KR20120008038A

KR20120008038A - 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20120008038A
Application number: KR1020117025314A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 다카기; 고헤이 하세가와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-04-28
Filing date: 2010-04-27
Publication date: 2012-01-25
Also published as: EP2426230A4; CA2759913A1; KR20130087616A; JP2010275628A; US20120040203A1; CN102414335A; CA2759913C; EP2426230B1; EP2426230A1; US8828557B2; TW201102444A; CN102414335B; TWI450982B; WO2010126161A1; JP4924730B2

Abstract

인장 강도가 980 MPa 이상이고, 가공성, 용접성, 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조법. 강판은 질량％ 로 C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만, Mn:2.0 ∼ 3.5 ％, P:0.001 ∼ 0.040 ％, S:0.0001 ∼ 0.0050 ％, Al:0.005 ∼ 0.1 ％, N:0.0001 ∼ 0.0060 ％, Cr:0.01 ％ ∼ 0.5 ％, Ti:0.010 ∼ 0.080 ％, Nb:0.010 ∼ 0.080 ％ 및 B:0.0001 ∼ 0.0030 ％ 를, 또는 추가로 Mo:0.01 ∼ 0.15 ％, Ca:0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM:0.0001 ∼ 0.1 ％, Sb:0.0001 ∼ 0.1 ％ 중 어느 1 종 이상을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％, 평균 결정립경 5 ㎛ 이하의 페라이트상을 함유하는 조직을 가지고, 강판 표면에 부착량 (편면당) 20 ∼ 150 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 갖는다.

Description

가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-DIP ZINC-COATED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY, WELDABILITY AND FATIGUE PROPERTIES, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 엄격한 형상으로 프레스 성형되는 것이 요구되는 자동차 부품 등에 사용하기에 적합한, 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명에 있어서의 용융 아연 도금 강판은, 아연 도금 후에 합금화 열처리를 실시한 이른바 합금화 용융 아연 도금 강판을 포함하는 것이다.

자동차 부품 등에 사용되는 고강도 용융 아연 도금 강판은, 그 용도의 특징상 고강도에 추가하여 가공성이 우수한 것이 요구된다.

최근, 차체 경량화에 따른 연비 향상 및 충돌 안전성 확보의 관점에서 고강도의 강판이 자동차 차체에 요구되어 적용이 확대되고 있다. 또, 종래에는 경 (輕) 가공 주체였지만, 복잡 형상에 대한 적용도 검토되기 시작하고 있다.

그러나, 일반적으로 강판의 고강도화에 따라 가공성은 저하되는 경향이 있기 때문에, 고강도 강판을 적용할 때의 첫번째 과제로서 프레스 성형시의 균열을 들 수 있다. 따라서, 부품 형상에 따라 연신 플랜지성 등의 가공성을 향상시키는 것이 요구되고 있다. 980 MPa 이상의 고강도 강이 되면, 특히 굽힘 성형에 의해 가공되는 부품이 증가되기 때문에, 굽힘 성형성도 중요해진다.

또, 성형 후에는 조립 공정에서 저항 스폿 용접이 실시되기 때문에, 가공성에 추가하여 우수한 용접성도 요구된다.

또한, 부재의 박육화에 따라 평면 굽힘 피로 특성이 종래 이상으로 필요해지는 부위도 있다.

상기 요청에 대응하기 위해서, 예를 들어 특허문헌 1 ∼ 8 에는, 강 성분이나 조직의 한정, 열연 조건이나 소둔 조건의 최적화 등에 따라 고가공성이며 고강도인 용융 아연 도금 강판을 얻는 방법이 제안되어 있다.

1):일본공개특허공보2004-232011호 2):일본공개특허공보2002-256386호 3):일본공개특허공보2002-317245호 4):일본공개특허공보2005-105367호 5):일본특허3263143호 6):일본특허3596316호 7):일본공개특허공보2001-11538호 8):일본공개특허공보2006-63360호 상기 게재된 특허문헌 중, 특허문헌 1 에는, C, Si 함유량이 많은 TS 980 MPa 급의 강재에 대해 개시되어 있지만, 연신 플랜지성이나 굽힘성에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다. 또, 특허문헌 2 ∼ 4 에는, Cr 을 활용한 강재에 대해 개시되어 있지만, 역시 연신 플랜지성이나 굽힘성에 대해서는 전혀 고려되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 5 ∼ 7 에는, 연신 플랜지성을 평가하는 지표 중 하나인 구멍 확장률 (λ) 에 관한 기재가 있지만, 인장 강도 (TS) 는 980 MPa 에 도달하지 않다. 또, 굽힘성이나 피로 특성에 대해서는 기재되지 않다. 특허문헌 8 에는 Ti 첨가에 의한 굽힘성의 개선과 페라이트 입경의 미세화에 의한 절결 피로 특성 향상에 대해 기재되어 있지만, 구멍 확장 특성이나 용접성, 평면 굽힘 피로 특성에 대해서는 기재되지 않다. 절결 피로 특성은 볼트 고정이나 부품 장착을 위한 타발 구멍으로부터 발생되는 피로 파괴의 평가 지표인 반면에, 본 발명이 목적으로 하는 평면 굽힘 피로 특성은, 부품의 대부분을 차지하는 모재 그 자체의 피로 특성의 평가 지표이다. 타발 구멍은 타발시에 도입된 균열 상태가 피로 특성에 크게 기여하는 것에 비해, 평활부 피로는 모재의 조직이나 성분이 크게 영향을 미치는 점에서 완전히 다른 특성이다.

본 발명은, 상기 현 상황을 감안하여 개발된 것으로, TS≥980 MPa 의 높은 인장 강도를 가지고, 게다가, 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭하였다.

그 결과, 이하 (1) ∼ (6) 의 지견을 얻었다.

(1) 가공성 및 용접성의 관점에서는 C, P, S 량을 저감시킬 필요가 있다.

(2) 양호한 표면 성상을 달성하기 위해서는 Si 량을 낮게 억제시킬 필요가 있다.

(3) C 나 P 의 저감에 수반되는 강도 저하에 대해서는, Cr, Si, Mn 을 활용함으로써, 합금 원소가 적어도 고강도화가 가능하다.

