KR20130032392A

KR20130032392A - 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130032392A
Application number: KR1020137003773A
Authority: KR
Inventors: 신지로 가네코; 요시야스 가와사키; 사이지 마츠오카; 요시츠구 스즈키; 고지 마이타케
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-01-31
Filing date: 2008-12-12
Publication date: 2013-04-01
Also published as: TWI495734B; CA2712096C; TWI542708B; KR20100099748A; CN101932742B; TW200934881A; CA2712096A1; JP2009179852A; CN101932742A; US20100314009A1; EP2233597A4; EP2233597B1; KR101528080B1; US8815026B2; EP2233597A1; TW201418480A; KR20150028366A; JP5194841B2; WO2009096115A1

Abstract

780 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 또한, 구멍 확장성이나 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 성분 조성은, 질량% 로, C : 0.05～0.15 %, Si : 0.8～2.5 %, Mn : 1.5～3.0 %, P : 0.001～0.05 %, S : 0.0001～0.01 %, Al : 0.001～0.1 %, N : 0.0005～0.01 %, Cr : 0.1～1.0 %, Ti : 0.0005～0.1 %, B : 0.0003～0.003 % 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 조직은, 면적률로, 30 % 이상인 페라이트상과 30 % 이상 70 % 이하인 마르텐사이트상을 갖고, 또한, 상기 마르텐사이트상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 20 % 이상이고, 또한, 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 10 % 이하이다.

Description

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

본 발명은, 주로 자동차의 구조 부재에 적합한 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 특히, 780 ㎫ 이상의 인장 강도 TS 를 갖고, 또한, 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 연성 (延性) 이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 충돌시에 있어서의 승무원의 안전성 확보나 차체 경량화에 의한 연비 개선을 목적으로 하여, TS 가 780 ㎫ 이상이고 판 두께가 얇은 고강도 강판의 자동차 구조 부재에 대한 적용이 적극적으로 진행되고 있다. 특히, 최근에는, 980 ㎫ 급, 1180 ㎫ 급의 TS 를 갖는 매우 강도가 높은 강판의 적용도 검토되고 있다.

그러나, 일반적으로는, 강판의 고강도화는 강판의 신장이나 구멍 확장성이나 굽힘성 등의 저하를 초래하고, 성형성의 저하로 이어지므로, 고강도와 우수한 성형성을 겸비하고, 나아가서는 내식성도 우수한 용융 아연 도금 강판이 요망되고 있는 것이 현상황이다.

이와 같은 요망에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량% 로, C : 0.04～0.1 %, Si : 0.4～2.0 %, Mn : 1.5～3.0 %, B : 0.0005～0.005 %, P

0.1 %, 4N＜Ti

0.05 %, Nb

0.1 % 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판 표층에 합금화 아연 도금층을 갖고, 합금화 용융 아연 도금층 중의 Fe% 가 5～25 %이고, 또한 강판의 조직이 페라이트상과 마르텐사이트상의 혼합 조직인 TS 800 ㎫ 이상의 성형성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 2 에는, 질량% 로, C : 0.05～0.15 %, Si : 0.3～1.5 %, Mn : 1.5～2.8 %, P : 0.03 % 이하, S : 0.02 % 이하, Al : 0.005～0.5 %, N : 0.0060 % 이하, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 추가로 (Mn%)/(C%)

15 또한 (Si%)/(C%)

4 를 만족하고, 페라이트상 중에 체적률로 3～20 % 의 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 성형성이 양호한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에는, 질량% 로, C : 0.04～0.14 %, Si : 0.4～2.2 %, Mn : 1.2～2.4 %, P : 0.02 % 이하, S : 0.01 % 이하, Al : 0.002～0.5 %, Ti : 0.005～0.1 %, N : 0.006 % 이하를 함유하고, 추가로 (Ti%)/(S%)

5 를 만족하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적률이 합계로 6 % 이상이고, 또한 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상 및 베이나이트상의 경질상 조직의 체적률 α % 로 했을 때, α

50000 × {(Ti%)/48 ＋ (Nb%)/93 ＋ (Mo%)/96 ＋ (V%)/51} 인 구멍 확장성이 우수한 저항복비 고강도 도금 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 4 에는, 질량% 로, C : 0.001～0.3 %, Si : 0.01～2.5 %, Mn : 0.01～3 %, Al : 0.001～4 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판의 표면에, 질량% 로, Al : 0.001～0.5 %, Mn : 0.001～2 % 를 함유하고, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로서, 강의 Si 함유율 : X 질량%, 강의 Mn 함유율 : Y 질량%, 강의 Al 함유율 : Z 질량%, 도금층의 Al 함유율 : A 질량%, 도금층의 Mn 함유율 : B 질량% 가, 0

