KR20100023026A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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요시히코 오노
히데유키 기무라
가네하루 오쿠다
다케시 후지타
미치타카 사쿠라이
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

통상적인 CGL 열 사이클을 전제로 한 경우에도, 고가의 Mo 를 활용하지 않고, 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 성분 조성은, C : 0.01 % 이상 0.08 % 미만, Si : 0.2 % 이하, Mn : 1.0 % 초과 1.8 % 이하, P : 0.10 % 이하, S : 0.03 % 이하, Al : 0.1 % 이하, N : 0.008 % 이하, Cr : 0.5 % 초과를 함유하고, 또한 1.9
Figure pct00010
Mn (질량%) + 1.3 Cr (질량%)

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은, 자동차, 가전 등의 분야에 적합하고, 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 자동차용 강판에 대해서는, 차체 경량화에 의한 연비 향상을 목적으로 한 강판의 박육화 및 안전성 향상을 위한 고강도화가 진행되고 있다. 그러나, 강판의 고강도화는 일반적으로 프레스 성형성의 열화를 초래하고, 면 변형으로 불리는 수십 ㎛ 정도의 변형이 발생하여 의장성의 열화를 초래한다는 문제가 있다.
이에 대하여, 프레스 성형시에는 연질이어서 성형하기 쉽고, 프레스 성형 후의 도장 베이킹 공정에서 높은 베이킹 경화성을 나타내는 강판 (BH 강판) 이 개발되게 되었다. 이 강판은, 극저 탄소강을 베이스로 Ti, Nb 를 첨가하여 고용 C 량을 제어한 것으로, 강도가 340 ㎫ 급에서는 항복 응력 (이하, YP 라고 하는 경우도 있다) 이 240 ㎫ 정도로 낮기 때문에 내면변형성은 양호하고, 프레스 성형 및 도장 베이킹 후의 항복 응력 (YP' ) 은 300 ㎫ 정도로 높여 내덴트성(dent resistance)을 확보하는 것이다.
그러나, 경량화의 관점에서는 현 상황의 판두께 0.65 ∼ 0.80 ㎜ 인 340 BH 강판보다 더욱 얇은 강판이 요구되고, 예를 들어 판두께를 0.05 ㎜ 박육화하기 위해서는 프레스 성형 및 도장 베이킹 후의 항복 응력 (YP') 이 약 350 ㎫ 이상 필요하다. 그리고, 저 YP 를 확보하면서 높은 YP' 를 얻기 위해서는, 도장 베이킹 경화성 (이하, BH 라고 하는 경우도 있다) 및 가공 경화성 (이하, WH 라고 하는 경우도 있다) 이 높은 강판이 필요하게 된다.
이러한 배경에서, 예를 들어 특허 문헌 1 에는, C : 0.005 ∼ 0.0070 %, Mn : 0.01 ∼ 4.0 %, Cr : 0.01 ∼ 3.0 % 를 함유하는 강의 소둔 및 냉각 조건을 적정하게 제어하고, 소둔 후의 조직을 저온 변태 생성물 단상 조직으로 함으로써, 저항복 응력을 가지며 높은 WH, BH 성을 겸비하고, 또한 내상온 시효성이 우수한 강판을 얻는 방법이 기재되어 있다.
또, 특허 문헌 2 에는, C : 0.04 % 이하, Mn : 0.5 ∼ 3.0 %, Mo : 0.01 ∼ 1.0 % 를 함유하는 강의 소둔 및 냉각 조건을 적정하게 제어하고, 소둔 후의 조직을 체적률로 0.5 % 이상 10 % 미만의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 잔부가 페라이트와 베이나이트 및/또는 마르텐사이트의 경질상으로 이루어지는 복합 조직으로 함으로써, 항복 응력이 300 ㎫ 이하이고 또한 높은 WH, BH 성을 겸비하는 내상온 시효성, 형상 동결성, 내덴트성이 우수한 강판을 얻는 방법이 기재되어 있다.
특허 문헌 3 에는, C : 0.01 % 이상 0.040 % 미만, Mn : 0.3 ∼ 1.6 %, Cr : 0.5 % 이하, Mo : 0.5 % 이하이고 또한 Mn + 1.29 Cr + 3.29 Mo 가 1.3 % 이상 2.1 % 이하를 함유하는 강의 소둔 후의 냉각 조건을 적정하게 제어하고, 소둔 후의 조직을 체적분율로 70 % 이상의 페라이트와 1 ∼ 15 % 의 마르텐사이트로 함으로써 고강도이며 또한 높은 베이킹 경화성 (BH) 을 갖는 강판을 얻는 방법이 기재되어 있다.
특허 문헌 4 에는 C : 0.0025 % 이상 0.04 % 미만, Mn : 0.5 ∼ 2.5 %, Cr : 0.05 ∼ 2.0 % 를 함유하는 강을 Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 미만의 온도에서 소둔 후, 650 ℃ 내지 450 ℃ 의 온도 범위를 15 ∼ 20O ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 또한 C, Mn, Cr 량으로부터 규정된 온도 범위를 10 ℃/s 미만에서 냉각함으로써 우수한 베이킹 경화성과 내상온 시효성 및 프레스 성형성을 갖는 강판을 얻는 방법이 기재되어 있다.