(4) 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고, 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상을 갖는 조직으로 함으로써, 가공성 및 용접성이 향상된다.

(5) (4) 에 추가하여 베이나이트 및/또는 마텐자이트의 평균 결정립경을 5 ㎛ 이하로 함으로써, 양호한 굽힘 특성을 얻을 수 있다.

(6) (5) 의 조직 제어를 행했을 때에, Cr 의 다량 첨가는 피로 특성을 열화시키고, Si 첨가는 피로 특성을 향상시킨다.

본 발명은 상기 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해, 이하의 수단을 채용한다.

[1] 질량％ 로 C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만, Mn:2.0 ∼ 3.5 ％, P:0.001 ∼ 0.040 ％, S:0.0001 ∼ 0.0050 ％, Al:0.005 ∼ 0.1 ％, N:0.0001 ∼ 0.0060 ％, Cr:0.01 ％ ∼ 0.5 ％, Ti:0.010 ∼ 0.080 ％, Nb:0.010 ∼ 0.080 ％ 및 B:0.0001 ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고, 또한 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상을 함유하는 조직을 가지고, 인장 강도가 980 MPa 이상이며, 추가로 강판 표면에 부착량 (편면당):20 ∼ 150 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 질량％ 로 C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만, Mn:2.0 ∼ 3.5 ％, P:0.001 ∼ 0.040 ％, S:0.0001 ∼ 0.0050 ％, Al:0.005 ∼ 0.1 ％, N:0.0001 ∼ 0.0060 ％, Cr:0.01 ％ ∼ 0.5 ％, Ti:0.010 ∼ 0.080 ％, Nb:0.010 ∼ 0.080 ％ 및 B:0.0001 ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고, 또한 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상과, 잔류 오스테나이트와 펄라이트 합쳐서 5 ％ 이하, 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어지는 조직을 가지고, 인장 강도가 980 MPa 이상이며, 추가로 강판 표면에 부착량 (편면당):20 ∼ 150 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 추가로 강이 질량％ 로 Mo:0.01 ∼ 0.15 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2] 에 기재된 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 추가로 강이 질량％ 로 Ca:0.0001 ∼ 0.0050 ％ 및/또는 REM:0.0001 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 추가로 강이 질량％ 로 Sb:0.0001 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] [1] 내지 [5] 중 어느 하나에 기재된 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연 후, 코일에 권취한 후, 산세하고, 이어서 냉간 압연 후, 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판을 제조할 때에, 열간 압연에서는, 슬래브 가열 온도를 1150 ∼ 1300 ℃, 열간 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연한 후, 열간 마무리 압연 온도 ∼ (열간 마무리 압연 온도―100 ℃) 의 온도역을 평균 냉각 속도:5 ∼ 200 ℃/초로 하여 냉각시키고, 400 ∼ 650 ℃ 의 온도에서 코일에 권취하고, 이어서 산세 후, 냉간 압연한 후, 200 ℃ 에서 중간 온도까지의 1 차 평균 승온 속도를 5 ∼ 50 ℃/초로 하여 500 ∼ 800 ℃ 의 중간 온도까지 가열하고, 그리고 그 중간 온도에서 소둔 온도까지의 2 차 평균 승온 속도를 0.1 ∼ 10 ℃/초로 하여 730 ∼ 900 ℃ 의 소둔 온도까지 가열하고, 이 소둔 온도역으로 10 ∼ 500 초 유지한 후, 450 ∼ 550 ℃ 까지 1 ∼ 30 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 또는 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 고강도를 가지고, 게다가, 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다. 그리고, 본 발명에 의해 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판은, 자동차 부품으로서 요구되는 강도 및 가공성을 모두 만족시키고 있어, 엄격한 형상으로 프레스 성형되는 자동차 부품으로서 적합하다.

본 발명에 있어서, 가공성이 우수하다는 것은, TS×EI≥13000 MPaㆍ％ 이며, 또한 TS×λ≥20000 MPaㆍ％, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경≤1.5 t (t:판두께) 를 만족시키는 것을 말하고, 또 용접성이 우수하다는 것은, 너겟 직경:4√t(mm) (t:강판의 판두께) 이상으로 모재 파단하는 것을 말하고, 피로 특성이 우수하다는 것은, 평면 굽힘 피로한도의 내구비 (피로한도 응력/TS)≥0.42 를 만족시키는 것을 말하고, 또한 고강도란, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상을 의미한다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 강판 및 강 슬래브의 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 한편, 성분에 관한 「％」표시는 특별히 언급되지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만

마텐자이트상의 강도는 C 량에 비례하는 경향이 있으므로, C 는 마텐자이트상을 이용하여 강을 강화시키는 데에 불가결한 원소이다. 980 MPa 이상의 TS 를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 C 가 필요하고, C 량의 증가에 따라 TS 는 증가된다. 그러나, C 량이 0.12 ％ 이상이 되면 스폿 용접성이 현저히 열화되고, 또 마텐자이트상의 증량에 의한 경질화, 또한 마텐자이트상보다 경질인 잔류 오스테나이트상의 생성에 의해, 굽힘성 등의 가공성도 현저하게 저하되는 경향이 있다. 그래서, C 량은 0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만의 범위로 한정하였다. 더 바람직하게는 0.105 ％ 미만이다. 한편, 980 MPa 이상의 TS 를 안정적으로 확보하는 관점에서, 바람직한 C 량은 0.08 ％ 이상이다.

Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만

Si 는, 고용 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소임과 함께, 평면 굽힘 피로 특성이나 신장 및 용접성을 향상시키는데, 그 효과는 0.35 ％ 이상에서 발현된다. 그러나, 함유량이 0.80 ％ 이상 함유됨으로써, 열연시에 난 (難) 박리성의 스케일을 생성하여 강판의 표면 성상을 열화시켜, 가공성이나 피로 특성을 저하시킨다. 또한, 강판 표면에 산화물로서 농화시켜, 비도금의 원인이 되기도 한다. 그래서, Si 량은 0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만으로 한정하였다. 바람직하게는 0.35 ％ 이상 0.60 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.50 ％ 이하이다.

