st Century p189 (Fig.4)

발명의 개시

본 발명에 있어서의 과제는, 상기 문제를 감안하여, 종래의 고강도 용융 아연 도금 강판과 동등 이상의 높은 성형성을 갖고, 또한 종래의 고강도 용융 아연 도금 강판과 동등한 비용이나 제조성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 얻는 것이다. 구체적으로는, 인장 강도 780 MPa 이상의 강에 있어서, Al 은 통상적인 탈산에 사용하는 레벨의 첨가로 억제한 조건에서, TS × 전체 신장

15000 MPa·%, TS × 구멍 확장률

45000 MPa·% 를 나타내는 성형성이 우수한 고강도 용융 도금 강판과 그 제조 방법을 얻는 것이다. 자동차용의 보디용 부품은 경량화와 고강성을 양립시키기 위해, 복잡한 형상의 부품이 증가되고 있고, TS × 전체 신장

15000 MPa·%, TS × 구멍 확장률

45000 MP a·% 를 만족시킴으로써, 종래부터 비약적으로 많은 부품을 고장력 강판으로 제조할 수 있게 된다.

본 발명자들은, 먼저 여러 가지 강판에 대해, TS × 구멍 확장률, TS × 전체 신장에 미치는 강판 조직의 영향에 대해 검토하였다. 그 결과, 강판 중의 조직의 나노 경도 (硬度) 의 분포와 TS × 구멍 확장률에 상관이 보였다. 즉, 일반적으로 강판 조직의 대표 부분으로서 조직 분율이나 경도가 측정되는 판 두께 1/4 위치에서의 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하일 때에 TS × 구멍 확장률이 높은 것을 알아내었다.

여기에서 나노 경도란, Hysitron 사의 TRIBOSCOPE 를 사용하여, 하중 1000 μN 로 측정하는 경도이다. 구체적으로는, 5 ㎛ 피치에서 7 점을 7 열 정도의 합계 50 점 전후로 측정하고, 그 표준 편차를 구하였다. 상세한 것은 실시예에서 서술한다.

미크로 조직의 경도 측정 수법으로는, 비커스 경도가 유명하다. 그러나, 비커스 경도 측정에서는 부하 하중의 최소값이 0.5 gf 이고, 경질인 마르텐사이트에서도 압흔 사이즈는 1 ∼ 2 ㎛ 가 되어, 미세한 상 (相) 의 경도 측정은 불가능하다. 또한 마르텐사이트는 조직 내에 패킷, 블록, 라스라는 계층 구조를 갖고, 베이나이트도 시프나 서브 유닛으로 불리는 계층 구조를 갖기 때문에, 비특허 문헌 1 에서 분명하게 되어 있는 바와 같이, 압흔 사이즈에 의해 측정된 경도에 영향을 미친 계층이 상이하다. 예를 들어 1㎛ 이하의 압흔 사이즈로 평가한 결과와, 비커스 경도계로 측정할 수 있는 10 ㎛ 이상의 압흔 사이즈로 평가한 결과가 상이하고, 재질과 비커스 경도 혹은 나노 경도의 상관도 동일하지 않다. 본 발명에서 측정한 조건에서는, 압흔의 1 변의 길이가 300 ∼ 800 nm 이고, 이 나노 경도의 표준 편차를 작게 하는 것이 구멍 확장률을 향상시키는 것을 알아내었다.

또, Si 를 다량 첨가하면서, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트를 저감시킴으로써, Al 을 사용하지 않고 구멍 확장률을 유지하면서 신장을 향상시킬 수 있는 것을 알아내었다. Si 첨가는 종래 도금 밀착성을 열화시켰지만, 이 점에 대해서도, 실제 사용에 충분히 견딜수 있는 밀착성을 유지할 수 있었다.

본 발명의 요지는 이하대로이다.

(1) 강의 화학 성분으로서, 질량 % 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.60 초과 ∼ 2.0 %, Mn : 0.50 ∼ 3.50 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.010 % 이하, Al : 0.010 ∼ 0.06 % 및 N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물 로 이루어지고, 또한 강판 조직은, 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(2) 강의 화학 성분으로서, 질량 % 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.60 초과 ∼ 2.0 %, Mn : 0.50 ∼ 3.50 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.010 % 이하, Al : 0.010 ∼ 0.06 % 및 N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 강판 조직은, 페라이트를 면적률로 20 % 이상, 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트를 합계 면적률로 10 % 이상 함유하고, 또한, 페라이트와 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트의 합계 면적률이 90 % 이상이고, 또한 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(3) 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 강은, 질량 % 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni 와 0.005 ∼ 2.00 % 및 Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2) 에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(4) 상기 (1) ∼ (3) 중 어느 하나에 기재된 강은, 질량 % 로, Ti : 0.01 ∼ 0.20 % 및 Nb : 0.01 ∼ 0.10 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) ∼ (3) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(5) 상기 (1) ∼ (4) 중 어느 하나에 기재된 강은, 질량 % 로, B : 0.0002 ∼ 0.005 % 를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) ∼ (4) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(6) 상기 (1) ∼ (5) 중 어느 하나에 기재된 강은, 질량 % 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 % 및 REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) ∼ (5) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(7) 추가로, 강판 조직은, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 5 % 이하인 것을 특징으로 하는 (1) ∼ (6) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(8) 상기 (1) ∼ (7) 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 도금/지철 (地鐵) 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량 및 평균 고용 Mn 량이 모두 0.5 mass % 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(9) 상기 고강도 용융 아연 도금 강판은 도금층 중 Fe % 가 7 ∼ 15 % 인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이고, 또한 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량이 모재 평균 조성의 Si 량의 70 ∼ 90 % 이고, 평균 고용 Mn 량은, 모재 평균 조성의 Mn 량의 50 ∼ 90 % 인 것을 특징으로 하는 (1) ∼ (7) 중 어느 하나에 기재된 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(10) 상기 (1) ∼ (6) 중 어느 하나에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 열간 압연, 냉간 압연한 후, 직화로형 또는 무산화로형의 가열대 (加熱帶) 를 갖는 연속 용융 아연 도금 라인에서 소둔할 때에, 가열대에 있어서 400 ℃ 로부터 가열대 출측 온도까지의 평균 가열 속도가 10 ℃/s 이상으로 가열대 출측 온도가 600 ℃ 이상이 되도록 가열하고, 이어서, 환원대에 있어서 평균 가열 속도 0.1 ∼ 10 ℃/s 로 최고 도달 온도 750 ℃ 이상까지 가열하여 30 s 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 350 ℃ 이하까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 계속해서 350 ℃ 이상 700 ℃ 이하가 되도록 가열하여 1 s 이상 유지한 후에 용융 아연 도금을 실시하거나, 혹은 추가로 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 종래 기술보다 저비용으로 제조성이 양호한 고성형성의, 또는 더욱 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있고, 산업상의 이용 가치는 매우 크고, 특히 자동차 차체의 경량화 및 방수화에 대해 매우 유익하여, 공업적 효과가 크다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다. 먼저, 강판 조직, 강의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 강의 화학 성분, 도금층 화학 성분의 각 원소의 함유량의 단위는 모두 「질량 %」이지만, 이하, 단순히 「%」로 나타낸다.