특허 문헌 1 : 일본 공개특허공보 평6-122940호
특허 문헌 2 : 일본 공개특허공보 2005-281867호
특허 문헌 3 : 일본 공개특허공보 2006-233294호
특허 문헌 4 : 일본 공개특허공보 2006-52465호
그러나, 상기 종래 기술에는 다음과 같은 문제점이 있다.
예를 들어, 특허 문헌 1 에 기재된 기술은, 내상온 시효성의 평가로서 100 ℃ × 1 hr 의 인공 시효 처리 후의 항복점 신장 (이후, YPE1 이라고 하는 경우도 있다) 의 회복량으로 평가하고 있는데, (1) 식에 나타내는 Hundy 의 식 (출전 : Hundy, B.B'' Accelerated Strain Ageing of Mild Steel''. J. Iron & Steel Inst., 178, p.34-38, (1954).) 을 이용하여 30 ℃ 에서의 등가 시효 시간을 산출한 결과, 30 ℃ 에서는 18 일 상당하여, 반드시 내상온 시효성이 우수하다고는 할 수 없다. 또, 저온 변태 생성물 단상 조직으로 하기 위해, 예를 들어 실시예에서는 860 ∼ 980 ℃ 의 매우 높은 온도역에서 소둔을 실시하고 있는데, 이 경우, 판 파단 등의 문제가 우려된다. 이런 점에서, 고온 소둔을 필요로 하지 않고, 또 내상온 시효성이 우수한 강판의 개발이 필요하다.
log10(tr/t) = 4400(1/Tr - 1/T) - log10(T/Tr) …(1)
T : 촉진 시효 온도 (K)
Tr : 평가 대상 온도 (K)
t : 촉진 시효 온도 T 에서의 시효 시간 (hr)
tr : 평가 대상 온도 Tr (K) 로 환산했을 때의 등가 시효 시간 (hr)
특허 문헌 2 에 기재된 기술은, 가공 경화성 (WH) 을 높이는 관점에서, Mo 를 0.01 % 이상 1.0 % 이하, 바람직하게는 0.1 % 이상 0.6 % 이하 함유하고, 금속 조직으로서 잔류 오스테나이트를 활용하고 있다. 그러나, Mo 는 매우 높은 원소로서, 실시예에 있는 바와 같이 Mo 를 0.18 ∼ 0.56 % 나 첨가하면 현저한 비용 증가를 초래한다. 한편, 실시예 중의 Mo 의 첨가량이 매우 낮은 비교예에서는 YR 이 높고, WH 가 현저하게 낮다. 이런 점에서, 고가의 Mo 를 필요로 하지 않고, 저 YR 이며 고 WH 를 갖는 강판의 개발이 필요하다.
특허 문헌 3 에 기재된 기술은, 마르텐사이트분율 및 페라이트 중의 고용 C 를 제어하고, 높은 베이킹 경화성을 얻기 위해 소둔 후의 냉각으로서 550 ∼ 750 ℃ 의 온도에서 200 ℃ 이하의 온도까지 100 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각한다. 그러나, 이와 같은 냉각 조건을 만족하기 위해서는 특허 문헌 3 에도 기재되어 있는 분류수 (噴流水) 중에 담금질하는 등의 특수한 방법이 필요하며, 현 상황의 연속 용융 아연 도금 라인에서의 제조는 곤란하다.
특허 문헌 4 에 기재된 기술은, 소둔 균열 후의 냉각시에 650 ℃ 에서 450 ℃ 의 온도 범위를 15 ∼ 200 ℃/s 로 냉각하고, C, Mn, Cr 량으로부터 규정되는 온도 범위를 10 ℃/s 미만에서 냉각한다. 실시예에 있어서는 소둔 온도에서 680 ℃ 까지를 3 ℃/s 로 냉각하고, Ts 로 나타내어지는 온도까지를 80 ℃/s 로 급랭시키고, Tf 로 나타내어지는 온도까지를 10 ℃/s 미만으로 서냉시키고, 이어서 180 ℃ 까지를 15 ℃/s 로 냉각하고, 실온까지를 100 ℃/s 로 냉각한다. 이와 같은 기술은, 용융 아연 도금 처리를 실시하지 않고 과시효대가 병설 (倂設) 되어 있는 CAL 에서는 가능하지만, 냉각 도중에 용융 아연 도금 처리를 실시하고, 또한 통상 과시효 처리 설비가 병설되어 있지 않은 CGL 에서는 어렵다 (도금 처리를 실시하는 경우, 약 460 ℃ 의 도금욕에 강판을 수 초간 침지시키고, 추가로 합금화하는 경우에는 500 ∼ 600 ℃ 로 가열하여 수 십초 유지할 필요가 있다). 또, 도금 처리 설비를 갖는 CGL 에서는 과시효대를 병설하면 라인 길이가 극단적으로 지나치게 길어지므로, 통상 과시효대는 병설되어 있지 않고 도금 처리 후 가스 냉각된다. 따라서, 실시예에서 나타내고 있는 650 ∼ 450 ℃ 의 온도역을 15 ℃/s 이상의 냉각 속도로 하고, 또한 390 ℃ 이하의 온도역을 1.3 ℃/s 정도의 매우 느린 냉각 속도로 냉각하는 것은 현 상황의 CGL 의 열 사이클에서는 어렵다. 실온까지 상기 냉각 패턴으로 냉각 후, 용융 아연 도금할 수도 있지만, 그 경우에는 현저한 비용 증가를 초래한다. 따라서, 상기와 같은 열 이력을 필요로 하지 않고, 통상적인 CGL 열 사이클로 양호한 재질을 얻는 수법을 개발하는 것이 필요하다.