Mn:2.0 ∼ 3.5 ％

Mn 은, 강도 향상에 유효하게 기여하고, 이 효과는 2.0 ％ 이상 함유함으로써 확인된다. 한편, 3.5 ％ 를 초과하여 과도하게 함유하면, Mn 의 편석 등에서 기인되어 부분적으로 변태점이 상이한 조직이 되고, 결과적으로 페라이트상과 마텐자이트상이 밴드 형상으로 존재하는 불균일한 조직이 되어 가공성이 저하된다. 또, 강판 표면에 산화물로서 농화시켜, 비도금의 원인이 되기도 한다. 그래서, Mn 량은 2.0 ％ 이상 3.5 ％ 이하로 한정하였다. 바람직하게는 2.2 ％ 이상 2.8 ％ 이하이다.

P:0.001 ∼ 0.040 ％

P 는, 강도 향상에 기여하는 원소인데, 그 반면 용접성을 열화시키는 원소이기도 하고, P 량이 0.040 ％ 를 초과하면 그 영향이 현저하게 나타난다. 특히 Cr 을 0.5 ％ 초과로 첨가할 때에는 P 를 0.02 ％ 까지 저감시킬 필요가 있지만, 0.5 ％ 이하의 Cr 첨가이면 P 는 0.040 ％ 까지 허용된다. 한편, 과도한 P 저감은 제강 공정에 있어서의 제조 비용의 증가를 수반한다. 그래서, P 량은 0.001 ％ 이상 0.040 ％ 이하의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.025 ％ 이하, 더 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.015 ％ 이하이다.

S:0.0001 ∼ 0.0050 ％

S 량이 증가하면 열간 적열 취성의 원인이 되어, 제조 공정상 문제를 일으키는 경우가 있고, 또한 개재물 MnS 를 형성하고, 냉간 압연 후에 판 형상의 개재물로서 존재함으로써, 특히 재료의 극한 변형능을 저하시키고, 연신 플랜지성 등의 성형성을 저하시킨다. S 량이 0.0050 ％ 까지는 문제 없다. 한편, 과도한 저감은 제강 공정에 있어서의 탈황 비용의 증가를 수반한다. 그래서, S 량은 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.003 ％ 이하이다.

Al:0.005 ∼ 0.1 ％

Al 은, 제강 공정에 있어서 탈산제로서 유효하고, 또 국부 연성을 저하시키는 비금속 개재물을 슬러그 중에 분리하는 점에서도 유용한 원소이다. 또한, Al 은, 소둔시에, 도금성을 저해시키는 표층에서의 Mn, Si 계의 산화물의 형성을 억제시켜, 도금 표면 외관을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하여 첨가하면, 강 성분 비용의 증대를 초래할 뿐만 아니라, 용접성을 저하시킨다. 그래서, Al 량은 0.005 ∼ 0.1 ％ 의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.01 ％ 이상 0.06 ％ 이하이다.

N:0.0001 ∼ 0.0060 ％

조직 강화 강에 있어서 재료 특성에 미치는 N 의 영향은 그다지 크지는 않지만, 0.0060 ％ 이하이면 본 발명의 효과를 저해하지 않는다. 한편, 페라이트의 청정화에 따른 연성 향상의 관점에서는 N 량은 적은 것이 바람직하지만, 제강 상의 비용도 증대되므로, 하한은 0.0001 ％ 로 하였다. 즉, N 량은 0.0001 ％ 이상 0.0060 ％ 이하로 하였다.

Cr:0.01 ∼ 0.5 ％

Cr 은, 강의 담금질 강화에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상의 첨가를 필요로 한다. 또, Cr 은 오스테나이트의 담금질성을 향상시키고, 신장 및 굽힘 특성의 향상에 유효하게 기여한다. 그러나, 고용 강화능이 작기 때문에, 다량으로 첨가하면 피로 특성 및 용접성을 열화시킨다. Cr 량이 0.5 ％ 를 초과하면 피로 특성이 열화되고, 용접성도 저하된다. 그래서, Cr 량은 0.01 ∼ 0.5 ％ 의 범위로 한정하였다. 더 바람직하게는 0.3 ％ 이하이다.

Ti:0.010 ∼ 0.080 ％

Ti 는, 강 중에서 C 또는 N 과 미세 탄화물이나 미세 질화물을 형성함으로써, 열연판 조직 및 소둔 후의 강판 조직의 세립화 및 석출 강화의 부여에 유효하게 작용한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.010 ％ 이상의 Ti 가 필요하다. 그러나, Ti 량이, 0.080 ％ 를 초과하면, 이 효과가 포화될 뿐만 아니라, 페라이트 중에 과도하게 석출물이 생성되어, 페라이트의 연성을 저하시킨다. 따라서, Ti 량은 0.010 ∼ 0.080 ％ 의 범위로 한정하였다. 더 바람직하게는 0.020 ∼ 0.060 ％ 의 범위이다.

Nb:0.010 ∼ 0.080 ％

Nb 는, 고용 강화 또는 석출 강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또, 페라이트를 강화시킴으로써 마텐자이트상과의 경도 차이를 저감시키는 효과를 통해서, 연신 플랜지성의 개선에도 유효하게 기여한다. 또한, 페라이트립 및 베이나이트, 마텐자이트 입경의 미세화에 기여하여 굽힘성을 개선시킨다. 이와 같은 효과는 Nb 량이 0.010 ％ 이상에서 얻어진다. 그러나, 0.080 ％ 를 초과하여 과도하게 함유되면, 열연판이 경질화되고, 열간 압연, 냉간 압연시의 압연 하중의 증대를 초래한다. 또, 페라이트의 연성을 저하시키고, 가공성이 열화된다. 따라서, Nb 량은 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 강도 및 가공성의 관점에서는, Nb 량은 0.030 ∼ 0.070 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

B:0.0001 ∼ 0.0030 ％

B 는, 담금질성을 높이고 소둔 냉각 과정에서 일어나는 페라이트의 생성을 억제하여 원하는 마텐자이트량을 얻는 데에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 량은 0.0001 ％ 이상 함유시킬 필요가 있지만, 0.0030 ％ 를 초과하면 상기 효과는 포화된다. 그래서, B 량은 0.0001 ∼ 0.0030 ％ 의 범위로 한정하였다. 바람직하게는 0.0005 ∼ 0.0020 ％ 의 범위이다.