나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하 :

나노 경도를 판 두께 1/4 위치 부근에서 50 점 정도 측정했을 때에, 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 를 초과하면 TS × 구멍 확장률

45000 MPa·% 를 달성할 수 없기 때문에 1.50 GP 이하로 한다. 바람직하게는 1.0 GPa 이하이다. 표준 편차 σ 는, n 개의 경도 데이터 x 에 대해 식 (1) 에 의해 구하였다.

(1)

C : 0.05 ∼ 0.3 %

C 는 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 페라이트 이외의 경질상, 즉, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하기 위해, 강판 강도를 상승시킴과 함께, 조직을 복합화하여 TS × 신장 밸런스 (TS × 신장) 를 향상시키기 위해서 필요한 원소이다. C 량이 0.05 % 미만에서는, 제조 조건의 최적화를 도모한다고 해도, 페라이트 이외의 상의 확보가 어려워 TS × 신장이 저하된다. 한편, C 량이 0.30 % 를 초과하면, 용접부 및 열 영향부의 경화가 현저하여, 용접부의 기계적 특성이 열화된다. 이러한 관점에서, C 량을 0.05 ∼ 0.30 % 의 범위 내로 한다. 바람직하게는, 0.08 % ∼ 0.15 % 이다.

Si : 0.60 초과 ∼ 2.0 %

Si 는, 강의 강화에 유효한 원소이다. 특히, Si 에 의해 복합 조직 강에 있어서의 나노 경도의 표준 편차를 저감시키는 효과가 있다. 상세한 것은 분명하지 않지만, 동일한 인장 강도의 강판을 얻고자 했을 때에, Si 는 경질상의 나노 경도를 증가시키기 어려운 것으로 추정된다. 또, 페라이트 생성 원소이지만, 오스테나이트 중으로의 C 의 농화 촉진시키는 점에서 페라이트 이외의 경질상, 즉, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉬워, 페라이트 ＋ 경질상의 복합 조직을 얻음으로써 고 강도 강의 TS × 신장을 향상시킨다. 또, 페라이트 중의 고용 Si 가 강판의 TS × 전체 신장이나 구멍 확장성을 개선하는 효과도 있다. 이 효과는 0.60 % 를 초과하는 첨가에 의해 얻어진다. 그러나, Si 가 2.0 % 를 초과하면, 페라이트 중으로의 고용량의 증가에 의한 성형성, 인성의 열화, 또 적 (赤) 스케일 등의 발생에 의한 표면 성상이나 용융 도금의 도금 부착·밀착성의 열화를 일으킨다. 따라서, Si 량을 0.60 초과 ∼ 2.0 % 로 한다. 바람직하게는 0.80 ∼ 1.5 % 이다.

Mn : 0.50 ∼ 3. 50 %

Mn 은, 강의 강화에 유효한 원소이다. 또, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이고, 페라이트 이외의 상의 체적을 증가시켜, 강도를 확보함과 함께 TS × 신장을 향상시키기 위해 필요한 원소이다. 이 효과는, Mn 이 0.50 % 이상에서 얻어진다. 한편, Mn 을 3.50 % 를 초과하여 과잉 첨가하면, 경질상 분율 과대나 고용 강화에 의한 페라이트의 연성 열화가 현저해져 성형성이 저하된다. 따라서, 3.50 % 이하로 한다. 바람직하게는, 1.5 % ∼ 3.0 % 이다.

P : 0.003 ∼ 0.100 %

P 는, 강의 강화에 유효한 원소로서, 이 효과는 P : 0.003 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.100 % 를 초과하여 과잉 첨가하면, 입계 편석에 의해 취화 (脆化) 를 일으켜, 내충격성을 열화시킨다. 따라서, P 량을 0.003 % ∼ 0.100 % 로 한다.

