KR20130111585A - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

강판과, 상기 강판 상에 배치된 용융 아연 도금층을 구비하는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판의 성분 중 Si 및 Al의 질량％로 나타낸 함유량이 0.5<Si+Al<1.0의 관계를 만족하고, 상기 강판의 금속 조직이, 강판 표층부의 MnS의 개수를 n₁, 상기 강판 표층부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₁㎛, 상기 강판 표층부의 마르텐사이트의 경도를 H₁GPa로 하고, 강판 중심부의 MnS의 개수를 n₂, 상기 강판 중심부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₂㎛, 상기 강판 중심부의 마르텐사이트의 경도를 H₂GPa로 할 때,

의 관계를 만족한다.

Description

용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 {HOT-DIP ZINC-PLATED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명의 일 실시 형태는 성형성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 용융 아연 도금 고강도 강판에는 합금화 용융 아연 도금 고강도 강판도 포함된다.

본원은 2010년 12월 17일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-281690호에 기초하여 우선권을 주장하며, 그 내용을 여기에 원용한다.

차체의 경량화와 충돌 안전성을 양립하기 위해서는, 사용 강판의 강도 상승(고장력 강판화)이 가장 유효한 방법 중 하나이다. 최근에는 Euro-N-CAP로 대표되는 충돌 안전성에 관한 규제의 엄격화가 한층 더 진행되고 있다. 이 규제에 대응하기 위해서는 보강 부재의 추가 등이 필요하게 되어 차체 중량의 증가를 피할 수 없다. 이러한 차체 중량의 증가는 연비의 저하를 초래한다. 따라서, 부품의 강도를 유지하면서, 박육화하는 것을 가능하게 하는 초고강도재의 적용 확대가 더 요망되고 있다. 한편, 조금이라도 부품을 경량화하기 위하여 부품의 형상은 복잡해지고 있다. 이로 인해, 강판에는 가일층의 성형 가공성의 향상이 요구되고 있다. 특히, 고강도 박강판은 사이드 시일 등의 굽힘 성형이 주체가 되는 부위에 적용되는 경우가 많다. 따라서, 고강도 박강판의 성형성으로서 굽힘성이나 국부 연성을 나타내는 지표인 구멍 확장성을 평가하는 것이 중요하게 된다. 또한, 이들 부재에는 방청성도 필요하게 되므로, 사용되는 고강도 강판에는 용융 아연 도금 혹은 합금화 용융 아연 도금이 실시된다.

그러나, 일반적으로 강판의 강도를 상승시키면, 굽힘성이나 구멍 확장성과 같은 성형 가공성이 열화되는 것이 알려져 있다.

종래의 기술로서, 예를 들어 특허문헌 1, 2, 3에는 구멍 확장성이 우수한 강판이 제안되어 있다.

고강도 강판은 합금화 원소의 함유량이 많고, 이것들이 판 두께 중심부에 농화하기 때문에, 구멍 확장성이 떨어진다고 하는 특징을 갖는다. 그러나, 강판 표층부와 강판 중심부의 경도차에 대하여 언급한 선행 기술은 없다. 또한, 크기가 큰 MnS는 성형시에 파괴의 기점이 되므로, MnS의 석출 상태가 성형성에 영향을 미치고 있다고 추정된다. 그러나, MnS의 석출 상태에 대하여 언급한 선행 기술은 없다.

일본 특허 공개 제2005-256141호 공보 일본 특허 공개 제2006-274317호 공보 일본 특허 공개 제2008-240123호 공보

본 발명의 일 실시 형태는, 전술한 바와 같은 종래 기술의 문제점을 해결하여, 고강도이면서 성형성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은 성형성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판에 대하여 예의 검토하였다.

그 결과, 고강도 강판 중에서는 비교적 항복 응력이 낮은 DP(Dual Phase)강이며, 그리고, 용융 아연 도금 강판의 기재가 되는 강판에 관하여, 이 강판의 성분인 Si와 Al의 합계 함유량을 특정 범위로 제어하는 것, 및 이 강판의 경도 분포를 제어함으로써, 이제까지 이상의 성형성을 확보할 수 있는 용융 아연 도금 고강도 강판을 공업적으로 제조할 수 있는 것을 발견하였다.

상기 강판은 지연 파괴나 2차 가공 취성 등의 문제가 발생하지 않도록, 불가피적으로 포함되는 5％ 체적 정도의 잔류 오스테나이트 이외에는, 실질적으로 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 DP강으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 표층부 및 강판 중심부에 있어서, 상기 강판 중의 마르텐사이트의 경도나 MnS의 석출 상태를 제어하는 것이 중요하게 된다.