3-(X ＋ Y/10 ＋ Z/3)－12.5 × (A－B) 를 만족하고, 강판의 미크로 조직이, 체적률로 70～97 % 의 페라이트 주상과 그 평균 입경이 20 ㎛ 이하이고, 제 2 상으로서 체적률로 3～30 % 의 오스테나이트상 및/또는 마르텐사이트상으로 이루어지고, 제 2 상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 성형시의 도금 밀착성 및 연성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평9-13147호 일본 공개특허공보 평11-279691호 일본 공개특허공보 2002-69574호 일본 공개특허공보 2003-55751호

그러나, 특허문헌 1～4 에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 반드시 우수한 구멍 확장성이나 굽힘성이 얻어지는 것은 아니다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여, 780 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 또한, 구멍 확장성이나 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 780 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 또한 구멍 확장성이나 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻기 위해서 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 것을 알아내었다.

i) 성분 조성을 적정화한 후에, 면적률로 30 % 이상인 페라이트상과 30 % 이상 70 % 이하인 마르텐사이트상을 함유하고, 마르텐사이트상에 있어서 템퍼링 마르텐사이트상이 전체 마르텐사이트상에 대해 20 % 이상을 차지하고, 또한 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상이 전체 마르텐사이트상에 대해 10 % 이하인 미크로 조직으로 함으로써, 780 Mpa 이상의 TS 및 우수한 구멍 확장성이나 굽힘성을 달성할 수 있다.

ⅱ) 이러한 미크로 조직은, 소둔시에, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열하고, 화학 조성에 의해 정해지는 특정 온도역에서 30～500 s 균열 (均熱) 하고, 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 그 후, 용융 아연 도금을 실시함으로써 얻어진다.

본 발명은, 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 성분 조성은, 질량% 로, C : 0.05～0.15 %, Si : 0.8～2.5 %, Mn : 1.5～3.0 %, P : 0.001～0.05 %, S : 0.0001～0.01 %, Al : 0.001～0.1 %, N : 0.0005～0.01 %, Cr : 0.1～1.0 %, Ti : 0.0005～0.1 %, B : 0.0003～0.003 % 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로, 30 % 이상인 페라이트상과 30 % 이상 70 % 이하인 마르텐사이트상을 갖고, 또한, 상기 마르텐사이트상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 20 % 이상이고, 또한, 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 10 % 이하인 미크로 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 상기 [1] 에 있어서, 상기 페라이트상의 평균 입경은 3 ㎛ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 있어서, 상기 마르텐사이트상의 평균 입경은 2 ㎛ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 상기 [1]～[3] 중 어느 하나에 있어서, 추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Nb : 0.0005～0.05 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 [1]～[4] 중 어느 하나에 있어서, 추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Mo : 0.01～1.0 %, Ni : 0.01～2.0 %, Cu : 0.01～2.0 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[6] 상기 [1]～[5] 중 어느 하나에 있어서, 추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Ca : 0.001～0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[7] 상기 [1]～[6] 중 어느 하나에 있어서, 아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[8] 상기 [1], [4]～[6] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강판을, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열하고, (Ac₃ ― T1 × T2)℃ 이상 Ac3 변태점 이하의 온도역에서 30～500 s 균열하고, 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하고, 30 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. 또한, 상기 T1 및 T2 는 하기 식 (1) 및 식 (2) 에 의해 나타내는 것이다.

T1 = 120 ＋ 22.5 (%Si) － 40 (%Cr) … 식 (1)

T2 = 0.3 ＋ 0.075 (%Cr) … 식 (2)

단, 식 중, (%M) 은 강에 있어서의 원소 M 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다.

[9] 상기 [8] 에 있어서, 균열, 냉각 후, 용융 아연 도금을 실시하기 전에, 300～500 ℃ 의 온도역에서 20～150 s 의 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[10] 상기 [8] 또는 [9] 에 있어서, 용융 아연 도금을 실시한 후, 냉각 전에 450～600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 본 명세서에 있어서, 강의 성분을 나타내는 % 는, 모두 질량% 이다. 또, 본 발명에 있어서, 「고강도 용융 아연 도금 강판」이란, 인장 강도 TS 가 780 ㎫ 이상인 용융 아연 도금 강판이다.

본 발명에 의하면, 780 ㎫ 이상의 TS 를 갖고, 또한, 구멍 확장성이나 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차 구조 부재에 적용함으로써, 향상된 승무원의 안전성 확보나 대폭적인 차체 경량화에 의한 연비 개선을 도모할 수 있다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하에, 본 발명의 상세를 설명한다.