본 발명의 강판은, 원하는 가공성, 용접성 및 피로 특성을 얻는 데에, 상기 성분 조성을 필수로 하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는데, 필요에 따라 이하의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Mo:0.01 ∼ 0.15 ％

Mo 는, 강의 담금질 강화에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가를 필요로 한다. 그러나, Mo 량이 0.15 ％ 를 초과하면, 용접성 확보를 위해서 P 저감이 필요하고, 또한, 비용 상승의 요인이 된다. 또한, 피로 특성도 열화시킨다. 그래서, Mo 량은 0.01 ％ 이상 0.15 ％ 이하의 범위로 한정하였다. 더 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Ca:0.0001 ∼ 0.0050 ％, REM:0.0001 ∼ 0.1 ％

Ca 및 REM 은, MnS 등 황화물의 형상 제어에 의해 연성 및 구멍 확장성을 향상시키는 효과가 있지만, 다량으로 함유시켜도 그 효과는 포화되는 경향이 있다. 따라서, Ca 를 함유시키는 경우, 0.0001 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0020 ％ 이하, REM 을 함유시키는 경우에는, 0.0001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.01 ％ 이하이다.

Sb:0.0001 ∼ 0.1 ％

Sb 는 도금성을 크게 변화시키지 않고, 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 가지고, 이로써 강판 표층의 결정을 정립 (整粒) 으로 함으로써 성형성을 개선하는 작용을 갖는다. Sb 를 함유시키는 경우에는, 0.0001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.01 ％ 이하이다.

V 는, 탄화물의 형성에 의해 페라이트상을 강화시키는 효과를 갖지만, 반대로 페라이트상의 연성을 저하시킨다. 따라서, V 는 0.05 ％ 미만, 더 바람직하게는 0.005 ％ 미만으로 함유시키는 것이 바람직하다.

그 외, 석출물을 형성하는 Zr, Mg 등은 함유량이 최대한 적은 것이 바람직하고, 적극적으로 첨가할 필요는 없고, 0.0200 ％ 미만, 더 바람직하게는 0.0002 ％ 미만의 범위로 한다. 또, Cu 는 용접성, Ni 는 도금 후의 표면 외관에 악영향을 미치는 원소이며, 따라서 Cu, Ni 는 각각 0.4 ％ 미만, 더 바람직하게는 0.04 ％ 미만의 범위로 한다.

다음으로, 본 발명에 있어서 중요한 요건 중 하나인 강 조직의 한정 범위 및 한정 이유에 대해 설명한다.

페라이트상의 평균 결정립경:5 ㎛ 이하

결정립의 미세화는, 강판의 연신 플랜지성 및 굽힘성의 향상에 기여한다. 본 발명에서는, 복합 조직 중의 페라이트상의 평균 결정립경을 5 ㎛ 이하로 제한함으로써, 굽힘성의 향상을 달성하였다.

또, 연질 영역과 경질 영역이 성기게 존재하면, 가공이 불균일해져 성형성이 열화된다. 이런 점에서, 페라이트상과 마텐자이트상이 균일 미세하게 존재하면, 가공시에 강판의 변형이 균일해지므로, 페라이트상의 평균 결정립경은 작은 것이 바람직하다. 가공성의 열화를 억제하기 위해서 바람직한 범위는 1 ∼ 3.5 ㎛ 이다.

페라이트상의 체적 분율:20 ∼ 70 ％

페라이트상은 연질상이며, 강판의 연성에 기여하기 위해, 본 발명의 강판에서는 페라이트상을 체적 분율로 20 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, 페라이트상이 70 ％ 를 초과하여 존재하면 과도하게 연질화되어 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, 페라이트상은 체적 분율로 20 ％ 이상 70 ％ 이하, 바람직하게는 30 ％ 이상 60 ％ 이하의 범위로 하였다.

평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 베이나이트 및/또는 마텐자이트

페라이트상 이외에는, 오스테나이트로부터의 저온 변태상인 템퍼링되어 있지 않은 마텐자이트상 및/또는 베이나이트상이 5 mm 이하인 평균 결정립경으로 함으로써, 구멍 확장 특성, 굽힘성 및 피로 특성이 더 향상된다. 체적 분율은 30 ％ 이상 80 ％ 이하의 범위이다. 이 마텐자이트상 및/또는 베이나이트상은, 경질상이며, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖고 있다. 또, 경질상의 분산에 의해 피로 균열의 전파를 억제시킨다. 그러나, 마텐자이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정립경이 5 mm 를 초과하면 이들의 효과가 충분치 못하다.

또한, 여기서는 관용에 따라, 결정립경으로 하고 있지만, 실제로는 변태 전의 구오스테나이트립에 대응되는 영역을 1 결정립으로 간주하여 측정하는 것으로 한다.

상기한 페라이트상, 마텐자이트상, 베이나이트상 이외의 잔부 조직으로는, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상을 생각할 수 있지만, 이들의 합계량이 체적 분율로 5 ％ 이하이면, 본 발명의 효과를 저해시키는 것은 아니다.

다음으로, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

먼저, 상기 성분 조성으로 조정된 용강으로부터, 연속 주조법 또는 조괴-분괴법으로 슬래브를 제조한다. 이어서, 얻어진 슬래브를, 냉각 후, 재가열한 후, 또는 주조 후 가열 처리를 거치지 않고 그대로 열간 압연을 실시한다. 슬래브 가열 온도를 1150 ∼ 1300 ℃ 로 하여 열연판을 균일 조직화하고, 연신 플랜지성 등의 가공성을 향상시키기 위해서 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하고, 페라이트상과 펄라이트상의 2 상로 이루어지는 밴드 형상 조직의 생성을 억제하여 열연판을 균일 조직화하고, 더욱 연신 플랜지성 등 가공성을 향상시키기 위해서 열간 마무리 압연 온도 ∼ (열간 마무리 압연 온도―100 ℃) 사이의 평균 냉각 속도를 5 ∼ 200 ℃/초로 하고, 표면 성상 및 냉간 압연성을 향상시키기 위해 권취 온도를 400 ∼ 650 ℃ 로 하여 열간 압연을 종료하고, 산세 후, 냉간 압연에 의해 원하는 판두께로 한다. 냉연 압하율은 페라이트상의 재결정 촉진에 의해 연성을 향상시키기 위해서 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 피로 특성 향상을 위해, 열간 압연시의 스케일 제거를 위해, 고압 물에 의해 디스케일링을 실시하는 것이 바람직하다.