본 발명의 상기 형태는 590MPa 내지 1500MPa의 인장 강도를 갖는 용융 아연 도금 고강도 강판에 적용할 수 있지만, 980MPa 정도의 용융 아연 도금 고강도 강판에서 현저한 효과를 발휘한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 강판과, 상기 강판 상에 배치된 용융 아연 도금층을 구비하며, 상기 강판의 성분이 질량％로 C: 0.05 내지 0.13％, Si: 0.2 내지 0.8％, Mn: 1.5 내지 3.1％, P: 0.001 내지 0.06％, S: 0.001 내지 0.01％, N: 0.0005 내지 0.01％, Al: 0.1 내지 0.7％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 상기 Al의 질량％로 나타낸 함유량이 하기 식 A를 만족하고, 상기 강판의 금속 조직이 페라이트와 마르텐사이트를 함유하고, 판 두께 방향 1/8 내지 2/8의 영역인 강판 표층부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₁, 상기 강판 표층부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₁㎛, 상기 강판 표층부의 상기 마르텐사이트의 경도를 H₁GPa로 하고, 판 두께 방향 3/8 내지 5/8의 영역인 강판 중심부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₂, 상기 강판 중심부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₂㎛, 상기 강판 중심부의 상기 마르텐사이트의 경도를 H₂GPa로 할 때, 하기 식 B를 만족한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판의 성분이 질량％로 B: 0.0005 내지 0.002％, Mo: 0.01 내지 0.5％, Cr: 0.01 내지 0.5％, V: 0.001 내지 0.1％, Ti: 0.001 내지 0.1％, Nb: 0.001 내지 0.05％, Ca: 0.0005 내지 0.005％, 희토류(Rare Earth Metal): 0.0005 내지 0.005％ 중 적어도 하나를 더 함유하여도 된다.

(3) 상기 (2)에 기재된 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판이 냉연 강판이어도 된다.

(4) 상기 (1)에 기재된 용융 아연 도금 강판이며, 상기 강판이 냉연 강판이어도 된다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이며, 열간 마무리 압연의 합계 스탠드수를 n단으로 하고, r_i％를 i스탠드째의 압하율로 할 때, 상기 열간 마무리 압연이 하기 식 C를 만족하여도 된다.

본 발명의 상기 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 따르면, 용융 아연 도금 강판의 기재가 되는 강판에 대하여, 이 강판의 성분인 Si와 Al의 합계 함유량을 특정 범위로 제어하는 것, 또한, 이 강판 중의 마르텐사이트의 경도와 MnS의 석출 상태를 제어함으로써, 고강도이면서 성형성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 강판 중의 Al 및 Si의 함유량과, 성형성이나 도금성 등의 강판 특성과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 강판 표층부 및 강판 중심부에서의 마르텐사이트의 경도와 MnS의 석출 상태를 나타내는 식 B의 좌변의 값과, 강판의 강도와 성형성을 평가하는 λ×TS의 값과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 열간 마무리 압연의 개시시 및 종료시에서의 압하율의 제어 상태를 나타내는 식 C의 좌변의 값과, 강판의 강도와 성형성을 평가하는 λ×TS의 값과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 강판 표층부 및 강판 중심부에서의 마르텐사이트의 경도와 MnS의 석출 상태를 나타내는 식 B의 좌변의 값과, 열간 마무리 압연의 개시시 및 종료시에서의 압하율의 제어 상태를 나타내는 식 C의 좌변의 값과의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판은, 기재가 되는 강판과, 이 강판 상에 배치된 용융 아연 도금층을 구비한다. 여기서, 용융 아연 도금에는 합금화 용융 아연 도금도 포함된다.

처음에, 상기한 기재가 되는 강판의 기본 성분에 관한 수치 한정 범위와, 그 한정 이유를 설명한다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

C: 0.05 내지 0.13％

C(탄소)는 강도 확보를 위하여, 또한 마르텐사이트 안정화를 위하여 필수적인 원소이다.

C 함유량이 0.05％ 미만에서는 강도가 만족되지 않고, 또한 마르텐사이트가 형성되지 않는다. 또한, C 함유량이 0.13％를 초과하면, 마르텐사이트의 경도가 지나치게 높아져 연질상과의 경도차가 과대하게 되어 구멍 확장성이 저하되고, 또한 용접성의 열화도 초래한다.

따라서, C 함유량은 0.05 내지 0.13％로 하고, 바람직하게는 0.06 내지 0.1％로 한다.

Si: 0.2 내지 0.8％

Si(규소)는 강도 확보를 위하여, 또한 연성의 확보를 위하여 첨가되는 원소이다.

Si 함유량이 0.8％ 초과에서는 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 열화되어 버린다. 따라서, Si 함유량은 0.8％ 이하로 한다. 또한, 용융 아연 도금성을 중시하는 경우에는 0.6％ 이하의 Si 함유량이 바람직하다. 또한, Si와 Al의 복합 첨가에 의해 구멍 확장성이 향상되지만, Si 함유량이 0.2％ 미만에서는 이 효과가 현저하게 나타나지 않는다. 이로 인해, Si 함유량의 하한을 0.2％로 한다.

Mn: 1.5 내지 3.1％

Mn(망간)은 강도 확보 외에 탄화물의 생성을 늦추어 페라이트를 안정화시키는 원소이다.