1) 성분 조성

C : 0.05～0.15 %

C 는, 강을 강화하는 데에 있어서 중요한 원소이고, 높은 고용 강화능을 가짐과 함께, 마르텐사이트상에 의한 조직 강화를 이용할 때에, 그 면적률이나 경도를 조정하기 위해서 불가결한 원소이다. C 량이 0.05 % 미만에서는, 필요한 면적률의 마르텐사이트상을 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 마르텐사이트상이 경질화되지 않기 때문에, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C 량이 0.15 % 를 초과하면, 용접성이 열화됨과 함께, 편석층의 형성에 의해 성형성의 저하를 초래한다. 따라서, C 량은 0.05 % 이상 0.15 % 이하로 한다.

Si : 0.8～2.5 %

Si 는, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. 소둔～냉각 과정에서, 페라이트 변태를 촉진함과 함께, 페라이트상으로부터 오스테나이트상에 고용 C 를 배출하여 페라이트상을 청정화하고, 연성을 향상시킨다. 동시에, 오스테나이트상을 안정화하기 위해 급랭이 곤란한 용융 아연 도금 라인에서도 마르텐사이트상을 생성하여, 복합 조직화를 용이하게 한다. 특히, 그 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트상의 안정화에 의해, 펄라이트상이나 베이나이트상의 생성을 억제하고, 마르텐사이트상의 생성을 촉진한다. 또, 페라이트상에 고용된 Si 는, 가공 경화를 촉진하여 연성을 높임과 함께, 변형이 집중되는 부위에서의 변형 전반성 (傳搬性) 을 개선하여 굽힘성을 향상시킨다. 또한 Si 는, 페라이트상을 고용 강화하여 페라이트상과 마르텐사이트상의 경도차를 저감시키고, 그 계면에서의 균열 (龜裂) 의 생성을 억제하여 국부 변형능을 개선하고, 구멍 확장성이나 굽힘성의 향상에 기여한다. 이상과 같은 효과를 얻기 위해서는, Si 량은 0.8 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si 량이 2.5 % 를 초과하면, 변태점의 상승이 현저하여, 생산 안정성이 저해될 뿐만 아니라, 이상 조직이 발달하여, 성형성이 저하된다. 따라서, Si 량은 0.8 % 이상 2.5 % 이하로 한다.

Mn : 1.5～3.0 %

Mn 은, 강의 열간 취화 (脆化) 의 방지 그리고 강도 확보를 위해서 유효하다. 또, 담금질성을 향상시켜 복합 조직화를 용이하게 한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mn 량을 1.5 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 량이 3.0 % 를 초과하면, 성형성의 열화를 초래한다. 따라서, Mn 량은 1.5 % 이상 3.0 % 이하로 한다.

P : 0.001～0.05 %

P 는 고용 강화 작용이 있고, 원하는 강도에 따라 첨가할 수 있는 원소이다. 또, 페라이트 변태를 촉진하기 때문에 복합 조직화에도 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, P 량을 0.001 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 량이 0.05 % 를 초과하면, 용접성의 열화를 초래함과 함께, 아연 도금을 합금화 처리하는 경우에는, 합금화 속도를 저하시켜, 아연 도금의 품질을 저해한다. 따라서, P 량은 0.001 % 이상 0.05 % 이하로 한다.

S : 0.0001～0.01 %

S 는, 입계에 편석하여 열간 가공시에 강을 취화시킴과 함께, 황화물로서 존재하여 국부 변형능을 저하시킨다. 그 때문에, 그 양은 0.01 % 이하, 바람직하게는 0.003 % 이하, 보다 바람직하게는 0.001 % 이하로 할 필요가 있다. 그러나, 생산 기술상의 제약으로부터, S 량은 0.0001 % 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, S 량은 0.0001 % 이상 0.01 % 이하, 바람직하게는 0.0001 % 이상 0.003 % 이하, 보다 바람직하게는 0.0001 % 이상 0.001 % 이하로 한다.

Al : 0.001～0.1 %

Al 은, 페라이트를 생성시키고, 강도와 연성의 밸런스를 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Al 량을 0.001 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 량이 0.1 % 를 초과하면, 표면 성상의 열화를 초래한다. 따라서, Al 량은 0.001 % 이상 0.1 % 이하로 한다.

