KR20140048331A

KR20140048331A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140048331A
Application number: KR1020147006820A
Authority: KR
Inventors: 고이치 사토; 신타로 야마나카; 소시 후지타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-04-23
Also published as: CN103857814B; CA2849285E; EP2762579A1; ZA201402309B; EP2762579B2; EP2762579B1; KR101608605B1; US9551055B2; BR112014007530A2; MX369428B; JPWO2013047808A1; WO2013047808A1; RU2573455C2; RU2014117650A; TWI504757B; ES2645994T3; CN103857814A; BR112014007530B1; TW201317366A; CA2849285A1

Abstract

주요 성분을 함유하고, 질량％로, 강판이 체적 분율로 주상으로서 페라이트를 40％ 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 8％ 이상∼60％ 이하 더 함유하고, 잔량부 조직이 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 중 어느 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 고강도 용융 아연 도금 강판. 상기 용융 아연 도금 강판에 있어서, 오스테나이트립의 평균 잔류 응력 σR이 수학식 1을 만족하는 범위에 있는 오스테나이트립이 50％ 이상으로 하고, 그 강판 표면에, Fe를 7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는다.
[수학식 1]

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차용 구조재 등에 사용되는 굽힘성이 우수한, 고강도(예를 들어, 인장 강도가 980㎫ 이상)의 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차의 연비 향상 및 충돌 안전성을 목적으로 하여, 차체 골격 구조에의 하이텐화 적용이 진행되는 한편, 재료의 강도가 상승함에 수반하여, 재료의 성형성이 저하되므로, 사용되는 강판에는 높은 프레스 가공성과 강도의 양립이 요구된다.

고강도 강판에 있어서, 잔류 오스테나이트를 강 조직에 갖는 잔류 오스테나이트강은, TRIP 효과를 이용하여, 고강도임에도 불구하고, 매우 높은 연신율을 갖는 것이 알려져 있다. 이 잔류 오스테나이트강에 있어서, 더욱 연신율을 높이기 위해, 예를 들어 특허문헌 1에서는, 잔류 오스테나이트의 분율을 높게 확보하면서, 2종류의 페라이트(베이니틱 페라이트, 폴리고널 페라이트)를 제어하여 균일 연신율을 확보하는 기술이 개시되어 있다.

한편, 인장 강도가 980㎫ 이상인 고강도 강판의 성형에 있어서는, 인장 강도가 440㎫ 이하인 저강도 강판 성형 시에 주체적이었던 스로틀 성형이 아니라, 굽힘 성형을 중심으로 가공되는 경우가 많다. 고강도 강판에 있어서도 연신율과 마찬가지로 굽힘성의 향상이 요구된다.

종래, V 굽힘성은 국부 연성과 상관이 보이는 것이 알려져 있고, 국부 연성을 높이는 기술로서, 특허문헌 1에서는, 조직의 균일화를 도모하고, 페라이트 단상에 석출 강화를 더하여 고강도화하는 기술이 개시되고, 특허문헌 2에서는 베이나이트를 주체로 한 조직에 의해 동일하게, 조직의 균일화를 도모하는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 체적 분율로 30∼90％의 페라이트상, 5％ 이상의 베이나이트, 10％ 이하의 마르텐사이트 및 5∼30％의 잔류 오스테나이트상을 포함하는 고강도 고연성 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 4에는, 강판에 포함되는 전위의 밀도가 8×10¹¹(개/㎟) 이하이며, 변형 속도 0.0067(s^－1)에서의 준정적 강도(FS1)와, 변형 속도 1000(s^－1)에서의 동적 강도(FS2)의 비로 이루어지는 정동비(＝FS2/FS1)가 1.05 이상인 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

그러나, 현재, 고강도 강판에 있어서도 더욱 높은 강도, 가공성이 요구되고 있고, 이들 요구에 응할 수 있는, 충분히 높은 레벨에서의 연신율과 V 굽힘성을 양립하는 기술은 알려져 있지 않다.