Mn 함유량이 1.5％ 미만에서는 강도가 만족되지 않고, 또한 페라이트의 형성이 불충분해져 연성이 열화된다. 또한, Mn 함유량이 3.1％를 초과하면, 켄칭성이 필요 이상으로 높아져 제품 품질이 안정되지 않고, 또한 연성도 부족하다.

따라서, Mn 함유량은 1.5 내지 3.1％로 하고, 바람직하게는 1.8 내지 2.8％로 한다.

P: 0.001 내지 0.06％

P(인)는 강판의 강도를 높이는 원소로서 필요에 따라 첨가한다. 그러나, 첨가량이 많으면 입계에 편석하여 국부 연성을 열화시키고, 또한 용접성도 열화시킨다.

따라서, P 함유량의 상한값은 0.06％로 한다. 또한, P 함유량의 하한을 0.001％로 한 것은, 이 미만으로 저감시키는 것은 제강 공정에서의 비용 상승으로 이어지기 때문이다. 바람직하게는 0.003％ 내지 0.03％로 한다.

Al: 0.1 내지 0.7％

Al(알루미늄)은 페라이트의 생성을 촉진하여 연성 향상에 유효하게 작용하는 원소이다. 또한, 다량으로 첨가하여도 화성 처리성이나 용융 아연 도금성을 열화시키지 않는 원소이다.

Si와 Al의 복합 첨가에 의해 구멍 확장성을 향상시키기 위해서는, Al 함유량을 0.1％ 이상으로 한다. 그러나, 첨가량이 증가하면 알루미나 등의 개재물이 증가하여 가공성이 열화되기 때문에, Al 함유량의 상한은 0.7％로 한다. 바람직하게는 0.15％ 내지 0.6％로 한다.

상기의 기본 성분 외에, 상기 강판은 또한 선택 성분으로서 B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ca, 희토류(REM) 중 적어도 하나를 함유하여도 된다. 이하에, 선택 성분의 수치 한정 범위와 그 한정 이유를 설명한다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

B: 0.0005 내지 0.002％

B(붕소)는 켄칭성 확보를 위하여, 또한 BN의 형성에 의한 유효 Al을 증대시키기 위하여 첨가하여도 된다. 또한, DP강의 페라이트분율을 높게 함으로써 우수한 연신율을 확보할 수 있지만, 금속 조직이 층상 조직이 되어 국부 연성이 저하되는 경우가 있다. B의 첨가에 의해, 이것을 방지하는 것이 가능하게 된다.

B 함유량이 0.0005％ 미만에서는 이 효과가 발휘되지 않는다. B 함유량이 0.002％ 초과에서는 첨가량에 걸맞는 효과가 발현되지 않는다.

Mo: 0.01 내지 0.5％

Cr: 0.01 내지 0.5％

Mo(몰리브덴) 및 Cr(크롬)은 강도 및 켄칭성의 확보를 위하여 첨가하여도 된다.

Mo 및 Cr의 함유량이 0.01％ 미만에서는 그 효과가 발휘되지 않는다. Mo 및 Cr의 함유량이 0.5％ 초과에서는 DP강에서의 페라이트 생성이 억제되어 연성이 열화되고, 또한 화성 처리성이나 용융 아연 도금성이 열화된다.

V: 0.001 내지 0.1％

Ti: 0.001 내지 0.1％

V(바나듐) 및 Ti(티타늄)는 강도 확보를 위하여 첨가하여도 된다.

V 및 Ti의 함유량이 0.001％ 미만에서는 이 효과가 발휘되지 않는다. V 및 Ti의 함유량이 0.1％ 초과에서는 용접성 등이 열화된다.

Nb: 0.001 내지 0.05％

Nb(니오븀)는 강도 확보를 위하여 첨가하여도 된다.

Nb 함유량이 0.001％ 미만에서는 이 효과가 발휘되지 않는다. Nb 함유량이 0.05％ 초과에서는 이 효과가 포화된다.

Ca: 0.0005 내지 0.005％

REM: 0.0005 내지 0.005％

Ca(칼슘) 및 REM은 개재물 제어, 구멍 확장성을 개선하는 목적에서 첨가하여도 된다.

Ca 및 REM의 함유량이 0.0005％ 미만에서는 그 효과가 발휘되지 않는다. Ca 및 REM의 함유량이 0.005％ 초과에서는 이 효과가 포화된다.

상기 성분 외에, 상기 강판은 불가피적 불순물을 함유한다. 여기서, 불가피적 불순물이란, 스크랩 등의 부원료나, 도금 공정으로부터 불가피적으로 혼입되는 S, N, Mg, Pb, Sb, Sn, Cd, Ni, Cu 등의 원소를 의미한다.

예를 들어, Sn 등은 0.01％ 이하의 범위로 함유하여도 본 발명의 효과를 손상시키는 것은 아니다. 그러나, S 및 N은 본 발명의 효과를 충분히 발휘시키기 위하여, 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 여기서, 기재하는 ％는 질량％이다.