N : 0.0005～0.01 %

N 는, 강의 내시효성을 열화시키는 원소이다. 특히, N 량이 0.01 % 를 초과하면, 내시효성의 열화가 현저해진다. 그 양은 적을수록 바람직하지만, 생산 기술상의 제약으로부터, N 량은 0.0005 % 이상으로 할 필요가 있다. 따라서, N 량은 0.0005 % 이상 0.01 % 이하로 한다.

Cr : 0.1～1.0 %

Cr 은 Si 와 마찬가지로, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이다. 소둔시의 제 2 상 분율을 증가시키고, 미변태 오스테나이트 중의 C 량을 감소시켜 용융 아연 도금 처리 후의 냉각 과정에서의 자기 템퍼링을 발생시키기 쉽게 하고, 최종 조직에서의 마르텐사이트상의 경도를 저감시키고 국부 변형을 억제하여 구멍 확장성이나 굽힘성의 향상에 크게 기여한다. 나아가서는, Cr 은 탄화물에 고용함으로써 탄화물의 생성을 용이하게 하여, 자기 템퍼링을 매우 단시간에 진행시킬 수 있다. 동시에 Cr 은 냉각 과정에서의 펄라이트나 베이나이트의 생성을 억제하는 작용이 있어, 오스테나이트로부터 마르텐사이트로의 변태를 용이하게 하고, 그 후 자기 템퍼링되는 마르텐사이트를 충분한 분율로 발생시키는 것이 가능해진다. 이상과 같은 효과를 얻기 위해서는, Cr 첨가량은 0.1 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr 량이 1.0 % 를 초과하면, 제 2 상의 분율이 너무 커지거나, Cr 탄화물이 과잉으로 생성되거나 하여, 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Cr 량은 0.1 % 이상 1.0 % 이하로 한다.

Ti : 0.0005～0.1 %

Ti 는, C, S, N 과 석출물을 형성하여 강도 및 인성의 향상에 유효하게 기여한다. 또, B 를 첨가한 경우에는, N 을 TiN 으로서 석출시키기 때문에, BN 의 석출이 억제되어, 하기 B 의 효과가 유효하게 발현된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti 량을 0.0005 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 량이 0.1 % 를 초과하면, 석출 강화가 과도하게 작용하여, 연성의 저하를 초래한다. 따라서, Ti 량은 0.0005 % 이상 0.1 % 이하로 한다.

B : 0.0003～0.003 %

B 는, Cr 과 공존함으로써, 상기한 Cr 의 효과, 즉 소둔시에, 제 2 상의 분율을 크게 함과 함께, 오스테나이트상의 안정도를 저하시켜, 용융 아연 도금 후의 냉각 과정에서 마르텐사이트 변태, 계속되는 자기 템퍼링을 용이하게 하는 효과를 조장하는 역할을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, B 량을 0.0003 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 량이 0.003 % 를 초과하면, 연성의 저하를 초래한다. 따라서, B 는 0.0003 % 이상 0.003 % 이하로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 이들의 성분 원소에 추가하여, 이하의 합금 원소를 필요에 따라 첨가할 수 있다.

Nb : 0.0005～0.05 %

Nb 는 강판 강도를 높이는 효과를 갖고, 원하는 강도를 확보하기 위해 필요에 따라 첨가할 수 있다. 적당량을 첨가함으로써, 용융 아연 도금 라인에 있어서의 소둔시에 역 변태로 생성되는 오스테나이트를 미세화하기 때문에, 그 후의 소둔～냉각 과정 후에 강 조직을 미세화하여 강도를 상승시킨다. 또, 열간 압연시 혹은 용융 아연 도금 라인에서의 소둔～냉각 과정에서 미세한 Nb 석출물을 형성하여 강도를 상승시킨다. Nb 0.0005 % 미만에서는 그 효과가 부족하고, 0.05 % 초과에서는 조직의 미세화가 과도해져, 후술하는 바람직한 조직을 얻을 수 없다. 따라서, Nb 함유량은 0.0005 % 이상 0.05 % 이하로 한다.

Mo : 0.01～1.0 %, Ni : 0.01～2.0 %, Cu : 0.01～2.0 % 중 어느 1 종 이상

Mo, Ni, Cu 는, 고용 강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 소둔시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트상을 안정화하고, 복합 조직화를 용이하게 한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Mo 량, Ni 량, Cu 량은, 각각 0.01 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mo 량이 1.0 %, Ni 량이 2.0 %, Cu 량이 2.0 % 를 초과하면, 도금성, 성형성, 스폿 용접성이 열화된다. 따라서, 함유하는 경우에는, Mo 량은 0.01 % 이상 1.0 % 이하, Ni 량은 0.01 % 이상 2.0 % 이하, Cu 량은 0.01 % 이상 2.0 % 이하로 한다.