이어서, 용융 아연 도금 공정에서는, 냉각 개시 전의 소둔시의 조직을 제어하여, 최종적으로 얻어지는 페라이트 분율과 입경을 최적화시키기 위해서, 200 ℃ 부터 중간 온도까지의 1 차 평균 승온 속도를 5 ∼ 50 ℃/초로 하고, 중간 온도를 500 ∼ 800 ℃ 로 하고, 중간 온도부터 소둔 온도까지의 2 차 평균 승온 속도를 0.1 ∼ 10 ℃/초로 하고, 소둔 온도를 730 ∼ 900 ℃ 로 하고, 이 온도역으로 10 ∼ 500 초 유지한 후, 냉각 정지 온도:450 ∼ 550 ℃ 까지 1 ∼ 30 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다.

냉각 후, 계속해서 용융 아연욕에 강판을 침지시키고, 가스 와이핑 등에 의해 아연 도금 부착량을 제어한 후, 또는 추가로 가열하여 합금화 처리를 실시한 후, 실온까지 냉각시킨다.

이렇게 해서 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지지만, 도금 후의 강판에 스킨 패스 압연을 실시해도 된다.

이하, 제조 조건의 한정 범위 및 한정 이유를 구체적으로 설명한다.

슬래브 가열 온도:1150 ∼ 1300 ℃

강 슬래브의 가열 단계에서 존재하고 있는 석출물은, 최종적으로 얻어지는 강판 내에서는 조대한 석출물로서 존재하고, 강도에 기여하지 않기 때문에, 주조시에 석출된 Ti, Nb 계 석출물을 재용해시킬 필요가 있다. 여기에, 1150 ℃ 이상의 가열에 의해 강도에 대한 기여가 확인된다. 또, 슬래브 표층의 기포, 편석 등의 결함을 스케일 오프하고, 강판 표면의 균열, 요철을 감소시켜, 평활한 강판 표면을 달성하는 관점에서도 1150 ℃ 이상으로 가열하는 것이 유리하다. 그러나, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트립의 조대화를 야기시켜, 최종 조직이 조대화되어, 연신 플랜지성을 저하시킨다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1150 ℃ 이상 1300 ℃ 이하의 범위로 한정하였다.

마무리 압연 온도:850 ∼ 950 ℃

열간 마무리 압연 온도를 850 ℃ 이상으로 함으로써 가공성 (연성, 연신 플랜지성) 을 현저하게 향상시킬 수 있다. 마무리 압연 온도가 850 ℃ 미만인 경우, 열간 압연 후에, 결정이 전신 (展伸) 된 가공 조직이 된다. 또, 주편 내에서 오스테나이트 안정화 원소인 Mn 이 편석되어 있으면, 그 영역의 Ar3 변태점이 저하되고, 저온까지 오스테나이트역이 된다. 또한, 변태 온도가 저하됨으로써 미재결정 온도역과 압연 종료 온도가 동일한 온도역이 되고, 결과적으로 열간 압연 중에 미재결정 오스테나이트가 존재하는 것으로 생각할 수 있다. 이와 같이, 불균일한 조직이 되면 가공시의 재료의 균일한 변형이 저해되어 우수한 가공성을 얻기 곤란해진다.

한편, 마무리 압연 온도가 950 ℃ 를 초과하면 산화물 (스케일) 의 생성량이 급격하게 증대되고, 지철-산화물 계면이 거칠어져 산세, 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화되는 경향이 있고, 또한 산세 후에 열연 스케일의 잔류 등이 일부에 존재 하면, 저항 스폿 용접성이나 피로 특성에 악영향을 미친다. 또한, 결정립경이 과도하게 조대해져, 가공시에 프레스품 표면 거침이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 마무리 압연 온도는 850 ∼ 950 ℃, 바람직하게는 900 ℃ ∼ 950 ℃ 로 하였다.

마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도―100 ℃) 사이의 평균 냉각 속도:5 ∼ 200 ℃/초

마무리 압연 직후의 고온역 [마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도―100 ℃)] 에 있어서의, 평균 냉각 속도가 5 ℃/초에 미치지 못하면, 열연 후, 재결정, 입 (粒) 성장하고, 열연판 조직이 조대됨과 함께, 페라이트와 펄라이트가 층 형상으로 형성된 밴드 형상 조직이 된다. 소둔 전에 밴드 형상 조직이 되면, 성분의 농도 불균일이 발생한 상태에서 열처리되기 때문에, 도금 공정에서의 열처리에서는 조직의 미세 균일화가 곤란해지고, 최종적으로 얻어지는 조직이 불균일해져, 연신 플랜지성이나 굽힘성이 저하된다. 그래서, 마무리 압연 온도 ∼ (마무리 압연 온도―100 ℃) 에 있어서의 평균 냉각 속도는 5 ℃/초 이상으로 한다. 한편, 당해 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 200 ℃/초를 초과해도 효과는 포화되는 경향이 있으므로, 당해 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 5 ∼ 200 ℃/초의 범위로 하였다.

권취 온도:400 ∼ 650 ℃

권취 온도에 대해서는, 650 ℃ 를 초과하면 열연 스케일 두께가 증가되어, 산세, 냉간 압연 후의 표면이 거칠어져 표면에 요철이 형성되고, 또 페라이트 입경이 조대화되기 때문에 가공성의 저하 및 피로 특성의 저하를 초래하고, 또한 산세 후에 열연 스케일이 잔존하면 저항 스폿 용접성에 악영향을 미친다. 한편, 권취 온도가 400 ℃ 미만에서는 열연판 강도가 상승하고, 냉간 압연에 있어서의 압연 부하가 증대되어 생산성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, 권취 온도는 400 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위로 하였다.