일본 특허 출원 공개 제2003-306746호 공보 일본 특허 출원 공개 평4-88125호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-133201호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-30403호 공보

본 발명은, 종래의 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것이며, 인장 강도 980㎫ 이상을 갖는 잔류 오스테나이트강에 있어서, V 굽힘성을 향상시키기 위해 예의 검토를 거듭한 결과 발견한 기술이며, 연신율과 V 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자는 예의 연구의 결과, 잔류 오스테나이트상에의 압축의 잔류 응력을 부여함으로써, 잔류 오스테나이트의 안정성을 지금까지 이상으로 높이는 것이, 굽힘 외측의 인장 응력부 굽힘 내측의 압축 응력부 굽힘의 국부 변형에 유효하게 작용하는 것을 발견하였다.

본 발명자는, 상기 지식에 기초하여 더욱 연구를 진행시킨 결과, 잔류 오스테나이트상에 압축의 잔류 응력을 부여하기 위해, 과시효(OA) 처리 시의 반복 굽힘에 있어서의 롤 직경, 장력, 패스수의 최적 제어에 의해 오스테나이트상 중의 잔류 응력을 제어하는 것이, 연신율, V 굽힘성에 대해, 충분한 효과가 얻어지는 것을 발견하였다. 본 발명자는, 또한 상기 지식에 기초하여 더욱 연구를 진행시킨 결과, 과시효(OA) 처리 시의 반복 굽힘에 있어서의 조건 컨트롤을, 오스테나이트상 중에의 농화 및 입경의 제어와 맞추는 것이, 잔류 오스테나이트상의 안정성을 높게 할 수 있으므로, 연신율, V 굽힘성에 대해, 더욱 효과적인 것을 발견하였다.

본 발명자의 지식에 따르면, 본 발명에 있어서 상기한 효과가 얻어지는 메커니즘은, 이하와 같이 추정된다.

잔류 오스테나이트강은 어닐링 중의 페라이트 변태, 베이나이트 변태를 제어하여, 오스테나이트 중의 C 농도를 높임으로써, 제품의 강 조직에 오스테나이트를 남기고, 이 잔류 오스테나이트의 TRIP 효과에 의해, 높은 연신율을 갖는 고강도 강판이다. 그러나, 혼합 조직이므로, 이러한 잔류 오스테나이트강은 굽힘성이 우수한 강은 아니었던 것으로 추정된다.

이에 대해, 본 발명자들은, TRIP 효과를 굽힘성에 효과적으로 작용시키기 위해, C, Si, Mn량을 바꾼 다양한 강에 대해, 실험실에서 용해, 열연, 냉연, 어닐링, 용융 아연 도금을 행하고, 필요한 인장 강도, 연성, V 굽힘성, 도금성을 얻기 위한 방법을 다양하게 검토하였다.

이러한 예의 검토의 결과, 상기 목적에 효과적인 다양한 성분을 특정할 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트상에의 압축의 잔류 응력을 부여하는 것이, 잔류 오스테나이트의 안정성을 지금까지 이상으로 높일 뿐만 아니라, 굽힘 외측의 인장 응력부 굽힘 내측의 압축 응력부 굽힘의 국부 변형에도 유효하게 작용하는 것을 발견하였다.

본 발명은, 상기 지식에 기초하여 완성된 것이다.

본 발명은, 예를 들어, 이하의 형태를 포함할 수 있다.

〔1〕질량％로,

C:0.10％ 이상, 0.4％ 이하,

Si:0.01％ 이상, 0.5％ 이하,

Mn:1.0％ 이상, 3.0％ 이하,

O:0.006％ 이하,

P:0.04％ 이하,

S:0.01％ 이하,

Al:0.1 이상, 3.0％ 이하,

N:0.01％ 이하,

Si＋Al≥0.5％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,

또한 상기 강판이, 체적 분율로 주상으로서 페라이트를 40％ 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 8％ 이상∼60％ 이하 함유하고, 잔량부 조직이 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 중 어느 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 고강도 용융 아연 도금 강판이며,

상기 오스테나이트 중, 평균 잔류 응력 σR이 수학식 1을 만족하는 범위에 있는 오스테나이트립이 50％ 이상이며,

[수학식 1]

상기 강판 표면에, Fe를 7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.