본 발명은, 상기 서술한 문제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 통상적인 CGL 열 사이클을 전제로 한 경우에도, 고가의 Mo 를 활용하지 않고, 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구한 결과, 하기의 지견을 얻었다.
담금질성이 높은 Mn, Cr 을 특정 범위로 제어함으로써, 냉각 속도가 느린 CGL 열 사이클에 있어서도 펄라이트, 베이나이트가 억제되어, 저항복 응력을 가지며, 또한 높은 가공 경화성이 얻어진다.
또, 동일 Mn 당량에서는 Mn 첨가량이 적어질수록 Fe-C 상태도의 A1 및 A3 선이 고온, 고 C 측으로 이동되므로, 페라이트 중의 고용 C 가 증대된다. 이 때문에, Mn 첨가량을 적게 하면 고용 C 의 변형 시효 현상인 BH 특성은 향상된다. 한편, Mn 첨가량을 지나치게 저감시키면 시효성이 열화되기 때문에, 내상온 시효성과 베이킹 경화성을 양립시키기 위해서는 Mn 을 적정한 범위로 제어하는 것이 중요하다.
즉, Mn 량을 적정하게 제어함으로써 내상온 시효성과 베이킹 경화성을 고위에 밸런스시키고, Cr 량의 조정에 의해 Mn 당량 (= Mn + 1.3 Cr) 을 적정한 범위로 제어함으로써, 저항복 응력을 가지며 또한 높은 가공 경화성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있는 것을 알아내어 본 발명을 완성시켰다.
본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 성분 조성은, 질량% 로 C : 0.01 % 이상 0.08 % 미만, Si : 0.2 % 이하, Mn : 1.0 % 초과 1.8 % 이하, P : 0.10 % 이하, S : 0.03 % 이하, Al : 0.1 % 이하, N : 0.008 % 이하, Cr : 0.5 % 초과를 함유하고, 또한 1.9
Figure pct00001
Mn (질량%) + 1.3 Cr (질량%)
Figure pct00002
2.8 을 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은 페라이트상과 면적률로 2∼15 % 의 마르텐사이트상을 가지며, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률이 1.0 % 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
[2] 상기 [1] 에 있어서, 질량% 로, 상기 Cr 은 0.65 % 초과이고, 상기 Mn 은 1.0 % 초과 1.6 % 이하인 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 추가로 질량% 로, B : 0.01 % 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 있어서, 추가로 질량% 로, Mo : 0.15 % 이하, V : 0.5 % 이하, Ti : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[5] 상기 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 750 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 그 소둔 온도에서 도금욕에 침지할 때까지의 온도역을 3∼15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 용융 아연 도금을 실시한 후, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[6] 상기 [5] 에 있어서, 상기 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 % 는 모두 질량% 이다. 또, 고강도 용융 아연 도금 강판이란, 340 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 용융 아연 도금 강판이다.
본 발명에 의하면, 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 이 결과, 자동차 내외판 용도에 사용한 경우, 박육화에 의한 경량화도 가능하다.
그리고, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 상기와 같은 우수한 특성을 갖고 있기 때문에, 자동차용 강판을 비롯하여 가전 등에 널리 활용할 수 있어 산업상 유익하다.
본 발명은, 성분 조성을 Mn : 1.0 % 초과 1.8 % 이하, Cr : 0.5 % 초과로 규정하고, 추가로 Mn 당량을 1.9
Figure pct00003
Mn (질량%) + 1.3 Cr (질량%)
Figure pct00004
2.8 로 적정한범위로 제어한다. 그리고, 조직을 페라이트상과 면적률로 2∼15 % 의 마르텐사이트상을 가지며, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률이 1.0 % 이하로 한다. 이것은 본 발명의 특징이며, 가장 중요한 요건이다. 이와 같은 성분 조성과 조직으로 함으로써, 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지게 된다.
또, 이와 같은 저항복 응력을 가지며 또한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해서는 소둔·도금 조건의 제어가 필수이며, 본 발명에서는, 750 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 그 소둔 온도에서 도금욕에 침지할 때까지의 온도역을 3∼15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 용융 아연 도금을 실시한 후, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.
먼저, 본 발명에 있어서의 강의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.
C : 0.01 % 이상 0.08 % 미만
C 는 고강도화에 유효하며, 본 발명에 있어서 중요한 원소의 하나이다. 본 발명에 있어서는, 소정량 이상의 마르텐사이트상을 확보하기 위해 0.01 % 이상으로 한다. 한편, C 량이 0.08 % 이상에서는, 마르텐사이트상이 지나치게 많아져, YP 의 상승, BH 량의 저하, 또한 용접성도 열화시킨다. 따라서, C 량은 0.08 % 미만으로 하고, 보다 저 YP, 고 BH 를 얻기 위해서는 C 량은 0.06 % 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.05 % 이하로 하는 것이 더욱 더 바람직하다.
Si : 0.2 % 이하
Si 는 고용 강화능이 커서, 저항복 강도화 (저 YP 화) 의 관점에서 적은 것이 좋다. 그러나, Si 량이 0.2 % 까지는 허용되므로, Si 량은 0.2 % 이하로 한다.