S: 0.001 내지 0.01％

S(황)는 MnS를 생성함으로써 국부 연성, 용접성을 열화시키는 원소이며, 강 중에 존재하지 않는 쪽이 바람직한 원소이다.

따라서, S 함유량의 상한을 0.01％로 제한한다. 또한, 불필요하게 S를 저감하는 것은 제강 공정에서의 비용이 증대되므로, S 함유량의 하한을 0.001％로 한다. 바람직하게는 0.002％ 내지 0.005％로 한다.

N: 0.0005 내지 0.01％

N(질소)은 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 너무 다량으로 함유하는 경우에는 시효성을 열화시킬 뿐만 아니라, AlN 석출량이 많아져 Al 첨가의 효과를 감소시키는 원소이다.

따라서, N 함유량의 상한을 0.01％ 이하로 제한한다. 또한, 불필요하게 N을 저감하는 것은 제강 공정에서의 비용이 증대되므로, N 함유량의 하한을 0.0005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.001 내지 0.005％로 한다.

이어서, Si와 Al의 합계 함유량에 관한 수치 한정 범위에 대하여 설명한다.

강판의 강도를 높이기 위해서는 고용 강화나 석출 강화만으로는 충분하지 않으며, 일반적으로 변태 강화도 이용되는 경우가 많다. 또한, DP 조직으로 제어함으로써, 연질의 페라이트상에 기인하여 높은 연신율이 얻어지고, 경질의 마르텐사이트상에 기인하여 강도가 확보된다.

그러나, DP강의 경우, 연질상과 경질상의 경도차가 크면 구멍 확장성이 열화되는 것이 알려져 있다. 이 개선을 위하여, 마르텐사이트를 템퍼링하여 경도를 낮추는 등의 고안이 이루어져 있지만, 충분하지 않다. 특히, 980MPa 이상의 인장 강도가 요구되는 DP강에서는 템퍼링에 의해 강도 부족이 되어 버리는 경우가 있다.

따라서, 발명자들은 예의 검토한 결과, Si 및 Al의 질량％로 나타낸 합계 함유량이, 하기 식 A를 만족할 때, 고강도이면서 우수한 구멍 확장성을 갖는 강판이 되는 것을 발견하였다.

강도 및 성형성의 평가에는 구멍 확장률: λ(％)와 인장 강도: TS(MPa)의 곱인 λ×TS의 값을 이용한다. 이 값은 통상 40000％ MPa 정도이다. 이 λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상인 경우에, 강판이 고강도이면서 성형성이 양호하다고 판단된다. 도 1에 Al 및 Si의 질량％로 나타낸 함유량과, 성형성 및 도금성 등의 강판 특성과의 관계를 나타낸다. 도면 중, λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 되는 강판을 「○」, 60000％ MPa 미만이 되는 강판을 「×」로 나타내고, 또한 용융 아연 도금성이 떨어지는 강판을 「△」로 나타내었다. 또한, 상기의 식 A로 표시되는 범위를 화살표 「A」로 나타내었다. 이 도면에 도시된 바와 같이, 질량％로 나타낸 Si+Al의 값이 0.5％ 이하가 되면 λ×TS의 값이 충분하지 않고, 1.0％ 이상이 되면 용융 아연 도금성이 악화된다. 이렇게 질량％로 나타낸 Si+Al의 값은 0.5％ 초과 1.0％ 미만이 될 필요가 있다. 바람직하게는 질량％로 나타낸 Si+Al의 값을 0.6％ 초과 1.0％ 미만으로 한다.

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 기재가 되는 강판의 금속 조직에 대하여 설명한다.

상기 강판의 금속 조직에는 주로 페라이트와 마르텐사이트가 함유된다. 이것은 강도와 연성의 밸런스가 우수한 강판이 되기 때문이다. 여기에서 말하는 페라이트에는 폴리고널 페라이트, 베이니틱 페라이트를 포함하며, 마르텐사이트에는 통상의 켄칭에 의해 얻어지는 마르텐사이트 외에, 600℃ 이하의 온도에서 템퍼링을 행한 마르텐사이트도 포함된다. 600℃ 이하의 온도로 템퍼링을 행한 강판을 용융 아연 도금 강판의 기재로서 사용하여도 본 발명의 효과는 변하지 않는다.

페라이트분율 및 마르텐사이트분율은 강판 강도에 따라 제어한다. TS가 500 내지 800MPa인 경우, 페라이트분율은 50 내지 90면적％이고, 마르텐사이트분율은 10 내지 40면적％인 것이 바람직하다. TS가 800 내지 1100MPa인 경우, 페라이트분율은 20 내지 60면적％이고, 마르텐사이트분율은 30 내지 60면적％인 것이 바람직하다. TS가 1100MPa 초과인 경우, 페라이트분율은 30면적％ 이하이고, 마르텐사이트분율은 40면적％ 이상인 것이 바람직하다.