1 차 평균 승온 속도 (200 ℃ 부터 중간 온도까지):5 ∼ 50 ℃/초, 중간 온도:500 ∼ 800 ℃, 2 차 평균 승온 속도 (중간 온도부터 소둔 온도까지):0.1 ∼ 10 ℃/초

1 차 평균 승온 속도가 5 ℃/초보다 느리면 결정립이 조대화되어, 연신 플랜지성 및 굽힘성이 저하된다. 이 1 차 평균 승온 속도는 빨라도 상관없지만, 50 ℃/초를 초과하면 포화되는 경향이 있다. 따라서, 1 차 평균 승온 속도는 5 ∼ 50 ℃/초의 범위로 하였다. 바람직하게는 10 ∼ 50 ℃/초이다.

또, 중간 온도가 800 ℃ 를 초과하면 결정립경이 조대화되어, 연신 플랜지성이나 굽힘성이 저하된다. 중간 온도는 낮아도 상관없지만, 500 ℃ 미만에서는 효과는 포화되고, 최종적으로 얻어지는 조직에 차이가 적어진다. 따라서, 중간 온도는 500 ∼ 800 ℃ 로 하였다.

2 차 평균 승온 속도가 10 ℃/초보다 빠른 경우에는, 오스테나이트의 생성이 느려져 최종적으로 얻어지는 페라이트상 분율이 많아지고, 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 2 차 평균 승온 속도가 0.1 ℃/초보다 느린 경우에는, 결정립경이 조대화되어, 연신이나 굽힘성이 저하된다. 따라서, 2 차 평균 승온 속도는 0.1 ∼ 10 ℃/초의 범위로 하였다. 또한, 2 차 평균 승온 속도의 상한은 10 ℃/초 미만으로 하는 것이 바람직하다.

소둔 온도:730 ∼ 900 ℃, 이 온도역에서의 유지 시간:10 ∼ 500 초

소둔 온도가 730 ℃ 보다 낮은 경우, 소둔시에 오스테나이트가 충분히 생성되지 않기 때문에, 강도 확보를 할 수 없다. 한편, 소둔 온도가 900 ℃ 보다 높은 경우, 가열 중에 오스테나이트가 조대화되어, 그 후의 냉각 과정에서 생성되는 페라이트상의 양이 감소되어 연신이 저하되고, 또, 최종적으로 얻어지는 결정립경이 과도하게 조대화되어, 구멍 확장률이나 굽힘성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, 소둔 온도는 730 ℃ 이상 900 ℃ 이하로 하였다.

또, 당해 소둔 온도역에 있어서의 유지 시간이 10 초 미만에서는 소둔 중의 오스테나이트상의 생성이 부족하여, 강판의 강도 확보가 곤란해진다. 한편, 장시간 소둔에 의해 결정립은 성장하여 조대화되는 경향에 있고, 상기 소둔 온도역에 있어서의 유지 시간이 500 초를 초과하면 가열 소둔 중의 오스테나이트상 및 페라이트상의 입경이 조대화되어, 최종적으로 열처리 후에 얻어지는 강판의 조직이 조대화되어, 구멍 확장률이 저하되는 경향이 있다. 게다가, 오스테나이트립의 조대화는, 프레스 성형 후의 표면 거침의 원인이 되기도 하여 바람직하지 않다. 또한, 냉각 정지 온도까지의 냉각 과정 중의 페라이트상의 생성량도 감소하기 때문에, 연신도 저하되는 경향이 있다. 따라서, 더 미세한 조직을 달성하는 것과, 소둔 전의 조직의 영향을 작게 하여 균일 미세한 조직을 얻는 것을 양립시키기 위해서, 유지 시간은 10 초 이상 500 초 이하로 하였다. 바람직한 유지 시간은 20 초 이상 200 초 이하이다.

냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도:1 ∼ 30 ℃/초

이 냉각 속도는, 연질 페라이트상과 경질 마텐자이트상 및/또는 베이나이트상의 존재 비율을 제어하여, TS 980 MPa 급 이상의 강도와 가공성을 확보하는 데에 중요한 역할을 하고 있다. 즉, 평균 냉각 속도가 30 ℃/초를 초과하면, 냉각 중의 페라이트 생성이 억제되고, 마텐자이트상이 과도하게 생성되기 때문에 TS 980 MPa 급의 확보는 용이하기는 하지만, 성형성의 열화나 피로 특성의 열화를 초래한다. 한편, 1 ℃/초보다 느리면 냉각 과정 중에 생성되는 페라이트상의 양이 많아져 펄라이트도 증가되어, TS 의 확보를 할 수 없다. 당해 평균 냉각 속도의 바람직한 범위는 5 ∼ 20 ℃/초이다.

또, 이 경우의 냉각은, 가스 냉각이 바람직하지만, 노랭, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 이용하여 조합하여 실시할 수도 있다.

냉각 정지 온도:450 ∼ 550 ℃

냉각 정지 온도가 550 ℃ 보다 높은 경우, 오스테나이트로부터 마텐자이트상보다 연질인 펄라이트 변태 또는 베이나이트 변태가 진행되어, TS 980 MPa 급의 확보가 곤란해진다. 또, 경질인 잔류 오스테나이트상이 생성되면 연신 플랜지성이 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 450 ℃ 미만인 경우, 베이나이트 변태의 진행에 의해 잔류 오스테나이트가 증가되어, TS 980 MPa 급의 확보가 곤란해짐과 함께, 연신 플랜지 특성이 열화된다.

상기 냉각 정지 후, 일반적인 용융 아연 도금 처리를 실시하여 용융 아연 도금으로 한다. 또는 추가로, 상기 용융 아연 도금 처리 후, 유도 가열 장치 등을 사용하여 재가열을 실시하는 합금화 처리를 실시하여, 합금화 용융 아연 도금 강판으로 한다.