S : 0.010 % 이하

S 는, MnS 등의 개재물이 되어, 내충격성의 열화나 용접부의 메탈플로우를 따른 균열의 원인이 되므로 최대한 낮은 것이 좋지만, 제조 비용면에서 0.010 % 이하로 하는데, 0.003 % 이하에서는 구멍 확장성이 현저하게 개선되기 때문에 0.003 % 이하가 바람직하다.

Al : 0.010 ∼ 0.06 %

Al 은 제강 중 및 슬래브 중의 산소를 고정시켜, 슬래브 균열 등의 결함 발생을 억제한다. 그 효과는 0.010 % 의 첨가로 확인된다. 그러나 다량으로 첨가하면, 연속 주조시의 강편 균열 발생의 위험성이 높아져 제조성을 저하시킨다. 또, 합금 비용이 상승되기 때문에 0.06 % 이하로 한다.

N : 0.007 % 이하

N 의 총량이 0.007 % 를 초과하면 강판 내부의 조대 (粗大) 한 AlN 가 증가되어, 피로 특성이 급격하게 열화된다. 그 때문에, 0.007 % 이하로 한다.

본 발명에서는, 상기의 성분 조성을 필수 성분으로 하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이지만, 이하의 성분 조성에 대해, 적절히 함유할 수 있다.

Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 % 및 Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

Cr : 0.005 ∼ 2.00 %

Cr 은 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하여, TS × 신장을 향상시킨다. 이 효과는 0.005 % 이상 에서 얻어진다. 그러나, 2.00 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.005 % ∼ 2.00 % 로 규정한다.

V : 0.005 ∼ 2.00 %

V 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제하고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하여, TS × 신장을 향상시킨다. 이 효과는 0.005 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 2.00 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.005 % ∼ 2.00 % 로 규정한다.

Mo : 0.005 ∼ 2.00 %

Mo 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제시키고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하여, TS × 신장을 향상시킨다. 이 효과는 0.005 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 2.00 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.005 % ∼ 2.00 % 로 규정한다.

Ni : 0.005 ∼ 2.00 %

Ni 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제시키고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하여, TS × 신장을 향상시킨다. 이 효과는 0.005 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 2.0 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.005 % ∼ 2.00 % 로 규정한다.

Cu : 0.005 ∼ 2.00 %

Cu 는 소둔 온도로부터의 냉각시에 펄라이트의 생성을 억제시키고, 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트를 생성시키기 쉽게 하여, TS × 신장을 향상시킨다. 이 효과는 0.005 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 2.00 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.005 % ∼ 2.00 % 로 규정한다.

Ti : 0.01 ∼ 0.2 % 및 Nb : 0.01 ∼ 0.1 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종

Ti : 0.01 ∼ 0.2 %

Ti 는 강의 강화에 유효하고, 또, 탄화물이나 석출물을 보다 균일하게 석출시키거나, 페라이트 지 (地) 를 강화하기 때문에, 나노 경도의 표준 편차를 보다 작게 할 수 있어, TS × 구멍 확장률이 향상된다. 이 효과는 0.01 % 이상에서 얻어지지만, 0.2 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.01 % ∼ 0.2 % 로 한다.

Nb : 0.01 ∼ 0.1 %

Nb 는 강의 강화에 유효하고, 또, 탄화물이나 석출물을 보다 균일하게 석출시키거나, 페라이트 지를 강화하기 때문에, 나노 경도의 표준 편차를 보다 작게 할 수 있어, TS × 구멍 확장률이 향상된다. 이 효과는 0.01 % 이상에서 얻어지지만, 0.1 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.01 % ∼ 0.1 % 로 한다.

B : 0.0002 ∼ 0.0050 %

B 는 오스테나이트 입계로부터의 페라이트의 생성을 억제시키고 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 그 효과는 0.0002 % 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.0050 % 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 비용 상승의 요인이 된다. 따라서, 0.0002 % ∼ 0.0050 % 로 한다.

Ca : 0.001 ∼ 0.005 % 및 REM : 0.001 ∼ 0.005 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

Ca : 0.001 ∼ 0.005 %

Ca 은 국부 연성을 향상시킴으로써 신장이나 구멍 확장률 향상 즉 성형성 향상에 기여하는 작용을 갖는다. 그 효과는 0.001 % 이상에서 얻어지고, 0.005 % 에서 포화된다. 따라서, 0.001 % ∼ 0.005 % 로 한다.

REM : 0.001 ∼ 0.005 %

REM 은 국부 연성을 향상시킴으로써 신장이나 구멍 확장률 향상 즉 성형성 향상에 기여하는 작용을 갖는다. 그 효과는 0.001 % 이상에서 얻어지고, 0.005 % 에서 포화된다. 따라서, 0.001 % ∼ 0.005 % 로 한다.

다음으로, 강판 조직에 대해 설명한다.

페라이트가 면적률로 20 % 이상 :

페라이트의 면적률이 20 % 미만이면, TS × 전체 신장이 저하된다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 20 % 이상으로 하고, 바람직하게는 50 % 이상이다.

템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트가 합계 면적률로 10 % 이상 :

이들 상의 합계 면적률이 10 % 미만이면, 강도 확보가 곤란해지고, 또한 TS × 신장도 저하된다. 이 때문에, 이들 상의 합계 면적률을 10 % 이상으로 한다. 그러나, 이들 상이 과잉으로 함유되면, TS × 신장이 저하되기 때문에, 당해 조직의 합계 면적률은 50 % 이하가 바람직하다.

페라이트와 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트의 합계 면적률이 90 % 이상 :

이들 상의 합계 면적률이 90 % 미만이면, TS × 구멍 확장률이 저하된다. 이 때문에, 이들 상의 합계 면적률은 90 % 이상으로 하고, 바람직하게는 95 % 이상이다.

잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적률이 5 % 이하 :

이들 상의 합계 면적률을 5 % 이하로 함으로써 TS × 구멍 확장률이 현저하게 향상된다. 바람직하게는 3 % 이하이다.

다음으로, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 고용 Si 량 및 고용 Mn 량에 대해 설명한다.

용융 아연 도금 후 합금화 처리하지 않는 고강도 용융 아연 도금 강판은, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량 및 평균 고용 Mn 량이 모두 0.5 mass % 이하이다.

강 중에 Si, Mn 량이 많으면, 소둔 단계에서 용융 아연 도금의 직전에 Si, Mn 이 표면 농축되어 있으므로, 용융 아연 도금 후 합금화 처리하지 않는 용융 아연 도금 주석판은, 도금 밀착성이 열화되기 쉽다. 이 때문에, 용융 아연 도금 강판에서는, 도금 밀착성의 관점에서, 지철 표층에서 소둔시에 선택 산화되는 산화 용이성 원소를 내부 산화시켜, 표층부의 모재 중의 산화 용이성 원소의 고용 절대량이 대폭 저하되어 있을 필요가 있다. 제조 공정에서 내부 산화되는 영역은, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부이면 도금 특성의 확보에 충분하기 때문에, 이 영역에 있어서의 조성 제어에 착안하였다. 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 중에 있어서의 고용 Si 량, 고용 Mn 량이 각각 0.5 질량 % 이하이면 실제 사용에 충분히 견딜 수 있는 도금 밀착성을 확보할 수 있고, 또 도금 불량의 발생을 방지할 수 있지만, 0.5 mass % 초과이면, 도금 불량이 발생하거나 도금 밀착성이 열화되거나 하게 된다. 따라서, 도금 밀착성을 확보하고, 도금 불량의 발생을 방지하기 위해서는, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량 및 평균 고용 Mn 량이 모두 0.5 mass % 이하인 것이 필요하다.

모재는 CGL (연속 용융 아연 도금 라인) 에 들어가기 전에 미리 표면 개질하여 내부 산화시켜도 상관없다. 개질 방법은 제한되지 않지만, 예를 들어 열연 강판을, 열처리하거나 비교적 높은 온도, 예를 들어 650 ℃ 이상의 온도에서 권취하고, 또 권취 후의 코일 냉각 속도를 느리게 해도 상관없다. 열처리 방법으로는, 열연 코일을 N₂ 분위기 등의 비환원성 분위기 중에서 650 ℃ 에서 열처리하는 방법 등을 생각할 수 있다.

또 CGL 의 가열대를 DFF (직화로) 혹은 NOF (무산화로) 형으로 하고, CGL 의 가열대에서 지철 표층을 산화 처리하고, 그 후 환원 처리했을 때에 철 스케일로부터 공급되는 산소로 지철 표층을 동일하게 내부 산화시킴으로써, 모재 표층 중의 산화 용이성 원소의 고용 원소량을 저하시키고, 용융 아연 도금 직전의 Si, Mn 등의 표면 농축을 억제해도 상관없다. 후기하는 바와 같이, 표층부에 있어서의 고용 Si 량, 고용 Mn 량은, 예를 들어 산화 처리한 후 환원대에서 환원 처리할 때에 가열대 출측의 강판 온도를 올림으로써, Si, Mn 등을 내부 산화시켜, 지철 표층부의 고용 Si 량, 고용 Mn 량을 저감시킬 수 있기 때문에, 가열대 출측 온도를 적절한 온도로 제어함으로써, 지철 표층부의 고용 Si 량, 고용 Mn 량을 제어할 수 있다.

산화물의 유무는 도금 강판을 수지에 매립하고 연마함으로써 강판 단면 (斷面) 을 드러내고, EPMA 로 조성 분석하여 산화 용이성 원소인 Si, Mn 등과 산소 공존 유무를 확인하거나, 단면의 추출 레플리카 또는 FIB 로 박막 가공한 시료를 TEM 으로 조성 분석하거나 함으로써 확인할 수 있다.

지철 중의 Si, Mn 의 고용량은, 동일하게 하여 제작한 시료의 단면에서, 산화물이 석출되지 않는 지점의 조성 분석을 함으로써 확인할 수 있다. 또한, 전자선의 확산에 의해, 분석 위치의 근방에 존재하는 산화물로부터의 특성 X 선에서 유래하는 오차를 방지하므로, 고용량의 측정에는 FIB 로 박막 가공한 시료를 20000 배 이상의 배율로 TEM-EDS 조성 분석하는 방법이 바람직하다. 이 방법은, 시료가 박막이기 때문에, 전자선의 확장이 억제되어, 분석 위치의 근방에 존재하는 산화물로부터의 특성 X 선에서 유래하는 오차를 억제하고, 지철 그 자체에 있어서의 고용 원소량의 정밀한 측정이 가능하다.

도금층을 합금화 처리하지 않는 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 도금층 바로 아래의 표층 구조가 도금 직전의 소둔 직후 상태를 꽤 유지하고 있고, Si 고용량, Mn 고용량을 미리 낮게 억제해 둠으로써, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 고용 Si 량과 고용 Mn 량을 0.5 mass % 이하로 할 수 있다.

도금층을 합금화 처리한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 도금층 중 Fe % 가 7 ∼ 15 % 이고, 또한 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량과 평균 고용 Mn 량은, 평균 고용 Si 량이 모재 평균 조성의 Si 량의 70 ∼ 90 % 이고, 평균 고용 Mn 량이 모재 평균 조성의 Mn 량의 50 ∼ 90 % 이다.