상기 강판은 페라이트 및 마르텐사이트 이외의 조직으로서 베이나이트를 포함한다. 그 베이나이트분율은 10 내지 40면적％인 것이 바람직하다. 또한, 조직 중에 오스테나이트가 잔존하면 2차 가공 취성이나 지연 파괴 특성이 악화된다. 따라서, 상기 강판에서는 불가피적으로 존재하는 5체적％ 정도의 잔류 오스테나이트 이외에는, 실질적으로 잔류 오스테나이트를 포함하지 않는 것이 바람직하다.

상기 강판이 고강도이면서 충분한 구멍 확장성(성형성)을 갖기 위해서는, 그 금속 조직이 하기 식 B를 만족할 필요가 있다.

여기서, 판 두께 방향 1/8 내지 2/8의 영역인 강판 표층부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₁, 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₁(㎛), 상기 강판 표층부의 마르텐사이트의 경도를 H₁(GPa)로 한다. 마찬가지로, 판 두께 방향 3/8 내지 5/8의 영역인 강판 중심부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₂, 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₂(㎛), 상기 강판 중심부의 마르텐사이트 경도를 H₂(GPa)로 한다.

상기 식 B의 좌변이 0.3 미만이 되는 것은, 정성적으로 강판 표층부와 강판 중심부에서의 MnS의 개수의 차, MnS의 평균 원 상당 직경의 차, 및 마르텐사이트 경도의 차가 작아지는 것을 의미한다. 일반적으로, 강판 중심부의 MnS의 개수, MnS의 평균 원 상당 직경 및 마르텐사이트 경도의 값은, 강판 표층부의 그것들보다도 커져, 상기 식 B의 좌변이 0.3 이상이 된다.

도 2에 도시한 바와 같이, 식 B의 좌변의 값과 λ×TS의 값은 상관이 있다. 식 B의 좌변의 값이 0.3 미만인 경우에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 된다. 이와 같이, 상기 강판이 고강도이면서 성형성이 우수하기 위해서는, 식 B의 좌변의 값이 0.3 미만이 될 필요가 있다. 또한, 통상의 조건에 있어서 상정되는 식 B의 하한은 0.01이다.

강판 중의 마르텐사이트의 경도 및 MnS의 석출 상태는, 후술하는 제조 방법에 의해 제어하는 것이 가능하다. 또한, 강판 중의 마르텐사이트의 경도 및 MnS의 석출 상태를 보다 정밀하게 제어하기 위해서는, 상기 강판이 열간 압연 후에 냉간 압연도 실시되는 냉연 강판인 것이 바람직하다.

더불어, 연신율(EL)과 TS의 곱인 EL×TS의 값이 16000％ MPa 이상이면, 성형성이 더욱 향상되므로 바람직하다.

상술한 바와 같이, 용융 아연 도금 강판의 기재가 되는 강판에 대하여, 강판의 성분과 금속 조직을 제어함으로써, 고강도이면서 성형성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판을 얻는 것이 가능하게 된다.

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

제조 방법은 일반적으로 행해지고 있는 열연 강판, 냉연 강판, 도금 강판의 공정이어도 상관없다.

주조 공정으로서, 상기한 기본 성분, 선택 성분 및 불가피 불순물을 만족하는 용융강을 주조하여 강재를 제조한다. 주조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 진공 주조법이나 연속 주조법 등을 이용하면 된다.

열간 압연 공정으로서, 상기 강재를 가열하여 열간 압연을 행한다. 열간 압연에서의 마무리 압연은, 페라이트 입자에 변형이 과도하게 가해져 가공성이 저하되는 것을 방지하기 위하여, Ar₃(냉각시에 페라이트 변태가 시작되는 온도) 이상의 온도로 행하는 것이 바람직하다. 또한, 지나치게 고온이어도 어닐링 후의 재결정립 직경이 필요 이상으로 조대화되기 때문에, 열간 압연에서의 마무리 압연을 940℃ 이하의 온도로 행하는 것이 바람직하다.

열간 압연에서의 마무리 압연시에, 각 스탠드에서의 압화율이 하기 식 C를 만족한 경우, 높은 λ×TS의 값이 얻어진다.

여기서, 열간 마무리 압연의 합계 스탠드수를 n단으로 하고, r_i％를 i스탠드째의 압하율로 한다.

도 3에 도시한 바와 같이, 식 C의 좌변의 값과 λ×TS의 값은 상관이 있다. 식 C의 좌변의 값이 1.6 초과인 경우에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 된다. 따라서, 식 C의 좌변의 값이 1.6 초과가 되는 것이 바람직하다. 이것은 마무리 압연 개시시의 피가공재 온도가 높고, 이 단계에서 고압하율이면, 결정립이 균일해지기 때문이라고 추정된다. 한편, 마무리 압연 종료시의 피가공재 온도는 낮게 되어 있기 때문에, 이 단계에서의 압하율이 높으면, 피가공재에의 부하가 높아 형상의 흐트러짐이 일어난다. 더불어, 이 단계에서는 피가공재 내부가 불균일한 온도 분포로 되어 있으므로, 가공의 편차가 커져 재질 특성도 열화된다.