〔2〕상기 오스테나이트의 평균 입경이 10㎛ 이하, 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.7％ 이상, 1.5％ 이하인 것을 특징으로 하는 〔1〕에 기재된 용융 아연 도금 강판.

〔3〕상기 오스테나이트립의 압연 방향에 대한 평균 어스팩트비가 0.5 이상, 0.95 이하인 것을 특징으로 하는 〔1〕 또는 〔2〕에 기재된 용융 아연 도금 강판.

〔4〕질량％로,

Mo:0.02％ 이상, 0.5％ 이하,

Nb:0.01％ 이상, 0.10％ 이하,

Ti:0.01％ 이상, 0.20％ 이하,

V:0.005％ 이상, 0.10％ 이하,

Cr:0.1％ 이상, 2.0％ 이하,

Ca:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,

Mg:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,

REM:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,

Cu:0.04％ 이상, 2.0％ 이하,

Ni:0.02％ 이상, 1.0％ 이하,

B:0.0003％ 이상, 0.007％ 이하

의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 〔1〕∼〔3〕 중 어느 한 항에 기재된 용융 아연 도금 강판.

〔5〕질량％로,

C:0.10％ 이상, 0.4％ 이하,

Si:0.01％ 이상, 0.5％ 이하,

Mn:1.0％ 이상, 3.0％ 이하,

O:0.006％ 이하,

P:0.04％ 이하,

S:0.01％ 이하,

Al:0.1 이상, 3.0％ 이하,

N:0.01％ 이하,

Si＋Al≥0.5％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재에,

열연 슬래브 온도가 1100℃ 이상, 마무리 온도가 850∼970℃에서 열간 압연 처리를 실시하고,

상기 열간 압연 후의 강판을, 650℃ 이하의 온도 영역까지 평균으로 10∼200℃/초로 냉각하고, 650℃ 이하의 온도 범위에서 권취하고,

상기 강판에 압하율 40％ 이상에서 냉간 압연을 실시하고,

어닐링 시의 최고 온도가 700∼900℃에서 어닐링하고, 평균으로 0.1∼200℃/초의 냉각 속도로 350℃∼550℃의 온도 영역 내로 냉각하고, 그 후, 상기 온도 영역 내에서 1초 이상, 1000초 이하 유지하고,

상기 온도 영역 내에서 유지 후의 강판을, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 상기 도금 처리 후, 470∼580℃의 온도 범위에서 합금화 처리를 실시하고, 또한

상기 강판을 350℃∼550℃의 온도 영역 내에서 유지할 때에, 롤 직경이 50∼2000㎜인 롤을 사용하여 강판을 반복 절곡함으로써, 상기 강판에 변형을 부여하고, 또한,

상기 반복 절곡 시에 상기 강판에 인가되는 길이 방향의 평균 응력이 2∼50㎫인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

〔6〕상기 반복 절곡 시의 패스수가 2∼6패스인 것을 특징으로 하는 〔5〕에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 연성과 V 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제공된다. 상기 용융 아연 도금 강판은, 그 제조도 비교적 용이하고 안정적으로 실시할 수 있다. 이로 인해, 본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 특히, 최근의 경량화를 목표로 하는 자동차용의 강판으로서 최적으로 사용 가능하며, 산업상의 가치는 극히 크다.