도금층 중의 Fe % 가 7 % 미만이면 소둔 불균일 등의 외관 불량을 일으키고, 15 % 초과이면 굽힘 가공시에 있어서의 도금 박리가 심해지기 때문에, 도금층 중의 Fe % 는 7 ∼ 15 % 인 것이 필요하다. Fe % 는 8 ∼ 13 % 의 범위 내가 보다 바람직하다.

합금화 용융 아연 도금 강판에서는, 도금층 바로 아래의 표층 구조는 합금화 처리에 의한 지철 표층이 도금층 중에 용출되기 때문에 도금 직전의 소둔 직후 상태와 약간 상이하고, 도금층을 합금화 처리하지 않는 용융 아연 도금 강판보다 Si 고용량, Mn 고용량이 증가된다. 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량, 평균 고용 Mn 량이, 모재 평균 조 성의 Si 량, Mn 량에 대해, Si 는 70 ∼ 90 %, Mn 은 50 ∼ 90 % 인 것이 도금 밀착성이나 합금화 균일성 등의 확보를 위해서 필요하다.

모재에 어느 정도 Si 나 Mn 이 고용되어 있으면, Fe-Zn 합금화 후의 계면의 밀착성이 향상되는 효과가 얻어진다. 이것은 모재 중에 고용되어 있는 Si, Mn 등이 Fe-Zn 합금화 반응을 적당히 불균일화하여 계면의 앵커 효과를 일으키기 때문인 것으로 생각된다. 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량이, 모재 평균 조성의 Si 량의 70 % 이상, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Mn 량이, 모재 평균 조성의 Mn 량의 50 % 이상이 되면 효과가 충분히 발현된다. 평균 고용 Si 량이 모재 평균 조성의 Si 량의 70 % 미만, 평균 고용 Mn 량이, 모재 평균 조성의 Mn 량의 50 % 미만이 되면 효과가 불충분해져, 앵커 효과가 저하되어 도금 밀착성이 열화된다. 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량이, 모재 평균 조성의 Si 량의 90 % 초과, 평균 고용 Mn 량이, 모재 평균 조성의 Mn 량의 90 % 초과가 되면, 소둔시의 Si, Mn 표면 농축이 증가되어 도금 불량이 발생하여, 도금 밀착성 불량이 된다.

또한, 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 P 고용량, Al 고용량은 특별히 규정되지 않지만, 각각 모재 평균 조성의 P량, Al 량의 50 % 미만이 바람직하다. 단 P, Al 의 함유량이 적으면 분석하여 확인하기가 곤란하기 때문에 P, Al 에 대해서는 특별히 상한을 규정하지 않는다.

용융 아연 도금 부착량이 편면당 20 ∼ 150 g/㎡ :

용융 아연 도금의 부착량이 20 g/㎡ 미만에서는 내식성의 확보가 곤란하다. 또, 도금 부착량이 150 g/㎡ 를 초과하면, 비용이 상승된다. 이 때문에, 용융 아연 도금의 부착량은 편면당 20 ∼ 150 g/㎡ 로 한다. 또, 합금화 용융 아연 도금의 경우, 도금층 중의 철 함유량 (Fe % (질량 %)) 이 7 % 미만에서는 합금화 불균일이 심하여 굽힘 가공시에 브레이킹이 발생하므로 바람직하지 않다. 또, Fe % 가 15 % 를 초과하는 경우, 도금/지철 계면에 경질의 Γ 상이 형성되므로 바람직하지 않다. 따라서, 합금화 용융 아연 도금의 경우, Fe % 는 7 ∼ 15 % 가 바람직하다.

다음으로, 제조 방법에 대해 설명한다.

전술한 성분 조성의 강 슬래브을 용제하고, 열간 압연 및 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제조한다. 슬래브의 용제는 종래법과 같이 조괴, 연속 주조 슬래브나 얇은 슬래브 캐스터를 사용한 것이어도 된다. 열연은 슬래브를 냉각 후 재가열하여 실시해도 되고, 주조 후 즉시 실시해도 된다. 마무리 압연 온도는 Ar₃ 이상으로 하는 것이 바람직하지만, 특별히 한정되지 않는다. 냉간 압연은 냉간 압연율 30 ∼ 60 % 정도이면 되지만, 특별히 한정되지 않는다.

다음으로, 냉연 강판을 직화로 혹은 무산화로형의 가열대를 갖는 연속 용융 아연 도금 라인에서, 소둔된 후 용융 아연 도금을 실시하여, 혹은 추가로 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시한다.

가열대의 출측 온도를 600 ℃ 이상으로 하고, 가열대의 로 내에 있어서 400 ℃ 로부터 가열대 출측 온도까지의 평균 가열 속도를 10 ℃/s 이상으로 한다.

연속 용융 아연 도금 공정에 있어서, 저비용으로 표면을 활성화하고, Si, Mn 을 다량으로 함유하는 강판의 도금 밀착성을 확보하기 위해서는, DFF (직화로) 혹은 NOF (무산화로) 형의 가열대를 갖는 CGL (연속 용융 아연 도금 라인) 에서의 제조가 바람직하다.