Ca : 0.001～0.005

Ca 는, S 를 CaS 로서 석출시켜, 균열의 발생이나 전파를 조장하는 MnS 의 생성을 억제하고, 구멍 확장성이나 굽힘성을 향상시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca 량을 0.001 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca 량이 0.005 % 를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 따라서, 함유하는 경우에는, Ca 량은 0.001 % 이상 0.005 % 이하로 한다.

2) 미크로 조직

페라이트상의 면적률 : 30 % 이상

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 연성이 풍부한 연질인 페라이트상 중에, 주로 경질인 마르텐사이트상을 분산시킨 복합 조직으로 이루어진다. 그리고, 충분한 연성을 확보하기 위해서는, 면적률로 30 % 이상인 페라이트상이 필요하다.

마르텐사이트상의 면적률 : 30 % 이상 70 % 이하

원하는 TS 를 달성하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트를 함유하는 마르텐사이트상을 적정 분율로 포함할 필요가 있다. 780 Mpa 이상의 TS 를 확보하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트를 함유하는 마르텐사이트상의 면적률을 30 % 이상으로 할 필요가 있다. 한편으로, 마르텐사이트상의 분율이 과도하게 높은 경우에는 연성이 저하된다. 70 % 초과의 면적률로 함유하는 경우에는 충분한 연성을 얻을 수 없다. 따라서, (전체) 마르텐사이트의 면적률은 30 % 이상 70 % 이하로 한다.

전체 마르텐사이트상 중의 템퍼링 마르텐사이트상의 비율 : 20 % 이상

템퍼링 마르텐사이트상은 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트상과 비교하여 연질이고, 페라이트상과 마르텐사이트상의 경도차를 저감시킴으로써, 국부 변형능을 향상시켜 구멍 확장성이나 굽힘성을 향상시킨다. 이 효과를 충분히 발현하기 위해서는, 템퍼링 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율은 면적률로 20 % 이상으로 할 필요가 있다.

전체 마르텐사이트상 중의, 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 비율 : 10 % 이하

입경이 1 ㎛ 이하인 미세한 마르텐사이트상은, 국소적인 균열 발생의 기점이 되기 쉽고, 국부 변형능을 저하시키기 때문에 구멍 확장성이나 굽힘성에 대해 불리한 영향을 미친다. 따라서, 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율은 면적률로 10 % 이하로 할 필요가 있다.

페라이트상의 평균 입경 : 3 ㎛ 이상 (적합 조건)

마르텐사이트상은 페라이트 입계를 따라 분포하기 때문에, 페라이트 입경이 미세한 경우에는 마르텐사이트상의 분포가 조밀해지기 쉬워, 균열의 전파를 용이하게 하고, 상기한 템퍼링 마르텐사이트의 분율을 제어해도, 또한, 구멍 확장성이나 굽힘성에 대해 불리한 영향을 미치는 경우가 있다. 따라서, 이것을 억제하기 위해서는, 페라이트상의 평균 입경은 3 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

마르텐사이트상의 평균 입경 : 2 ㎛ 이상 (적합 조건)

상기한 바와 같이 전체 마르텐사이트에 대한 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 비율이나 템퍼링 마르텐사이트의 분율을 제어해도, 마르텐사이트상의 평균 입경이 2 ㎛ 미만의 미세한 경우에는, 국소적인 균열의 발생 기점이 되기 쉽고, 국부 변형능을 저하시키기 때문에 구멍 확장성이나 굽힘성에 대해 불리한 영향을 미치는 경우가 있다. 따라서, 이것을 억제하기 위해서는, 마르텐사이트상의 평균 입경은 2 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서의 조직으로는, 페라이트상과 마르텐사이트상 이외에, 본 발명의 효과가 저해되지 않는 범위에서, 잔류 오스테나이트상, 펄라이트상, 베이나이트상을 합계 면적률로 20 % 이하의 범위로 함유해도 된다.

또한, 본 발명에 있어서의 페라이트상 및 마르텐사이트상의 면적률이란, 관찰 면적에 차지하는 각 상의 면적 비율이다. 또, 템퍼링 마르텐사이트상, 입경이 1 ㎛ 이하인 마르텐사이트상의 면적률이란, 마르텐사이트상의 면적에 차지하는 템퍼링 마르텐사이트상, 입경이 1 ㎛ 이하인 마르텐사이트상의 각각의 면적의 비율이다. 그리고, 상기 각 면적률이나 페라이트상 및 마르텐사이트상의 평균 입경은, 강판의 압연 방향으로 평행한 판 두께 단면을 연마 후, 나이탈로 부식시켜, SEM (주사 전자 현미경) 을 사용하여, 조직의 크기에 따라 1000～5000 배 정도의 배율로 10 시야 관찰하고, 시판되는 화상 처리 소프트를 사용하여 구할 수 있다.