고강도이면서 양호한 성형성을 확실하게 얻기 위해서는 (r₁+r₂+r₃)/(r_{n -2}+r_{n -1}+r_n)>1.9를 만족하면 바람직하다. 또한, (r₁+r₂+r₃)/(r_{n -2}+r_{n -1}+r_n)>2.0을 만족하면 더욱 바람직하다. 한편, 설비 능력의 제약에 의해 (r₁+r₂+r₃)/(r_{n -2}+r_{n -1}+r_n)의 값의 상한은 3.0이 된다.

또한, 도 4에 도시한 바와 같이, 식 B의 좌변의 값과 식 C의 좌변의 값은 상관이 있다. 도면 중 λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 되는 강판을 「○」, 60000％ MPa 미만이 되는 강판을 「×」로 나타내었다. 식 B와 식 C가 모두 각각 조건을 만족할 때, λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 된다. 즉, 상기 성분을 만족하는 강재를 사용하고, 또한 상기 식 C로 나타내는 압연 조건을 만족하는 경우에, 강판의 금속 조직이 식 B를 만족하게 되어, 그 결과 λ×TS의 값이 60000％ MPa 이상이 된다.

또한, 강판의 EL×TS의 값이 16000％ MPa 이상이면, 그 용융 아연 도금 강판은 엄격한 가공성이 요구되는 자동차용 부재 등에 적용할 수 있으므로 보다 바람직하다.

열간 압연 후의 강판의 권취 온도는, 고온으로 할수록 재결정이나 입자 성장이 촉진되어 가공성의 향상이 요망된다. 그러나, 고온으로 할수록 스케일이 생성되어 산 세정성이 저하되고, 또한 페라이트와 펄라이트가 층상으로 생성됨으로써 C가 불균일하게 편석한다. 따라서, 권취 온도는 650℃ 이하로 한다. 한편, 권취 온도가 지나치게 저온이 되면 강판이 경화하여, 냉간 압연시의 부하가 높아진다. 이로 인해, 권취 온도는 400℃ 이상으로 한다. 또한, 필요에 따라, 상기 권취 온도로 1시간 이상 24시간 이하의 범위에서 열간 압연 후의 강판을 유지하여도 된다. 상기 시간의 유지에 의해, 열간 압연 강판의 금속 조직을 적절하게 제어할 수 있다.

연삭 공정으로서, 필요에 따라, 상기 열간 압연 공정 후의 강판을 스케일을 제거하기 위하여 표면 연삭하여도 된다. 연삭 방법은 특별히 한정되는 것이 아니며, 예를 들어 와이어 브러시 롤, 지립 벨트 또는 쇼트 블라스트 등을 사용할 수 있다.

산 세정 공정으로서, 상기 열간 압연 공정 후 또는 연삭 공정 후의 강판을 산 세정한다. 산 세정 방법은 특별히 한정되는 것이 아니며, 황산 또는 질산 등을 사용하는 통상적인 방법의 산 세정 방법이어도 된다.

냉간 압연 공정으로서, 상기 산 세정 공정 후의 강판을 냉간 압연한다. 냉간 압연 방법은 특별히 한정되는 것이 아니다. 냉간 압연에서는, 압하율이 낮으면 강판의 형상 교정이 어려워지기 때문에 하한값을 30％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 70％를 초과하는 압하율로 압연하면, 강판의 에지부에 깨짐 발생 및 형상의 흐트러짐으로 인해, 상한값을 70％로 하는 것이 바람직하다.

상기한 열간 압연 공정 및 냉간 압연 공정을 거쳐 제조된 냉연 강판은, 강판 중의 마르텐사이트의 경도 및 MnS의 석출 상태가 보다 정밀하게 제어되어 있다. 따라서, 용융 아연 도금 강판의 기재로서 사용하면 바람직하다.

어닐링 공정으로서, 냉간 압연 공정 후의 강판을 Ac1(가열시에 오스테나이트가 생성되기 시작하는 온도) 이상 Ac3(가열시에 페라이트로부터 오스테나이트에의 변태를 완료하는 온도)+100℃ 이하의 온도로 어닐링한다. Ac1 미만의 온도에서는 조직이 불균일해진다. 한편, Ac3+100℃를 초과하는 온도에서는 오스테나이트의 조대화에 의해 페라이트 생성이 억제되고, 신장 특성이 열화된다. 또한, 경제적인 관점에서 어닐링 온도는 900℃ 이하가 바람직하다. 또한, 어닐링 공정 중에 층상의 조직을 소실시키기 위해서는 30초 이상의 유지가 필요하다. 그러나, 30분을 초과하여 유지하여도 효과는 포화되고 생산성도 저하된다. 따라서, 유지 시간은 30초 이상 30분 이하로 한다.