용융 아연 도금의 부착량:편면당 20 ∼ 150 g/㎡

용융 아연 도금의 부착량은, 편면당 20 ∼ 150 g/㎡ 정도로 할 필요가 있다. 그러면, 이 도금 부착량이 20 g/㎡ 미만에서는, 내식성의 확보가 곤란하고, 한편 150 g/㎡ 를 초과하면, 내식 효과는 포화되어 오히려 비용이 상승되기 때문이다.

또한, 연속 소둔 후, 최종적으로 얻어진 용융 아연 도금 강판에, 형상 교정이나 표면 조도 조정의 목적에서 조질 압연을 실시해도 상관없지만, 과도하게 스킨 패스 압연을 실시하면 과다하게 변형이 도입되어 결정립이 전신되며 압연 가공 조직이 되어, 연성이 저하되기 때문에, 스킨 패스 압연의 압하율은 0.1 ∼ 1.5 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

[실시예 1]

표 1 에 나타낸 성분 조성이 되는 강을 용제하고, 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타낸 여러 가지 조건에서 열간 압연, 산세, 압하율:50 ％ 의 냉간 압연, 연속 소둔 및 도금 처리를 실시하여, 판두께가 1.4 mm 이며 편면당 도금 부착량이 45 g/㎡ 인 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다.

얻어진 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해서, 이하에 나타낸 재료 시험을 실시하여 재료 특성을 조사하였다. 얻어진 결과를 표 3 및 표 4 에 나타낸다.

또한, 재료 시험 및 재료 특성의 평가법은 다음과 같다.

(1) 강판의 조직

압연 방향 단면, 판두께:1/4 면 위치를 광학 현미경 또는 주사형 전자현미경 (SEM) 으로 관찰함으로써 조사하였다. 페라이트상의 결정립경은, JIS Z 0552 에 규정된 방법에 준거하여 결정립도를 측정하여, 평균 결정립경으로 환산하였다. 또, 페라이트상, 펄라이트의 체적 분율은, 배율:1000 배의 단면 조직 사진을 사용하여, 페라이트 및 펄라이트를 육안 판정에 의해 특정하고, 화상 해석에 의해 임의로 설정된 100 ㎛ ×100 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 페라이트상의 점유 면적을 구하고, 이것을 페라이트상 및 펄라이트의 체적 분율로 하였다.

잔류 오스테나이트량은 강판을 판두께 1/4 위치까지 연삭한 후, 화학 연마에 의해 0.1 mm 더 연마한 면에 대해, X 선 회절 장치에서 Mo 의 Kα 선을 이용하여, fcc 철의 (200), (220), (311) 면과 bcc 철의 (200), (211), (220) 면의 적분 강도를 측정하고, 이들로부터 잔류 오스테나이트의 분율을 구하고 잔류 오스테나이트의 분율로 하였다.

베이나이트와 마텐자이트의 합계량은 페라이트, 오스테나이트, 펄라이트 이외의 부분으로 하였다.

베이나이트와 마텐자이트의 평균 입경은, 그들의 연속된 하나의 영역을 알갱이로 간주하고, JIS Z 0552 에 규정된 방법에 준거하여 결정립도를 측정하여, 평균 결정립경으로 환산하였다.

(2) 인장 특성

압연 방향과 90°의 방향을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 사용하여 JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 실시하여 평가하였다. 또한, 인장 특성의 평가 기준은 TS×EI 값이 13000 MPaㆍ％ 이상을 양호로 하였다.

(3) 구멍 확장률

일본 철강 연맹 규격 JFST1001 에 의거하여 실시하였다. 초기 직경 d₀=10 mm의 구멍을 타발하고, 60°의 원추 펀치를 상승시켜 구멍을 확장시켰을 때에, 균열이 판두께 관통한 지점에서 펀치의 상승을 멈추고 균열 관통 후의 타발 구멍 직경 (d) 을 측정하고, 다음 식

구멍 확장률 (％)=((d-d₀)/d₀)×100

에 의해 구멍 확장률을 산출하였다.

이 시험은, 동일 번호의 강판에 대해 3 회 실시하고 구멍 확장률의 평균값(λ) 을 구하였다. 또한, 구멍 확장률의 평가 기준은 TS×λ 값이 20000 MPaㆍ％ 이상을 양호로 하였다.

(4) 한계 굽힘 반경

JIS Z2248 의 V 블록법에 의거하여 측정을 실시하였다. 굽힘부 외측에 대해 육안으로 균열 유무를 판정하여, 균열이 발생하지 않은 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로 하였다. 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경≤1.5 t (t:강판의 판두께) 로 양호로 하였다.

(5) 저항 스폿 용접성

먼저, 이하의 조건에서 스폿 용접을 실시하였다. 전극:DR6mm-40R, 가압력:4802N (490kgf), 초기 가압 시간:30 cycles/60Hz, 통전 시간:17 cycles/60Hz, 유지 시간:1 cycle/60Hz 로 하였다. 시험 전류는 동일 번호의 강판에 대해, 4.6 ∼ 10.0 kA 까지 0.2 kA 피치로 변화시키고, 또한 10.0 kA 로부터 용착까지는 0.5 kA 피치로 변화시켰다. 각 시험편은, 십자 인장 시험, 용접부의 너겟 직경의 측정에 제공하였다. 저항 스폿 용접 이음매의 십자 인장 시험은 JIS Z 3137에 의거하여 실시하였다. 너겟 직경은 JIS Z 3139 의 기재에 준거하여 이하와 같이 실시하였다. 저항 스폿 용접 후의 대칭 원 형상의 플러그를 판 표면에 수직인 단면에 대해, 용접점의 거의 중심을 통과하는 단면을 적당한 방법으로 절반 절단하였다. 절단면을 연마, 부식시킨 후, 광학 현미경 관찰에 의한 단면 조직 관찰에 의해 너겟 직경을 측정하였다. 여기서, 코로나 본드를 제외한 용융 영역의 최대 직경을 너겟 직경으로 하였다. 너겟 직경이 4 t¹ ^/2(mm)(t:강판의 판두께) 이상의 용접재에 있어서 십자 인장 시험을 실시했을 때, 모재로 파단한 경우에, 용접성을 양호로 하였다.