Mn : 1.0 % 초과 1.8 % 이하
Mn 은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Mn 량이 1.8 % 를 초과하면 페라이트 중의 고용 C 량이 감소하고, BH 성이 저하된다. 또, Mn 량이 1.0 % 이하에서는 페라이트 중의 고용 C 가 많기 때문에 높은 BH 성을 갖는데, 그 반면 내상온 시효성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, BH 성과 내상온 시효성을 양립시키는 관점에서, Mn 량은 1.0 % 초과 1.8 % 이하로 하고, 바람직하게는 1.0 % 초과 1.6 % 이하로 한다.
P : 0.10 % 이하
P 는 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 량이 0.10 % 를 초과하면, 항복 강도 (YP) 가 상승하여 내면변형성이 열화된다. 또, 아연 도금층의 합금화 속도를 저하시켜 도금 불량이나 불 (不) 도금의 원인이 됨과 함께, 강판의 입계에 편석되어 내 2 차 가공 취성을 열화시킨다. 따라서, P 량은 0.10 % 이하로 한다.
S : 0.03 % 이하
S 는 열간 가공성을 저하시키고, 슬래브의 열간 균열 감수성을 높이기 때문에 적은 것이 좋다. 특히, S 량이 0.03 % 를 초과하면 미세한 MnS 의 석출에 의해 연성 (延性) 이 열화되고, 프레스 성형성을 열화시킨다. 따라서, S 량은 0.03 % 이하로 한다. 또한, 프레스 성형성의 관점에서는, S 량을 0.015 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
Al : 0.1 % 이하
Al 은 탈산 원소로서 강 중의 개재물을 감소시키고, 또한 강 중의 불필요한 고용 N 을 질화물로서 고정시키는 역할이 있다. 그러나, Al 량이 0.1 % 를 초과하면, 클러스터 형상의 알루미나계 개재물이 증가하여, 연성이 열화되고, 프레스 성형성을 열화시킨다. 따라서, Al 량은 0.1 % 이하로 한다. 탈산소 원소로서 활용하고, 강 중의 산소를 충분히 저감시키기 위해서는 Al 은 0.02 % 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
N : 0.008 % 이하
N 은 내상온 시효성의 관점에서 고용 상태로 잔존시키는 것은 바람직하지 않기 때문에 적은 것이 좋다. 특히, N 량이 0.008 % 를 초과하면, N 을 고정시키는 데에 필요한 질화물 형성 원소의 첨가량이 증가되어 제조 비용의 증가를 초래한다. 또, 과잉의 질화물의 생성에 의해 연성 및 인성이 열화된다. 따라서, N 량은 0.008 % 이하로 한다. 연성 및 인성 확보의 관점에서 N 은 0.005 % 미만으로 하는 것이 바람직하다.
Cr : 0.5 % 초과
Cr 은 담금질성 향상 원소로서, 마르텐사이트상의 생성에 매우 중요한 원소이다. 또한 Cr 은 Mn 과 비교하여, 담금질성 향상 효과가 높고, 또 고용 강화능이 작기 때문에, 저 YP 화에 유효하여, 본 발명에서는 적극적으로 첨가한다. Cr 량이 0.5 % 이하에서는 상기 담금질성 향상 효과 및 저 YP 효과가 얻어지지 않는 경우가 있기 때문에, 0.5 % 초과로 하고, 바람직하게는 0.65 % 초과로 한다.
또, 상기 서술한 바와 같이, Mn 은 BH 특성과 내상온 시효성을 양립시키는 관점에서, 그 첨가량이 제한되기 때문에, 냉각 속도가 느린 CGL 열 사이클에 있어서도 펄라이트, 베이나이트를 억제하고, 저 YP 화하기 위해서는, Cr 량의 조정에 의해 소정의 Mn 당량으로 제어할 필요가 있다. 이상에서, Cr 량은 0.5 % 초과로 하고, 바람직하게는 0.65 % 초과로 한다.
Mn + 1.3 Cr : 1.9 % 이상 2.8 % 이하
Mn + 1.3 Cr 의 값은, 담금질성을 나타내는 지표의 하나로서, 마르텐사이트상을 생성시키기 위해 최적으로 제어하는 것이 중요해진다. Mn + 1.3 Cr 의 값이 1.9 % 미만이 되면, 담금질성이 불충분해지고, 소둔 후의 냉각시에 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워져 YP 가 상승한다. 한편, Mn + 1.3 Cr 의 값이 2.8 을 초과하면, 담금질성 효과는 포화되어, 과잉의 합금 원소의 첨가에 의해 제조 비용의 증대를 초래한다. 따라서, Mn + 1.3 Cr 의 값은 1.9 % 이상 2.8 % 이하로 하고, 바람직하게는 2.3 % 초과 2.8 % 이하로 한다.
이상의 필수 첨가 원소로, 본 발명 강은 목적으로 하는 특성이 얻어지는데, 상기 필수 첨가 원소에 더해, 필요에 따라 하기 원소를 첨가할 수 있다.
B : 0.01 % 이하
B 는 담금질성 향상 원소로서, 마르텐사이트상을 안정적으로 생성시키기 위해 0.0005 % 이상 첨가할 수 있다. 또한 B 는 0.0015 % 이상 0.004 % 이하 첨가함으로써, 페라이트의 입자 성장성을 향상시킴과 함께, BH 를 향상시킬 수 있어, 저 YP 화와 고 BH 화의 밸런스를 더욱 개선할 수 있다. 그러나, B 는 0.01 % 를 초과하여 첨가하면 재질이나 주조성 등에 대한 악영향이 현저해진다. 따라서, B 를 첨가하는 경우에는 0.01 % 이하로 한다.