3) 제조 조건

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기의 성분 조성을 갖는 강판을, 5 ℃ /s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열하고, (Ac₃ ― T1 × T2)℃ 이상 Ac3 변태점 이하의 온도역에서 30～500 s 균열하고, 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하여, 30 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 방법에 의해 제조할 수 있다. 이하, 상세하게 설명한다.

소둔의 가열 조건 : 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열함으로써, 가열 중의 회복, 재결정 페라이트상의 생성을 억제하고, 균열시에 페라이트상이나 오스테나이트상을 균일하게 분산시킬 수 있기 때문에, 최종 조직에 있어서 구멍 확장성이나 굽힘성을 향상시킬 수 있다.

소둔의 균열 조건 : (Ac₃ ― T1 × T2)℃ 이상에서 Ac₃ 변태점 이하의 온도역에서 30～500 s 균열, 단, 상기 T1 및 T2 는 하기 식 (1) 및 식 (2) 에 의해 나타내는 것이다.

T1 = 120 ＋ 22.5 (%Si) ― 40 (%Cr) … 식 (1)

T2 = 0.3 ＋ 0.075 (%Cr) … 식 (2)

균열시에 오스테나이트 분율을 높임으로써, 오스테나이트 중의 C 농도가 저감되고 Ms 점이 상승하여 용융 아연 도금 처리 후의 냉각 과정에서의 자기 템퍼링 효과가 얻어진다. 또, 템퍼링에 의해 마르텐사이트 경도가 저하되어도 여전히 충분한 강도의 달성이 가능해지고, 충분한 강도와 양호한 국부 연성을 얻을 수 있다. 이것을 실현하기 위해서는, 화학 조성을 적정하게 제어한 후, 첨가 Si 량과 Cr 량으로 결정되는 T1, T2 에 의해 나타내는 (Ac₃ ―T1 × T2)℃ 이상에서 Ac₃ 변태점 이하의 온도역을 균열 온도로 할 필요가 있다. 여기서, T1, T2 는 발명자에 의한 여러 가지 실험 결과로부터 구해진 경험식이지만, T1 은 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 온도 범위를 나타내는 것이고, T2 는 균열 중의 오스테나이트 분율이, 계속되는 일련의 공정 중에서 자기 템퍼링을 발생시키는 데에 충분해지는 온도 범위의 2 상 공존 온도 범위에 대한 비율을 나타내는 것이다. 균열 온도가 (Ac₃－T1 × T2)℃ 를 밑도는 경우에는, 오스테나이트 분율이 충분하지 않고 자기 템퍼링이 발생하지 않아 구멍 확장성이나 굽힘성이 향상되지 않을 뿐만 아니라 강도가 저하된다. 균열 온도가 Ac₃ 변태점을 초과하는 경우에는 페라이트 생성이 충분하지 않아 연성이 부족하다.

또, 균열 시간은 30 이상 500 s 이하로 한다. 균열 시간이 30 s 에 미치지 못한 경우에는, 가열 중에 생성되는 페라이트의 오스테나이트에 대한 역변태가 충분하지 않아 필요한 오스테나이트 분율을 얻을 수 없다. 균열 시간이 500 s 를 초과하는 경우에는 효과가 포화됨과 함께 생산성을 저해한다.

소둔시의 냉각 조건 ; 균열 온도로부터 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 온도역까지 냉각 균열 후에는, 균열 온도로부터 550 ℃ 이하의 온도역 (냉각 정지 온도) 까지, 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행하여 미변태 오스테나이트 중에 대한 C 의 농화가 진행되고, 자기 템퍼링 효과를 얻지 못하여 구멍 확장성이나 굽힘성의 저하를 초래한다. 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 를 초과하는 경우에는 페라이트 변태 억제 효과가 포화됨과 함께 일반적인 생산 설비에서는 이것을 실현하기 곤란하다.

또, 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우에는, 페라이트나 펄라이트의 생성에 의한 마르텐사이트 분율의 저하가 현저하여 30 % 미만이 되기 때문에, 780 Mpa 이상의 TS 가 얻어지지 않는다.

소둔 후에는, 통상적인 조건에서 용융 아연 도금이 실시된다.