구체적으로는 CGL 로 내의 가열대에서 지철 표층을 산화 처리하고, 그 후 환원 처리했을 때에 철 스케일로부터 공급되는 산소로 지철 표층을 동일하게 내부 산화시켜, 모재 표층 중의 산화 용이성 원소의 고용 원소량을 저하시킴으로써, 용융 아연 도금 직전의 강판 표면에 대한 Si, Mn 등의 표면 농축을 억제한다. 그러기 위해서는, 가열대 출측의 강판 온도가 600 ℃ 이상이 되도록 강판을 가열할 필요가 있다. 가열대의 출측 온도가 600 ℃ 미만이면, 온도가 낮기 때문에 지철의 산화량이 적고, 환원 처리했을 때에 지철 표층의 내부 산화가 불충분해져, 도금층 바로 아래의 지철 표층 중에 있어서의 고용 Si 량, 고용 Mn 량을 충분히 저하시킬 수 없게 된다.

또, 가열대의 로 내에서 400 ℃ 로부터 가열대 출측 온도까지의 평균 가열 속도가 10 ℃/s 미만인 경우, 타이트한 산화 스케일이 생성되어, 환원되기 어려워지기 때문에, 당해 평균 가열 속도는 10 ℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 400 ℃ 미만에서는 대부분 산화가 촉진되지 않기 때문에, 400 ℃ 미만에 있어서의 가열 속도는 한정되지 않는다. 이와 같이 가열대에 있어서 급속 가열함으로써, 도금 성이 개선될 뿐만 아니라, 강판 조직이 균일 미세화하여 나노 경도의 편차를 저감시킬 수 있어 구멍 확장 특성이 향상된다.

가열대의 노점은 0 ℃ 이상이 바람직하고, 또 O₂ 농도는 0.1 % 이상이 바람직하다.

다음으로 환원대에 있어서 환원대 입측으로부터 최고 도달 온도까지의 평균 가열 속도가 0.1 ∼ 10 ℃/s 로 최고 도달 온도 750 ℃ 이상까지 가열하여 30 s 이상 유지한다.

환원대 입측으로부터 최고 도달 온도까지의 평균 가열온 속도가 0.1 ∼ 10 ℃/s 로 가열 :

환원대 입측으로부터 최고 도달 온도까지의 평균 가열 속도가 0.1 ℃/s 미만에서는, 통판 (通板) 속도를 감속할 필요가 있기 때문에 생산성이 떨어진다. 또, 당해 평균 가열 속도가 10 ℃/s 이상이 되면, 환원대에서 지철 스케일 중의 산소와 환원대 중의 수소가 반응하여, H₂O 가 되어 지철 표층의 Fe 계 산화 스케일이 환원 반응에 의해 소비되고, 모재 표층으로부터 지철 중에 확산되어 Si, Mn 등을 내부 산화시키는 산소량이 감소된다. 그 결과 모재 표층부의 고용 Si, Mn 량이 많이 존재하게 되어, 용융 아연 도금 직전에 이들 원소가 강판 표면에 선택 산화되기 때문에 Si, Mn 등의 표면 농축이 촉진된다.

환원대는 표면을 환원 처리하기 위해, H₂ 를 1 ∼ 100 % 함유하는 것이 바람직하다.

최고 도달 온도 750 ℃ 이상까지 가열하여 30 s 이상 유지 :

최고 도달 온도 750 ℃ 미만, 혹은 유지 시간 30 s 미만이면 TS × 신장이 향상되지 않는다. 이것은, 냉간 압연 후의 변형 저감이 불충분하기 때문인 것으로 생각된다. 가열 온도 상한 및 유지 시간 상한은 특별히 규정되지 않지만, 950 ℃ 이상의 가열 혹은 600 s 이상의 유지는 효과가 포화되는 데다가, 비용 상승으로 연결되므로, 가열 온도는 950 ℃ 미만, 유지 시간은 600 s 미만이 바람직하다.

750 ℃ 에서 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 350 ℃ 이하까지 냉각 :

가열대에서 가열한 강판은, 750 ℃ 에서 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 350 ℃ 이하까지 냉각한다. 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 강판 중에 펄라이트가 생성되어 페라이트와 템퍼링된 마르텐사이트와 베이나이트와 템퍼링된 베이나이트의 합계 면적을 90 % 이상으로 할 수 없어, TS × 신장 및 TS × 구멍 확장률이 향상되지 않는다. 냉각 속도는 빠를수록 보다 경질의 저온 변태상이 생성되기 쉽다. 본 발명의 경우, 가능한 한 템퍼링된 마르텐사이트를 생성시키는 것이 바람직하기 때문에, 평균 냉각 속도를 30 ℃/s 이상으로 하여 냉각시키는 것이 바람직하고, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 이상이면 보다 바람직하다. 한편으로, 500 ℃/s 를 초과하면 강판의 형상이 열화되어, 용융 도금의 적정한 부착량 제어나 판 전체 길이에 있어서의 균일성 확보가 몹시 곤란해지기 때문에, 500 ℃/s 이하가 바람직하다.

냉각 도달 온도 조건이 본 발명에서 가장 중요한 점의 하나이다. 냉각 도달 온도가 350 ℃ 를 초과하면, 용융 도금 후의 최종 조직 중에 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트가 10 % 를 초과하여 생성되기 때문에, TS × 구멍 확장률이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 냉각 도달 온도는 350 ℃ 이하로 한다. 상기 특성에는, 냉각 도달 온도는 200 ℃ 이하가 바람직하지만, 실온 이하에서는 효과가 포화된다. 냉각 후부터 재가열 개시까지의 시간은 재질에는 특별히 영향을 미치지 않기 때문에 규정하지 않는다. 냉각 후부터 재가열 개시까지의 시간은 짧은 편이 저비용이 되어 바람직하지만, 냉각 종료 후, 일단 코일에 권취하고 나서, 재차 도금 라인을 통판하여 가열해도 된다. 그 경우, 도금 전에 강판 표면의 스케일 등을 제거하기 위해서 산세, 세정을 실시해도 된다.