Mo : 0.15 % 이하, V : 0.5 % 이하, Ti : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하 중 1 종 이상
Mo : 0.15 % 이하
Mo 는 고가의 원소로서, YP 의 상승을 초래하는 원소인데, 도금 표면 품질을 개선하거나, 혹은 담금질성을 향상시켜, 마르텐사이트상을 안정적으로 얻는 데에 유효한 원소이기도 하며, 0.01 % 이상 첨가할 수 있다. 그러나, Mo 량이 0.15 % 를 초과하면 그 효과가 포화되어, 현저한 비용 증가를 초래한다. 따라서, Mo 를 첨가하는 경우, YP 상승에 대한 악영향이 작은 0.15 % 이하로 한다. 저비용화, 저 YP 화 관점에서는 Mo 는 적을수록 좋고, Mo 는 무첨가 (불가피적으로 혼입되는 0.02 % 이하) 로 하는 것이 바람직하다.
V : 0.5 % 이하
V 는 담금질성 향상 원소로서, 마르텐사이트상을 안정적으로 생성시키기 위해 0.01 % 이상 첨가할 수 있다. 그러나, V 는 과잉으로 첨가해도 비용에 상응하는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, V 를 첨가하는 경우에는 0.5 % 이하로 한다.
Ti : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하
Ti, Nb 는, 탄질화물을 형성하여 고용 C, N 량을 저하시키고, 시효 열화를 방지하기 위해, 각각 0.01 % 이상 첨가할 수 있다. 그러나, 모두 0.1 % 를 초과하여 과잉으로 첨가해도, 그 효과는 포화되어 비용에 상응하는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, Ti, Nb 를 첨가하는 경우에는, 각각 0.1 % 이하로 한다.
또한, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물로서, 예를 들어 O 은 비금속 개재물을 형성하여 품질에 악영향을 미치기 때문에, O 은 0.003 % 이하로 저감시키는 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 조직에 대해 설명한다.
페라이트상과 면적률로 2 % 이상 15 % 이하의 마르텐사이트상
본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 페라이트상과 면적률로 2 % 이상 15 % 이하의 마르텐사이트상의 2 상 조직으로 한다. 마르텐사이트상을 이 범위로 제어함으로써 내면변형성이나 가공 경화성을 높여 자동차 외판 패널 용도에 사용할 수 있는 강판이 얻어진다. 마르텐사이트상의 면적률이 15 % 를 초과하면, 강도가 현저하게 상승하여, 예를 들어 본 발명이 대상으로 하는 자동차 내외판 패널용 강판으로서 충분한 내면변형성이나 프레스 성형성을 갖지 않는다. 따라서, 마르텐사이트상의 면적률은 15 % 이하로 한다. 한편, 마르텐사이트상의 면적률이 2 % 미만인 경우, YPE1 이 잔존하기 쉽고, 또 YP 가 높아져, 그 결과, 내면변형성이 열화된다. 따라서 마르텐사이트상의 면적률은 2 % 이상 15 % 이하로 하고, 바람직하게는 2 % 이상 10 % 이하로 한다.
펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률 : 1.0 % 이하
소둔 후에 완냉각이 실시되고, 특히 합금화 처리가 실시되는 경우, Mn 당량이 적정화되어 있지 않으면, 주로 마르텐사이트에 인접하여 미세한 펄라이트상 혹은 베이나이트상이 생성되고, YR 이 상승한다. 즉, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률로 1.0 % 이하로 함으로써 저 YP 화를 도모할 수 있기 때문에, 이 합계 면적률을 1.0 % 이하로 한다.
또한, 본 발명의 강판에서는 페라이트상, 마르텐사이트상, 펄라이트상, 베이나이트상 외에, 잔류 γ 상, 불가피적인 탄화물이 면적률로 1.0 % 정도이면 함유되어도 된다.
또, 상기 면적률은 강판의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 연마 후, 나이탈로 부식시키고, SEM 으로 4000 배의 배율로 12 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 구할 수 있다. 조직 사진에서 페라이트는 약간 검은 콘트라스트의 영역이고, 탄화물이 라멜라 형상 또는 점열 형상으로 생성되어 있는 영역을 펄라이트 및 베이나이트로 하고, 하얀 콘트라스트가 형성되어 있는 입자를 마르텐사이트로 하였다.
또, 예를 들어 Mn 당량 및 소둔 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 조직을 상기 면적률 범위 내로 제어할 수 있다.
다음으로 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 조건에 대해 설명한다.
본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 전술한 화학 성분 범위로 조정된 강을 용제하여 슬래브로 하고, 이어서, 열간 압연 후, (산세), 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 소둔 후, 그 소둔 온도에서 도금욕에 침지할 때까지의 온도역을 3 ∼ 15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 용융 아연 도금을 실시한 후, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것으로 한다.
여기서, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전기로를 이용해도 되고, 전로 (轉爐) 를 이용해도 된다. 또, 용제 후의 강의 주조 방법은, 연속 주조법에 의해 주편 (鑄片) 으로 해도 되고, 조괴법 (造塊法) 에 의해 강괴로 해도 된다.