또한, 균열, 냉각 후, 용융 아연 도금을 실시하기 전에, 300～500 ℃ 의 온도역에서 20～150 s 의 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

균열, 냉각 후의 열처리 ; 300～500 ℃ 의 온도역에서 20～150 s

소둔 후에, 300～500 ℃ 의 온도역에서 20～150 s 의 열처리를 실시함으로써, 자기 템퍼링에 의한 마르텐사이트상의 연질화를 보다 효과적으로 발현시켜 구멍 확장성이나 굽힘성을 더욱 개선하는 것을 도모할 수 있다. 열처리 온도가 300 ℃ 미만인 경우나 열처리 시간이 20 s 미만인 경우에는, 이러한 효과가 작다. 한편, 열처리 온도가 500 ℃ 를 초과하는 경우나, 열처리 시간이 150 s 를 초과하는 경우에는, 마르텐사이트상의 경도 저하가 현저하여, 780 Mpa 이상의 TS 가 얻어지지 않는다.

또, 소둔 후에는, 상기 열처리를 실시하는지의 여부에 관계없이, 450～600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금을 합금화 처리할 수 있다. 450～600 ℃ 의 온도역에서 합금화 처리함으로써, 도금 중의 Fe 농도는 8～12 % 가 되어, 도금의 밀착성이나 도장 후의 내식성이 향상된다. 450 ℃ 미만에서는, 합금화가 충분히 진행되지 않아, 희생 방식 (防食) 작용의 저하나 슬라이딩성의 저하를 초래하고, 600 ℃ 를 초과하면, 합금화가 너무 진행되어 파우더링성이 저하되거나, 펄라이트상이나 베이나이트상 등이 다량으로 생성되어, 고강도화나 구멍 확장성의 향상이 도모되지 않는다.

상기 이외의 제조 방법의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 이하의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 사용되는 아연 도금 전의 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연하고, 원하는 판 두께까지 냉간 압연하여 제조된다. 또, 생산성의 관점에서, 상기의 소둔, 용융 아연 도금 전열처리, 용융 아연 도금, 아연 도금을 합금화 처리 등의 일련의 처리는, 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하는 것이 바람직하다.

슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법에 의해 제조할 수도 있다. 슬래브를 열간 압연할 때, 슬래브는 재가열되는데, 압연 하중의 증대를 방지하기 위해, 가열 온도는 1150 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 스케일 손실의 증대나 연료원 단위의 증가를 방지하기 위해, 가열 온도의 상한은 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연은, 조 (粗) 압연과 마무리 압연에 의해 실시되는데, 마무리 압연은, 냉간 압연·소둔 후의 성형성의 저하를 방지하기 위해, Ar₃ 변태점 이상의 마무리 온도에서 실시하는 것이 바람직하다.

또, 결정립의 조대화에 의한 조직의 불균일이나 스케일 결함의 발생을 방지하기 위해, 마무리 온도는 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후의 강판은, 스케일 결함의 방지나 양호한 형상성 확보의 관점에서, 500～650 ℃ 의 권취 온도에서 감는 것이 바람직하다.

권취 후의 강판은, 스케일을 산세 등에 의해 제거한 후, 폴리고날페라이트상을 효율적으로 생성시키기 위해, 압하율 40 % 이상에서 냉간 압연되는 것이 바람직하다.

용융 아연 도금에는, Al 량을 0.10～0.20 % 함유하는 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 또, 도금 후에는, 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해서, 와이핑을 실시할 수 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 No.A～K 를 전로에 의해 용제 (溶製) 하고, 연속 주조법으로 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 850～920 ℃ 의 마무리 온도에서 열간 압연을 실시하고, 600 ℃ 의 권취 온도에서 권취하였다. 이어서, 산세 후, 표 2 에 나타내는 판 두께에 압하율 50 % 로 냉간 압연하고, 연속 용융 아연 도금 라인에 의해, 표 2 에 나타내는 소둔 조건에서 소둔 후, 일부에 대해서는 400 ℃ 에서 표 2 에 나타내는 시간 도금 전열 처리를 실시한 후, 0.13 % 의 Al 을 함유하는 475 ℃ 의 아연 도금욕 중에 3 s 침지하여, 부착량 45 g/㎡ 의 아연 도금을 형성하고, 표 2 에 나타내는 온도에서 합금화 처리를 실시하여, 용융 아연 도금 강판 No.1～20 을 제조하였다.

또한, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 일부의 아연 도금 강판에서는, 도금 전 열 처리나 합금화 처리를 실시하지 않았다.