냉각 공정으로서, 어닐링 공정에서 상기 온도 범위로 가열되어 있는 강판을 냉각한다. 냉각 종료 온도는 600℃ 이하의 온도로 한다. 600℃를 초과하면 오스테나이트가 잔류하기 쉬워져 2차 가공성, 지연 파괴의 문제가 발생하기 쉬워진다. 또한, 필요에 따라, 상기 냉각 종료 온도로 10초 이상 1000초 이하의 범위에서 어닐링 공정 후의 강판을 유지하여도 된다. 상기 시간의 유지에 의해, 어닐링 공정 후의 강판의 금속 조직을 적절하게 제어할 수 있다.

또한, 필요에 따라, 구멍 확장성 및 취성의 개선을 목적으로 하여, 냉각 공정 후의 강판에 600℃ 이하의 온도로 템퍼링 처리를 행하여도 된다. 이 템퍼링 처리를 행하여도 본 발명의 효과는 변하지 않는다.

도금 공정으로서, 냉각 공정 후 또는 템퍼링 처리 후의 강판에 용융 아연 도금을 실시한다. 용융 아연 도금 방법은 특별히 한정되는 것이 아니다. 또한, 필요에 따라 합금화 처리를 행하여 합금화 용융 아연 도금으로 하여도 상관없다.

실시예 1

표 1에 나타낸 성분 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 주조하였다. 표 1 중 밑줄 그어 나타내는 수치는 본 발명의 범위 외인 것을 나타낸다. 이 강재를 1200℃까지 가열하여 열간 압연을 행하였다. 열간 압연에서의 마무리 압연은 880℃에서 행하였다. 또한, 이 열간 마무리 압연에서는 각 스탠드에서의 압하율을 제어하였다. 열간 마무리 압연 종료 후의 압연 강판을 500℃까지 냉각하고, 그 온도에서 1시간 유지함으로써 열연의 권취 열처리를 행하였다. 얻어진 열연 강판을 연삭 및 산 세정에 의해 표면 스케일을 제거하였다. 그 후, 이 강판에 대하여 냉간 압연을 행하였다. 냉간 압연 후의 강판을 연속 어닐링 시뮬레이터를 사용하여 800℃에서 60초의 어닐링을 행하고, 그 후 400 내지 600℃의 온도 범위로 냉각하여, 그 온도에서 10 내지 600초 유지하였다. 이 강판에 용융 아연 도금을 행하여, 일부 강판은 필요에 따라 합금화 처리를 행한 후, 실온까지 냉각하였다.

상기 제조한 용융 아연 도금 강판을 사용하여 인장 시험과 구멍 확장 시험을 행하였다. 구멍 확장률 λ(％)×인장 강도 TS(MPa)의 곱이 60000％ MPa 이상인 경우에, 고강도이면서 성형성이 양호하다고 판단하였다. 인장 시험은 JIS 5호 시험편에 의해 시험을 행하였다. 구멍 확장 시험은, 시험편에 형성한 초기 구멍 직경 d₀: 10(mm)인 펀칭 구멍에 선단 각도가 60°인 원추 펀치를 압입하고, 펀칭 구멍을 펴서 넓힘으로써 행하였다. 그리고, 펀칭 구멍의 원주에 발생한 균열이 시험편의 판 두께 방향으로 관통한 시점에서의 구멍 직경 d(mm)를 측정하고, 하기 식 D에 의해 구멍 확장률 λ를 구하였다.

여기서, d₀=10mm.

상기 제조한 용융 아연 도금 강판의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰하였다. 관찰면은, 용융 아연 도금 강판의 압연 방향과 직교하는 판 폭 방향이 관찰면이 되도록 판 두께 방향을 따라 평면 절단한 절단면이다. 페라이트는 나이탈 에칭, 마르텐사이트는 레페라 에칭법에 의해 현출시켰다. 상기 절단면에 나타내어지는 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 강판측인 강판의 판 두께 1/4의 위치를 관찰하여, 페라이트 및 마르텐사이트의 면적분율을 구하였다. 잔류 오스테나이트는 용융 아연 도금 강판 표면을 강판의 판 두께 1/4인 깊이까지 평행 연마한 후, 연마면을 X선 회절 장치로 측정하여 체적분율을 구하였다.

아연 도금성은, 용융 아연 도금 시뮬레이터를 사용하여, 상기와 마찬가지의 어닐링 조건에서 어닐링을 실시한 압연 강판에 용융 아연 도금을 행하여, 도금의 부착 상황을 육안으로 확인함으로써 평가하였다. 도금 표면의 90면적％ 이상에서, 아연 도금이 균일하게 부착되어 있는 경우를 「Good」으로 하고, 도금 표면의 10면적％ 초과에 결함이 있는 경우를 「Bad」로 하였다. 이들 결과를 표 2에 나타내었다.