연속 주조 후에 슬래브를 열간 압연하는 데에 있어서, 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 되고, 또는 슬래브를 가열하지 않고 직송 압연할 수도 있다. 또, 강괴를 조괴한 후에 분괴 압연하고 나서, 열간 압연에 제공해도 된다.
열간 압연은 통상적인 방법에 따라 실시할 수 있고, 예를 들어 슬래브의 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃, 마무리 압연 온도는 Ar3 점 이상, 마무리 압연 후의 냉각 속도는 10 ∼ 200 ℃/s, 권취 온도는 400 ∼ 750 ℃ 로 할 수 있다. 냉간 압연율에 대해서는, 통상적인 조업 범위 내의 50 ∼ 85 % 에서 실시할 수 있다.
이하, 본 발명에 있어서 중요한 소둔 및 도금 공정 (CGL 공정) 에 대해 상세한 내용을 설명한다.
소둔 온도 : 750 ℃ 초과 820 ℃ 미만
소둔 온도는, 페라이트상 + 마르텐사이트상의 미크로 조직을 얻기 위해, 적절한 온도로 가열할 필요가 있다. 소둔 온도가 750 ℃ 이하에서는, 오스테나이트상의 생성이 불충분하기 때문에, 소정량의 마르텐사이트상을 얻을 수 없다. 이 때문에, YPE1 의 잔존이나 YP 의 상승 등에 의해 내면변형성이 열화된다. 한편, 소둔 온도가 820 ℃ 이상이면, 페라이트 중의 고용 C 량이 저감되어, 높은 BH 량이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 오스테나이트에 대한 C 농화 (濃化) 가 불충분해지고, 그 후의 냉각시나 합금화 처리시에 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워 YP 의 상승이 우려된다. 따라서, 소둔 온도는 750 ℃ 초과 820 ℃ 미만으로 한다.
(1 차) 평균 냉각 속도 : 3 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하
용융 아연 도금 강판의 제조시에, 소둔 후, 그 소둔 온도에서 도금욕 침지까지의 1 차 평균 냉각 속도는 3 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하로 한다. 냉각 속도가 3 ℃/s 미만에서는 냉각 중인 펄라이트나 베이나이트 생성량이 현저해져 YP 가 상승한다. 또, 펄라이트나 베이나이트가 생성됨으로써 소정량의 마르텐사이트상이 얻어지지 않게 되고, YPE1 의 잔존에 의해 YP 가 상승한다. 한편, 냉각 속도가 15 ℃/s 초과에서는, 오스테나이트에 대한 C, Mn, Cr 의 농화가 불충분해지고, 그 후의 냉각시나 합금화 처리시에 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 분해되고, 그 생성량이 증대되기 때문에, YP 가 상승한다. 또, 페라이트 중의 C 농화가 억제되어, 높은 BH 량이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 소둔 후, 그 소둔 온도에서 도금욕 침지까지의 1 차 평균 냉각 속도는 3 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하로 한다. 바람직한 평균 냉각 속도는 5 ℃/s 이상 15 ℃/s 이하이다. 또한, 도금 처리에 있어서의 도금욕 온도는 통상적인 400 ∼ 480 ℃ 정도이면 된다.
또, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 필요에 따라 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 이 경우의 용융 아연 도금의 합금화 처리는, 예를 들어 용융 아연 도금욕에 침지 후, 필요에 따라 500 ∼ 700 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 수 초 ∼ 수십 초 유지한다. 종래의 Mn 당량이 적정화되어 있지 않은 강판에서는, 이와 같은 합금화 처리를 실시함으로써 재질이 현저하게 열화되었는데, 본 발명 강에서는 이와 같은 합금화 처리를 실시해도 YP 의 상승이 작다.
또, 용융 아연 도금 조건으로는, 도금 부착량은 편면당 20 ∼ 70 g/㎡ 이고, 합금화 처리하는 경우, 도금층 중의 Fe% 는 6 ∼ 15 % 로 하는 것이 바람직하다.
(2 차) 냉각 속도 : 5 ℃/s 이상
용융 아연 도금 처리 후, 혹은 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시한 후의 2 차 냉각은, 마르텐사이트를 안정적으로 얻기 위해 Ms 점 이하의 온도까지 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 2 차 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 완냉각에서는 400 ∼ 500 ℃ 부근에서 펄라이트 혹은 베이나이트가 생성되어 YP 가 상승한다. 한편, 2 차 냉각 속도의 상한에 관해서는 특별히 한정할 필요는 없지만, 100 ℃/s 를 초과하면 마르텐사이트가 지나치게 단단해져 연성이 저하된다. 따라서, 2 차 냉각 속도는 100 ℃/s 이하가 바람직하다. 이상에서, 2 차 냉각 속도는 5 ℃/s 이상으로 하고, 바람직하게는 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 한다.
또한, 본 발명에 있어서는, 열처리 후에 형상 교정을 위해 본 발명의 강판에 조질 압연을 할 수도 있다. 또, 본 발명에서는, 강 소재를 통상적인 제강, 주조, 열연의 각 공정을 거쳐 제조하는 경우를 상정하고 있는데, 예를 들어 박슬래브 주조 등에 의해 열연 공정의 일부 혹은 전부를 생략하여 제조할 수도 있다.