이상에 의해 얻어진 아연 도금 강판에 대해, 페라이트상, 마르텐사이트상, 템퍼링 마르텐사이트상, 입경이 1 ㎛ 이하인 마르텐사이트상의 각각의 면적률, 및 페라이트상, 마르텐사이트상의 평균 입경을 측정하였다.

또한, 측정 방법에 대해서는, 미크로 조직은 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면 (斷面) 에 대해, 나이탈에 의한 부식 출현 조직을 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 5000 배로 확대하여 페라이트상, 마르텐사이트상, 템퍼링 마르텐사이트상을 동정하였다. 이것을 화상 해석 소프트 (Image-Pro ; Cybernetics 사 제조) 에 의해 해석하여 각 상의 면적률을 구하고, 템퍼링 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율을 산출하였다. 또, 페라이트상, 마르텐사이트상의 각 결정립의 점유 면적을 도출하여 각각의 상마다 평균화하고, 그 제곱근으로 각각의 상의 평균 결정 입경으로 하였다. 또한 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상을 추출하여 면적률을 도출하고, 그 전체 마르텐사이트상에 대한 비율을 산출하였다.

또, 압연 방향과 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 에 준거하여, 20 ㎜/min 의 크로스 헤드 속도로 인장 시험을 실시하여, TS 및 전체 신장 El 을 측정하였다. 또한 100 mm × 100 mm 의 시험편을 채취하고, JFST 1001 (철련 규격) 에 준거하여 구멍 확장 시험을 3 회 실시하여 평균 구멍 확장률 λ(%) 을 구하고, 구멍 확장성을 평가하였다. 또한, 압연 방향과 직각 방향으로 폭 30 ㎜ × 길이 120 ㎜ 의 직사각형상의 시험편을 채취하고, 단부 (端部) 를 표면 거침도 Ry 가 1.6～6.3 S 가 되도록 평활하게 한 후, 가압 굽힘법에 의해 180˚의 굽힘 각도로 굽힘 시험을 실시하고, 균열이나 네킹이 발생하지 않는 최소의 굽힘 반경을 한계 굽힘 반경으로서 구하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예의 용융 아연 도금 강판은, 모두 TS 가 780 ㎫ 이상이고, 구멍 확장률 λ 가 40 % 이상, 한계 굽힘 반경이 1.0 mm 이하로 우수한 구멍 확장성과 굽힘성을 갖고 있고, 또, TS × El

18000 ㎫·% 이고 강도와 연성의 밸런스도 높고, 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판인 것을 알 수 있다.

Claims

성분 조성은, 질량% 로, C : 0.05～0.15 %, Si : 0.8～2.5 %, Mn : 1.5～3.0 %, P : 0.001～0.05 %, S : 0.0001～0.01 %, Al : 0.001～0.1 %, N : 0.0005～0.01 %, Cr : 0.1～1.0 %, Ti : 0.0005～0.1 %, B : 0.0003～0.003 % 를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 조직은, 면적률로, 30 % 이상인 페라이트상과 30 % 이상 70 % 이하인 마르텐사이트상을 갖고, 또한, 상기 마르텐사이트상에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 20 % 이상이고, 또한, 입경이 1 미크론 이하인 마르텐사이트상의 전체 마르텐사이트상에 대한 비율이 10 % 이하인 미크로 조직을 갖고, 상기 페라이트상의 평균 입경은 3 ㎛ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 마르텐사이트상의 평균 입경은 2 ㎛ 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Nb : 0.0005～0.05 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Mo : 0.01～1.0 %, Ni : 0.01 ～2.0 %, Cu : 0.01～2.0 % 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성으로서, 질량% 로, Ca : 0.001～0.005 % 를 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강판을, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 Ac1 변태점 이상의 온도역으로 가열하고, (Ac₃ ―T1 × T2)℃ 이상 Ac₃ 변태점 이하의 온도역에서 30～500 s 균열 (均熱) 하고, 3～30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 이어서, 용융 아연 도금을 실시하고, 30 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. 또한, 상기 T1 및 T2 는 하기 식 (1) 및 식 (2) 에 의해 나타내는 것이다.
T1 = 120 ＋ 22.5 (%Si) - 40 (%Cr) … 식 (1)
T2 = 0.3 ＋ 0.075 (%Cr) … 식 (2)
단, 식 중, (%M) 은 강에 있어서의 원소 M 의 함유량 (질량%) 을 나타낸다.
제 8 항에 있어서,
균열, 냉각 후, 용융 아연 도금을 실시하기 전에, 300～500 ℃ 의 온도역에서 20～150 s 의 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
용융 아연 도금을 실시한 후, 냉각 전에 450～600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.