도 1은 잔류 오스테나이트상 중의 잔류 응력과, 최소 굽힘 반경 R의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 오스테나이트립의 평균 잔류 응력 σR이, 수학식 1을 만족하는 범위를 나타내는 그래프이다.
도 3은 수학식 1을 만족하는 오스테나이트립의 비율과, 최소 굽힘 반경 R의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 잔류 오스테나이트의 평균 입경과, 최소 굽힘 반경 R의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 잔류 오스테나이트립의 어스팩트비와, 최소 굽힘 반경 R의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 C 농도와, 최소 굽힘 반경 R의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명의 고강도 박강판은, 잔류 오스테나이트강에 있어서, 잔류 오스테나이트상의 안정성을 높이는 것에 착안한 것이다. 본 발명은, 상술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트상의 잔류 응력 및 어스팩트비를 제어함으로써, 안정성을 극한까지 높이고, 강도와 연신율과 V 굽힘을 높은 레벨에서 양립할 수 있는 것을 발견한 것에 기초하는 것이다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판에 있어서의 조직은, 페라이트상과 베이나이트상을 주체로 하고, 잔류 오스테나이트상을 3％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 보다 높은 강도를 원하는 경우에는 마르텐사이트를 함유해도 되지만, 페라이트상과 베이나이트상을 주체로 하지 않는 경우, 연신율이 현저하게 저하되는 경향이 있다.

잔류 오스테나이트상 중의 잔류 응력은, 본 발명에 있어서 가장 중요한 것 중의 하나이다. 도 1에 나타내는 바와 같이 잔류 오스테나이트상 중의 잔류 응력이 낮을수록, 특히 15㎫ 이하의 경우, 최소 굽힘 반경 R이 최소로 된다. 각각의 잔류 오스테나이트립은, 압축의 잔류 응력을 제조 공정에 있어서 부여됨으로써, 가공 중의 마르텐사이트 변태가 지연되고, 결과적으로 상 전체의 안정성이 높아진다.

이것을 달성하기 위해서는, 도 2에 나타내는 바와 같이, 이 오스테나이트립의 평균 잔류 응력 σR이 수학식 1을 만족하는 범위에서 Σr이 최소로 된다. 또한 도 3에 나타내는 바와 같이, 이 수학식 1을 만족하는 오스테나이트립이 50％ 이상 있는 경우, 안정되어 최소 굽힘 반경 R이 최소로 된다.

[수학식 1]

여기서, 잔류 오스테나이트율 측정 방법은, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면 어떠한 방법이어도 상관없지만, 예를 들어, 공시재판의 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면에서 행하고, 단색화한 MoKα선에 의한, 페라이트의 (200) 및 (211) 면적분 강도와 오스테나이트의 (200), (220) 및 (311) 면적분 강도로부터 잔류 오스테나이트를 정량하였다. 또한, σR은, 정확하게 잔류 응력이 얻어지는 조건에서, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면 어떠한 측정 방법이어도 상관없지만, 예를 들어 본 발명에서는, 공시재판의 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면에 있어서, 임의의 50개의 잔류 오스테나이트립의 잔류 응력을 5㎛φ의 빔계를 갖는 고정밀도의 방사광 X선 회절에 의한 응력 측정법을 이용하여 주의 깊게 실시하고, 수학식 1의 범위에 들어가는 잔류 오스테나이트립의 비율을 얻을 수 있다.

본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트의 평균 입경은 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 도 4에 나타내는 바와 같이, 10㎛ 초과에서는, 잔류 오스테나이트상의 분산이 일정하지 않고, TRIP 효과를 충분히 발휘할 수 없으므로, 연신율이 저하된다. 여기서 평균 입경(평균 원 상당 직경)의 측정은, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면 어떠한 방법이어도 상관없지만, 예를 들어, 나이탈 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향과 직각인 단면을 부식하여 500배의 광학 현미경 관찰에 의해 정량화하였다.

또한 도 5에 나타내는 바와 같이, 잔류 오스테나이트립의 어스팩트비가 압연 방향에 대해 0.5 이상, 0.95 이하이면 최소 굽힘 반경이 가장 작아져 바람직하다. 0.95 초과 혹은 0.5 미만에서는 굽힘 변형 시에 있어서의 잔류 오스테나이트의 안정성에 편차가 발생한다. 여기서, 어스팩트비의 측정 방법은, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면 어떠한 방법이어도 상관없지만, 예를 들어 나이탈 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향과 직각인 단면을 부식하여 500배의 광학 현미경 관찰에 의해 정량화한 후, 30개의 잔류 오스테나이트립에 대해, 화상 처리 소프트에 의해 압연 방향의 입경 및 압연 직각 방향의 입경을 측정하고 어스팩트비를 구한 후, 그들의 평균값으로부터 재료의 대표값으로 하였다.