또, 본 발명에 있어서의 용융 아연 도금 강판의 표면에, 추가로 유기 피막 처리를 실시해도 된다.
실시예
실시예 1
이하, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 설명한다.
표 1 에 나타내는 강 A ∼ Y 의 화학 성분을 갖는 강을 진공 용해에 의해 용제하여 슬래브를 제조하였다. 이들 슬래브를 1200 ℃ 에서 가열한 후, 마무리 온도를 850 ℃ 로 하여 열간 압연을 실시하고, 이어서 냉각한 후, 600 ℃ 에서 권취하고, 판두께 2.5 ㎜ 인 열연 강판을 제조하였다. 얻어진 열연 강판에 대해 산세한 후, 압연율 70 % 로 냉간 압연을 실시하여 판두께 0.75 ㎜ 인 냉연 강판으로 하였다.
Figure pct00005
이어서, 상기에 의해 얻어진 냉연 강판으로부터 잘라낸 샘플을 적외선 이미지로 (爐) 에서, 표 2 에 나타내는 소둔 온도에서 60 초 유지한 후, 표 2 에 나타내는 조건에서 1 차 냉각하고, 용융 아연 도금 (도금욕 온도 : 460 ℃) 을 한 후, 합금화 처리 (520 ℃ × 15 s) 하고, 150 ℃ 이하의 온도까지 2 차 냉각을 실시하고, 그 후, 신장률 0.4 % 의 조질 압연을 실시하였다. 여기서 도금 처리는 부착량이 편면 50 g/㎡ 가 되도록 조정하고, 합금화 처리는 도금층 중의 Fe% 를 9 ∼ 12 % 가 되도록 조정하였다.
이상에 의해 얻어진 용융 아연 도금 강판에 대해 샘플을 채취하고, 마르텐사이트상의 면적률, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률을 측정하고, 인장 특성, 가공 경화량 (WH), 베이킹 경화량 (BH) 및 촉진 시효 시험 후의 항복점 신장 (YPE1) 을 측정하였다. 상세한 측정 방법을 이하에 나타낸다.
(1) 마르텐사이트상의 면적률 : 샘플의 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 배율 4000 배에서 12 시야에 대해 관찰하고, 촬영한 조직 사진 (SEM 사진) 을 이용하여 정량화하였다. 여기서, 하얀 콘트라스트가 형성되어 있는 입자를 마르텐사이트, 나머지 검은 콘트라스트가 형성되어 있는 것을 페라이트로 하고, 전체에서 차지하는 마르텐사이트의 비율을 구하였다.
(2) 인장 특성 : 압연 방향에 대해 90°방향 (C 방향) 에 JIS 5 호 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하고, 항복 응력 (YP) 및 인장 강도 (TS) 를 측정하였다.
(3) 가공 경화량 (WH) : 2 % 예비 변형 후의 응력과 항복 응력 (YP) 의 응력차를 측정하였다.
(4) 베이킹 경화량 (BH) : 2 % 예비 변형 후의 응력과 170 ℃ × 20 분의 도장 베이킹 상당의 열처리를 추가한 후의 항복 응력의 응력차를 측정하였다.
(5) 촉진 시효 시험 후의 항복점 신장 (YPE1) : 100 ℃ × 24 시간의 열처리를 실시한 후, 인장 시험 (JIS Z 2241 준거) 을 실시하고, YPE1 을 측정하였다. 촉진 시효 조건은, 예를 들어 강판을 수출할 때 적도 (赤道) 를 넘는 경우도 상정하여, Hundy 의 식으로 산출한 등가 시효 시간이 30 ℃ 에서는 1.2 년, 50 ℃ 에서는 약 2 개월이 되도록 설정하였다.
이상의 측정 결과를 제조 조건과 함께 표 2 에 나타낸다.
Figure pct00006
표 2 에 있어서 No. 1 ∼ 17 및 40 ∼ 42 는 성분, 제조 조건이 본 발명 범위이고, 마르텐사이트상의 면적률이 2 % 이상 15 % 이하이며 또한 펄라이트 및/또는 베이나이트의 합계 면적률이 1.0 % 이하인 조직을 갖는 본 발명예이다. 본 발명예는, 비교예와 비교하여 저 YR, 고 BH 이며 또한 시효 후 YPE1 도 0.2 % 이하로 작다.
한편, 성분이 본 발명 범위에서 벗어나는 강 R ∼ V 를 이용하여 제조된 No. 18 ∼ 22 의 비교예는 YR, BH, 시효 후 YPE1 중 어느 것이 열등하다.
구체적으로는, No. 18 (강 R) 은 Mn 량, Cr 량이 본 발명 범위 밖이며, 특히 Mn 이 많기 때문에 BH 량이 낮다. No. 19 (강 S) 는 Mn 이 적기 때문에, 페라이트 중의 고용 C 가 많아 높은 BH 를 갖는데, 그 반면 시효 후의 YPE1 이 높아, 내시효성이 열등하다. No. 20 (강 T) 은 Mn 이 많기 때문에, 페라이트 중의 고용 C 량이 적고, BH 가 낮다. 또, 페라이트가 고용 강화되기 때문에, YP 가 높고, 내면변형성이 열등하다. No. 21 (강 U) 은 Mn + 1.3 Cr 의 값이 낮기 때문에, 소둔 후의 냉각시에 펄라이트나 베이나이트가 생성되어, 소정량의 마르텐사이트를 확보할 수 없기 때문에, YR 이 높고, 또한 시효 후의 YPE1 이 높다. No. 22 (강 V) 는 C 량이 적기 때문에, 소정량의 마르텐사이트를 얻지 못해, YR 이 높고, 시효 후의 YPE1 도 높다.