350 ℃ 이상 700 ℃ 이하까지 가열하여 1 s 이상 유지한 후에 용융 아연 도금을 실시한다 :

350 ℃ 이하까지 급랭한 후, 가열한다. 가열할 때에, 350 ℃ 미만 혹은 700 ℃ 를 초과하여 가열하면, TS × 구멍 확장률이 현저하게 저하된다. 그 이유는 용융 도금 후에도 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트 등의 경질상이 생성되기 때문인 것으로 생각된다. 비용의 관점에서, 당해 가열은 500 ℃ 미만의 가열이 보다 바람직하다. 또, 당해 가열은, 가열 전의 온도로부터, 보다 고온까지 가열하는 것이 바람직하고, 온도 상승량은 200 ℃ 이상, 보다 바람직하게는 250 ℃ 이상으로 하여 가열하는 것이 바람직하다. 가열 후의 유지 시간은, 1 s 미만에서는 TS × 구멍 확장률이 향상되지 않기 때문에 1 s 이상으로 한다. 또, 당해 유지 시간은 600 s 이상으로 해도 효과가 포화되어, 상기 특성의 관점에서는 유지 시간을 10 s ∼ 300 s 로 하는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금은 통상적인 도금욕에 침입시켜 실시할 수 있다. 또, 용융 아연 도금 후, 도금의 합금화 처리를 하는 경우, 도금욕에 침지 후, 490 ∼ 550 ℃ 로 가열하여 1 s ∼ 30 s 유지하면 된다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것은 아니고, 본 발명의 요지를 변경하지 않고 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

표 1 에 나타내는 화학 성분의 강 (A ∼ T) 을 진공 용해로 용제하여 얻은 슬래브를 마무리 압연 온도 900 ℃ 에서 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 추가로 산세한 후 냉간 압연율 50 % 로 냉간 압연하여 판 두께 1.6 mm 의 냉연강판을 얻었다. 이 냉연 강판을, 표 2 에 나타내는 조건에서 소둔하고, 그 후 460 ℃ 에서 용융 아연 도금하고, 480 ∼ 580 ℃ 에서 10 sec 가열하여 합금화 처리를 실시하고, 10 ℃/s 로 냉각시켰다. 일부, 합금화 처리를 실시하지 않는 용융 아연 도금 강판 (강 J, M) 도 제조하였다. 도금 부착량은 모두 35 ∼ 45 g/㎡ 로 하였다.

얻어진 도금 강판에 대해, 도금 밀착성을 평가하였다. 합금화 처리한 것 (GA) 에서는 도금 강판을 90°구부렸을 때의 굽힘 가공부를 셀로테이프 (등록 상표) 로 박리하여, 단위 길이당의 박리량을 형광 X 선에 의해 Zn 카운트 수를 측정하고, 하기의 기준에 비추어 랭크 1, 2 인 것을 양호 (○, △), 3 이상인 것을 불 량으로 하여 평가하였다.

형광 X 선 Zn 카운트 수 랭크

0-500 미만 : 1 (양호)

500-1000 미만 : 2

1000-2000 미만 : 3

2000-3000 미만 : 4

3000 이상 : 5 (열등)

합금화하지 않은 것 (G1) 에서는 충격 시험시의 도금 박리의 억제가 요구된다. 그래서 볼 임펙트 시험을 실시하여, 가공부를 셀로테이프 (등록 상표) 로 박리하여, 도금층 박리의 유무를 육안으로 판정하였다.

○ : 도금층의 박리 없음

× : 도금층이 박리

상기에서 제조한 용융 아연 도금 강판에 대해 이하의 조사를 실시하였다. 조사 결과를 표 3 에 나타낸다.

강판 단면 조직은 3 % 나이탈 용액으로 조직을 노출시키고, 판 두께 1/4 위치(표면으로부터 판 두께의 4 분의 1 에 상당하는 깊이의 위치) 를 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 1000 배로 관찰하고, 촬영한 조직 사진으로부터 페라이트상의 면적률을 정량화하였다 (조직의 정량화는, 예를 들어 Adobe 사 제작의 Photo Shop 등의 화상 처리 소프트를 사용하여 실시할 수 있다). 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 합계 면적률은, 조직의 미세함에 맞게 1000 ∼ 3000 배의 적절한 배율의 SEM 사진을 촬영하고, 페라이트 이외의 부분의 탄화물이 석출되지 않은 것으로 육안으로 판단되는 부분을 정량화하였다. 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트, 베이나이트는 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 이외의 부분으로 하고, 템퍼링된 마르텐사이트, 템퍼링된 베이나이트, 베이나이트의 합계 면적률을 정량화하였다. 또한, 조직의 정량화는 상기의 화상 처리 소프트를 사용하여 실시할 수 있다.

인장 특성은, JIS 5 호 시험편을 사용하여 JIS Z 2241 에 준거한 방법으로 실시하였다. TS (인장 강도), T.El (전체 신장) 을 측정하고, 강도와 전체 신장의 곱 (TS × T.El) 로 나타내는 강도-신장 밸런스의 값을 구하였다.

구멍 확장 시험은 일본 철강 연맹 규격 JFST 1001 에 준해 시험을 실시하고, 각 시료 조건에 대해, 3 회의 시험 평균값을 구하였다.