MnS의 석출 상태의 관찰은 Fe-SEM(Field Emission-Scanning Electron Microscope)을 사용하여 행하였다. 관찰은, 상기한 절단면에 나타내어지는 강판과 용융 아연 도금층의 계면으로부터 강판측에, 강판의 판 두께 방향 1/8 내지 2/8인 강판 표층부와, 강판의 판 두께 방향 3/8 내지 5/8인 강판 중심부에서 행하였다. 관찰 배율은 1000배로 하고, 0.12mm×0.09mm=0.01mm²의 면적을 1관찰 시야로 하였다. 합계 10시야를 관찰하여 MnS의 개수를 계측하였다. 여기서, MnS의 개수는 0.01mm²의 면적을 합계 10시야 관찰하여 합계 개수를 계측하였으므로, 0.1mm²당 개수로서 나타내었다. MnS의 원 상당 직경(㎛)은, 상기 10시야에서의 원 상당 직경을 Fe-SEM에 내장되어 있는 화상 해석 소프트로 계산하고, 10시야에서의 평균값을 구하여 평균 원 상당 직경(㎛)으로 하였다.

마르텐사이트의 경도는 나노인덴터를 사용하여 측정을 행하였다. 상기 강판 표층부와 상기 강판 중심부에 존재하는 마르텐사이트의 입자 내를 100㎛의 간격으로 합계 30점 측정하여 평균값을 구하였다. 이들 결과를 표 3에 나타내었다. 표 3 중 밑줄 그어 나타내는 수치는 본 발명의 범위 외인 것을 나타낸다.

표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 실시예인 No.1 내지 27은, 용융 아연 도금성이 우수하고, 고강도이면서 충분한 구멍 확장성(성형성)을 갖는 용융 아연 도금 강판으로 되어 있다.

한편, 비교예인 No.28 내지 45는, 본 발명의 범위로부터 벗어난 용융 아연 도금 강판이다.

비교예 28과 29는, C 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 30은, Si 함유량이 본 발명의 범위 외이고, 질량％로 나타낸 Si+Al의 값도 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만이 되고, 또한 아연 도금성도 우수하지 않았다.

비교예 31은, Si 함유량과 Mn 함유량이 본 발명의 범위 외이고, 질량％로 나타낸 Si+Al의 값도 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만이 되고, 또한 아연 도금성도 우수하지 않았다.

비교예 32는, Mn 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 33은, P 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 34는, S 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 35는, N 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 36은, Al 함유량이 본 발명의 범위 외이기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 37 내지 41은, 질량％로 나타낸 Si+Al의 값이 본 발명의 범위 외가 되고, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

비교예 42 내지 45는, 식 B와 식 C를 만족하지 않기 때문에, λ×TS의 값이 60000％ MPa 미만으로 되어 있다.

<산업상 이용가능성>

본 발명의 상기 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 따르면, 용융 아연 도금 강판의 기재가 되는 강판에 대하여, 이 강판의 성분인 Si와 Al의 합계 함유량을 특정 범위로 제어하는 것, 또한 이 강판 중의 마르텐사이트의 경도와 MnS의 석출 상태를 제어함으로써, 고강도이면서 성형성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이 가능하게 된다.

Claims (5)

1. 강판과, 상기 강판 상에 배치된 용융 아연 도금층을 구비하는 용융 아연 도금 강판이며,
   상기 강판의 성분이 질량％로
   C: 0.05 내지 0.13％,
   Si: 0.2 내지 0.8％,
   Mn: 1.5 내지 3.1％,
   P: 0.001 내지 0.06％,
   S: 0.001 내지 0.01％,
   N: 0.0005 내지 0.01％,
   Al: 0.1 내지 0.7％
   를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
   상기 Si 및 상기 Al의 질량％로 나타낸 함유량이 하기 식 A를 만족하고,
   상기 강판의 금속 조직이,
   페라이트와 마르텐사이트를 함유하고,
   판 두께 방향 1/8 내지 2/8의 영역인 강판 표층부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₁, 상기 강판 표층부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₁㎛, 상기 강판 표층부의 상기 마르텐사이트의 경도를 H₁GPa로 하고, 판 두께 방향 3/8 내지 5/8의 영역인 강판 중심부에서의 0.1mm²당 MnS의 개수를 n₂, 상기 강판 중심부에서의 상기 MnS의 평균 원 상당 직경을 d₂㎛, 상기 강판 중심부의 상기 마르텐사이트의 경도를 H₂GPa로 할 때, 하기 식 B를 만족하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
   

   

   
   

   
2. 제1항에 있어서, 상기 강판의 성분이 질량％로,
   B: 0.0005 내지 0.002％,
   Mo: 0.01 내지 0.5％,
   Cr: 0.01 내지 0.5％,
   V: 0.001 내지 0.1％,
   Ti: 0.001 내지 0.1％,
   Nb: 0.001 내지 0.05％,
   Ca: 0.0005 내지 0.005％,
   희토류: 0.0005 내지 0.005％
   중 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
3. 제2항에 있어서, 상기 강판이 냉연 강판인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
4. 제1항에 있어서, 상기 강판이 냉연 강판인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이며,
   열간 마무리 압연의 합계 스탠드수를 n단으로 하고, r_i％를 i스탠드째의 압하율로 할 때, 상기 열간 마무리 압연이 하기 식 C를 만족하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
   

   

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