실시예 2
표 1 에 나타낸 강 C, D, E, G 의 화학 성분을 갖는 강을 진공 용해로 용제하여, 실시예 1 과 동일한 조건에서 열간 압연, 산세, 냉간 압연을 실시하고, 표 3 에 나타내는 소둔 온도에서 60 초 유지한 후, 표 3 에 나타내는 조건에서 1 차 냉각하고, 용융 아연 도금 처리 (도금욕 온도 : 460 ℃) 한 후, 합금화 처리하고, 150 ℃ 이하의 온도까지 2 차 냉각 및 조질 압연을 실시하였다.
상기에서 얻어진 용융 아연 도금 강판에 대해 샘플을 채취하고, 실시예 1 과 동일한 방법으로 마르텐사이트상의 면적률, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률, 나아가서는 인장 특성, 가공 경화량 (WH), 베이킹 경화량 (BH) 및 촉진 시효 시험 후의 YPE1 을 측정하였다.
얻어진 결과를 제조 조건과 함께 표 3 에 나타낸다.
Figure pct00007
표 3 에 있어서 No. 23, 25, 26, 28 ∼ 31, 35 ∼ 39 는 성분, 제조 조건이 본 발명 범위이고, 마르텐사이트상의 면적률이 2 % 이상 15 % 이하이며 또한 펄라이트 및/또는 베이나이트의 합계 면적률이 1.0 % 이하인 조직을 갖는 본 발명예이다. 본 발명예에서는, 비교예와 비교하여, 저 YR, 고 BH 이며 또한 시효 후 YPE1 도 0.2 % 이하로 작다.
한편, No. 24 는 소둔 온도가 낮기 때문에, 소정량의 마르텐사이트상이 얻어지지 않고, YR 이 높고, 시효 후의 YPE1 도 높아, 내상온 시효성이 열등하다.
No. 27 은 소둔 온도가 높기 때문에, 소둔 중의 오스테나이트에 대한 원소 농화가 불충분해져, 합금화 처리시에 펄라이트나 베이나이트가 생성된다. 이 결과, 동일 강도의 발명예와 비교하여 YR 이 높아진다.
No. 32 는 1 차 냉각 속도가 느려, 펄라이트나 베이나이트의 생성 노우즈를 횡단하기 때문에, 이들의 생성량이 증대되고, YP 가 상승한다. 또, 펄라이트나 베이나이트가 생성됨으로써 소정량의 마르텐사이트가 얻어지지 않게 되고, YPE1 의 잔존에 의해 YP 가 상승하고, YR 이 높아져, 시효 후의 YPE1 도 높아진다.
No. 33 은 1 차 냉각 속도가 빠르기 때문에, 오스테나이트 중에 대한 원소 농화가 불충분해져, 합금화 처리시에 펄라이트나 베이나이트가 생성되기 쉬워진다. 이 결과, 냉각 후에 얻어지는 마르텐사이트 면적률이 감소되어, YR 이 높고, 시효 후의 YPE1 도 높아진다.
No. 34 는 2 차 냉각 속도가 느리기 때문에, 2 차 냉각 중인 400 ∼ 500 ℃ 부근의 온도역에서 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 분해되고, 이들의 생성량이 증가하기 때문에, 냉각 후에 얻어지는 마르텐사이트 면적률이 감소된다. 이 때문에, YR 이 높고, 시효 후의 YPE1 도 높아진다.
산업상이용가능성
본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 저항복 응력을 가지며 또한 우수한 내상온 시효성 및 베이킹 경화성을 겸비하기 때문에, 고성형성을 갖는 부품에 적용할 수 있고, 자동차 내외판 용도는 물론, 고성형성이 필요해지는 분야에 바람직하게 사용된다.

Claims (6)

  1. 성분 조성은, 질량% 로 C : 0.01 % 이상 0.08 % 미만, Si : 0.2 % 이하, Mn : 1.0 % 초과 1.8 % 이하, P : 0.10 % 이하, S : 0.03 % 이하, Al : 0.1 % 이하, N : 0.008 % 이하, Cr : 0.5 % 초과를 함유하고, 또한 1.9
    Figure pct00008
    Mn (질량%) + 1.3 Cr (질량%)
    Figure pct00009
    2.8 을 만족하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은 페라이트상과 면적률로 2∼15 % 의 마르텐사이트상을 가지며, 펄라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률이 1.0 % 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    질량% 로, 상기 Cr 은 0.65 % 초과이고, 상기 Mn 은 1.0 % 초과 1.6 % 이하인 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    추가로 질량% 로, B : 0.01 % 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로 질량% 로, Mo : 0.15 % 이하, V : 0.5 % 이하, Ti : 0.1 % 이하, Nb : 0.1 % 이하 중 어느 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 열간 압연 및 냉간 압연한 후, 750 ℃ 초과 820 ℃ 미만의 소둔 온도에서 소둔하고, 그 소둔 온도에서 도금욕에 침지할 때까지의 온도역을 3∼15 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 용융 아연 도금을 실시한 후, 5 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 용융 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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