나노 경도는 표면으로부터 판 두께 1/4 위치 (표면으로부터 판 두께의 4 분의 1 에 상당하는 깊이의 위치) 에서 측정을 실시하고, Hysitron 사의 TRIBOSCOPE를 사용하여 3 ∼ 5 ㎛ 간격으로 7 점 × 7 ∼ 8 점에서 49 ∼ 56 점 측정하였다.

압흔은 1 변이 300 ∼ 800 nm 인 삼각형이 되도록, 부하 하중을 주로 1000μN 로 하고, 일부 압흔의 한 변이 800 nm 를 초과하는 경우에는, 500 μN 로 하였다. 측정은 결정 입계나 이상 (異相) 경계를 제거한 위치에서 실시하였다. 표준 편차 σ 는, n 개의 경도 데이터 x 에 대해, 전술한 식 (1) 에 의해 구하였다.

표층의 Si, Mn 의 고용량을 측정하기 위해, FIB 가공한 박막 단면 시료에 대해, TEN-EDS 로 도금/모재 계면 바로 윗쪽으로부터 하지 강판측 깊이 0.5 ㎛ 까지 의 영역에서 외란을 방지하기 위해 석출물이 없는 부분의 Si 및 Mn 점을 분석하였다. 임의의 10 점의 측정을 실시하여 그 평균값을 고용량의 평가값으로 하였다. 합금화 처리한 것 (GA) 에 대해서는, 모재 평균 조성으로서 표 1 에 기재된 화학 성분 (Si, Mn) 을 사용하고, 상기에서 구한 고용량 (평균값) 의 표 1 의 화학 성분값에 대한 비를 구하여, 이 비를 표 3 에 기재하였다.

이들 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시킴으로써, TS

780 MPa 로, TS × 전체 신장

15000 MPa·%, TS × 구멍 확장률

45000 MPa·% 를 달성하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있게 된다. 또 청구항 8 또는 9 에서 규정하는 요건을 만족시키는 것은, 도금 밀착성이 양호하다.

본 발명의 고강도 용융 아연 강판은, 자동차, 전기 등의 산업 분야에 있어서, 박육화, 내식성이 요구되고 있는 부품에 사용하는 고강도 용융 아연 도금 강판으로서 이용할 수 있다. 본 발명의 고강도 용융 아연 강판의 제조 방법은, 상기 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법으로서 이용할 수 있다.

Claims

강 (鋼) 의 화학 성분으로서, 질량 % 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.60 초과 ∼ 2.0 %, Mn : 0.50 ∼ 3.50 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.010 % 이하, Al : 0.010 ∼ 0.06 % 및 N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 강판 조직은, 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
강의 화학 성분으로서, 질량 % 로, C : 0.05 ∼ 0.3 %, Si : 0.60 초과 ∼ 2.0 %, Mn : 0.50 ∼ 3.50 %, P : 0.003 ∼ 0.100 %, S : 0.010 % 이하, Al : 0.010 ∼ 0.06 % 및 N : 0.007 % 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 강판 조직은, 페라이트를 면적률로 20 % 이상, 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트를 합계 면적률로 10 % 이상 함유하고, 또한, 페라이트와 템퍼링된 마르텐사이트와 템퍼링된 베이나이트와 베이나이트의 합계 면적률이 90 % 이상이고, 또한 나노 경도의 표준 편차가 1.50 GPa 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강은, 질량 % 로, Cr : 0.005 ∼ 2.00 %, V : 0.005 ∼ 2.00 %, Mo : 0.005 ∼ 2.00 %, Ni : 0.005 ∼ 2.00 % 및 Cu : 0.005 ∼ 2.00 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,

제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 강은, 질량 % 로, Ti : 0.01 ∼ 0.20 % 및 Nb : 0.01 ∼ 0.10 % 에서 선택되는 1 종 또는 2 종의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강은, 질량 % 로, B : 0.0002 ∼ 0.005 % 를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,

제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 강은, 질량 % 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 % 및 REM : 0.001 ∼ 0.005 % 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,

추가로, 강판 조직은, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계 면적률이 5 % 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판으로서, 도금/지철 (地鐵) 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량 및 평균 고용 Mn 량이 모두 0.5 mass % 이하인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 고강도 용융 아연 도금 강판은 도금층 중 Fe % 가 7 ∼ 15 % 인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이고, 또한 도금/지철 계면으로부터 깊이 0.5 ㎛ 까지의 영역의 지철 표층부에 있어서의 평균 고용 Si 량과 평균 고용 Mn 량은, 평균 고용 Si 량이 모재 평균 조성의 Si 량의 70 ∼ 90 % 이고, 평균 고용 Mn 량이 모재 평균 조성의 Mn 량의 50 ∼ 90 % 인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 성분을 갖는 슬래브를 열간 압연, 냉간 압연한 후, 직화로형 또는 무산화로형의 가열대 (加熱帶) 를 갖는 연속 용융 아연 도금 라인에서 소둔할 때에, 가열대에 있어서 400 ℃ 로부터 가열대 출측 (出側) 온도까지의 평균 가열 속도가 10 ℃/s 이상으로 가열대 출측 온도가 600 ℃ 이상이 되도록 가열하고, 이어서, 환원대에 있어서 평균 가열 속도 0.1 ∼ 10 ℃/s 로 최고 도달 온도 750 ℃ 이상까지 가열하여 30 s 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 350 ℃ 이하까지 평균 냉각 속도 10 ℃/s 이상으로 냉각시키고, 계속해서 350 ℃ 이상 700 ℃ 이하가 되도록 가열하여 1 s 이상 유지한 후에 용융 아연 도금을 실시하거나, 혹은 추가로 용융 아연 도금 후에 490 ∼ 550 ℃ 로 가열하여 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.