(6) 평면 굽힘 피로 시험

평면 굽힘 피로 시험은, JIS Z 2275 에 준거하여, 완전 교번 (응력비-1), 주파수 20 Hz 의 조건에서 실시하였다. 내구비≥0.42 로 피로 특성 양호로 하였다.

표 3 및 표 4 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예인 발명예 No.1, 4, 5, 7, 9, 11, 14, 17, 20, 22, 24, 27 및 42 ∼ 46 에서는, 인장 강도 (TS) 가 980 MPa 이상 이며, TS×EI≥13000 MPaㆍ％, TS×λ≥20000 MPaㆍ％, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경≤1.5 t (t:판두께, 실시예에서는 t=1.4 mm, 1.5 t=2.1), 양호한 저항 스폿 용접성 (모재 파단), 및 양호한 피로 특성 (내구비≥0.42) 을 동시에 만족시키는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

이에 대해, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 No.2, 3, 6, 8, 10, 12, 13, 15, 16, 18, 19, 21, 23, 25, 26, 28 ∼ 41 은, 상기 재료 특성 중 어느 하나 이상이 열등하다.

이 중에서, No.2, 3, 6, 8, 10, 12, 13, 15, 16, 18, 19, 21, 23, 25, 26 및 28 은 성분 조성은, 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 조건을 벗어나 있다. 예를 들어, No.2 및 3 은, 각각 슬래브의 가열 온도나 마무리 압연의 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 있고, 페라이트상의 평균 입경이 본 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에, TS 가 980 MPa 를 초과하지만, TS×EI, TS×λ, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경 및 피로 특성 모두가 양호한 범위를 벗어나 있다. No.13 및 18 은, 각각 2 차 평균 승온 속도, 소둔 온도가 본 발명의 범위를 벗어나 있고, 페라이트상의 체적 분율이 본 발명의 상한을 초과하기 때문에, 연질화되고 TS 가 980 MPa 를 밑돌며 양호한 범위를 벗어나 있다.

또, No.29 ∼ 41 은, 성분 조성이 본 발명을 벗어나 있는 것이다. 예를 들어, No.30, 35 및 37 은, 각각 C, P, Al 의 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있어 용접성이 양호한 범위를 벗어나 있다. No.32 는 Si 의 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있어 피로 특성 (내구비) 이 양호한 범위에서 벗어나 있다.

표 3 및 표 4 에 나타낸 바와 같이, 발명예에서는, TS×EI≥13000 MPaㆍ％, TS×λ≥20000 MPaㆍ％, 90°V 굽힘에서의 한계 굽힘 반경≤1.5 t (t:강판의 판두께), 양호한 저항 스폿 용접성 및 양호한 피로 특성을 동시에 만족시키는 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

산업상 이용 가능성

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니고, 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수하기 때문에, 자동차 부품을 비롯하여, 건축 및 가전 분야 등 엄격한 치수 정밀도, 가공성이나 엄격한 응력 부하 조건에서의 내구성이 필요한 용도에 적합하게 사용할 수 있다.

Claims

질량％ 로 C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만, Mn:2.0 ∼ 3.5 ％, P:0.001 ∼ 0.040 ％, S:0.0001 ∼ 0.0050 ％, Al:0.005 ∼ 0.1 ％, N:0.0001 ∼ 0.0060 ％, Cr:0.01 ％ ∼ 0.5 ％, Ti:0.010 ∼ 0.080 ％, Nb:0.010 ∼ 0.080 ％ 및 B:0.0001 ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고, 또한 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상을 함유하는 조직을 가지고, 인장 강도가 980 MPa 이상이며, 추가로 강판 표면에 부착량 (편면당):20 ∼ 150 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
질량％ 로 C:0.05 ％ 이상 0.12 ％ 미만, Si:0.35 ％ 이상 0.80 ％ 미만, Mn:2.0 ∼ 3.5 ％, P:0.001 ∼ 0.040 ％, S:0.0001 ∼ 0.0050 ％, Al:0.005 ∼ 0.1 ％, N:0.0001 ∼ 0.0060 ％, Cr:0.01 ％ ∼ 0.5 ％, Ti:0.010 ∼ 0.080 ％, Nb:0.010 ∼ 0.080 ％ 및 B:0.0001 ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물의 조성으로 이루어지고, 체적 분율이 20 ∼ 70 ％ 이고, 또한 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트상과, 잔류 오스테나이트와 펄라이트 합쳐서 5 ％ 이하, 평균 결정립경이 5 ㎛ 이하인 베이나이트 및/또는 마텐자이트로 이루어지는 조직을 가지고, 인장 강도가 980 MPa 이상이며, 추가로 강판 표면에 부착량 (편면당):20 ∼ 150 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 강이 질량％ 로 Mo:0.01 ∼ 0.15 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로 강이 질량％ 로 Ca:0.0001 ∼ 0.0050 ％ 및/또는 REM:0.0001 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로 강이 질량％ 로 Sb:0.0001 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연 후, 코일에 권취한 후, 산세하고, 이어서 냉간 압연 후, 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금 강판을 제조할 때에, 열간 압연에서는, 슬래브 가열 온도를 1150 ∼ 1300 ℃, 열간 마무리 압연 온도를 850 ∼ 950 ℃ 로 하여 열간 압연한 후, 열간 마무리 압연 온도 ∼ (열간 마무리 압연 온도―100 ℃) 의 온도역을 평균 냉각 속도:5 ∼ 200 ℃/초로 하여 냉각시키고, 400 ∼ 650 ℃ 의 온도에서 코일에 권취하고, 이어서 산세 후, 냉간 압연한 후, 200 ℃ 에서 중간 온도까지의 1 차 평균 승온 속도를 5 ∼ 50 ℃/초로 하여 500 ∼ 800 ℃ 의 중간 온도까지 가열하고, 그리고 그 중간 온도에서 소둔 온도까지의 2 차 평균 승온 속도를 0.1 ∼ 10 ℃/초로 하여 730 ∼ 900 ℃ 의 소둔 온도까지 가열하고, 이 소둔 온도역으로 10 ∼ 500 초 유지한 후, 450 ∼ 550 ℃ 까지 1 ∼ 30 ℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각시키고, 이어서 용융 아연 도금 처리, 또는 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성, 용접성 및 피로 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.