잔류 오스테나이트의 평균 C 농도도 잔류 오스테나이트의 안정성에 크게 기여한다. 도 6에 나타내는 바와 같이, 평균 C 농도가 질량％로 0.7％ 미만에서는 잔류 오스테나이트의 안정성이 극히 낮아지므로, TRIP 효과를 효과적으로 얻을 수 없고, 연신율이 열화된다. 한편, 1.5％를 초과해도, 연신율 개선 효과는 포화될 뿐만 아니라, 이것을 제조하기 위한 비용이 증가하므로, 0.7％ 이상, 1.5％ 이하인 것이 바람직하다. 여기서, C 농도는, 정확하게 분해 농도가 얻어지는 조건에서, 정밀도가 보증되는 측정 방법이면 어떠한 측정 방법이어도 상관없지만, 예를 들어, FE-SEM 부속의 EPMA를 이용하여, 0.5㎛ 이하 피치로 C 농도를 주의 깊게 측정함으로써 얻을 수 있다.

우선, 강판의 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, ％는 질량％를 의미한다.

C:C는, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 그러나, 0.1％ 미만이면 980㎫ 이상의 인장 강도와 가공성을 양립하는 것이 어려워진다. 한편, 0.40％ 초과로 되면 스폿 용접성의 확보가 곤란해진다. 이로 인해, C 함유량의 범위를 0.1∼0.40％ 이하로 한다. C 함유량은, 0.1∼0.38인 것이 바람직하고, 0.12∼0.38인 것이 더욱 바람직하다.

Si:Si는, 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 또한, 시멘타이트의 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하므로, 첨가는 필수이다. 0.01％ 미만에서는 고강도화의 효과가 작고, 또한 0.5％를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.01∼0.5％의 범위로 한다. Si 함유량은, 0.02∼0.5％인 것이 바람직하고, 0.1∼0.45인 것이 더욱 바람직하다.

Mn:Mn은, 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 그러나, 1.0％ 미만이면 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 반대로 많으면 P, S와의 공편석(共偏析)을 조장하고, 가공성의 현저한 열화를 초래하므로, 3.0％를 상한으로 한다. Mn 함유량은, 1.0∼2.8％인 것이 바람직하고, 1.2∼2.8％인 것이 더욱 바람직하다.

O:O는, 산화물을 형성하고, 연신율, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 펀칭 단부면, 혹은, 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 흠집이나 조대한 딤플을 형성하므로, 구멍 확장 시나 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하고, 균열 형성의 기점으로 되어 대폭적인 구멍 확장성 혹은 굽힘성의 열화를 초래한다. O가 0.006％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.006％ 이하로 한다. 즉, O는 불순물로서 0.006％ 이하로 제한한다. O 함유량의 상한은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, O 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 과도한 비용 증가를 초래하여 경제적으로 바람직하지 않으므로, 이것이 실질적인 하한이다.

P:P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. 0.04％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지므로, 그 적정 범위를 0.04％ 이하로 한다. 즉, P는 불순물로서 0.04％ 이하로 제한한다. P 함유량은, 0.03％ 이하인 것이 바람직하고, 0.02 이하인 것이 더욱 바람직하다. P의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 이 값을 하한값으로 하는 것이 바람직하다.

S:S는, 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이것으로부터, 그 상한값을 0.01％ 이하로 한다. 즉, S는 불순물로서 0.01％ 이하로 제한한다. S 함유량은, 0.004％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. S의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로, 이 값을 하한값으로 하는 것이 바람직하다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하므로, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키기 때문에 가능한 한 적게 할 필요가 있다.

Al:Al은, 페라이트 형성을 촉진하고, 연성을 향상시키므로 첨가해도 된다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 0.1％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, 과잉의 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시켜, 구멍 확장성의 열화나 표면 흠집의 원인으로 된다. 이것으로부터, Al 첨가의 상한을 3.0％로 한다. Al 함유량은, 0.1∼2.9％인 것이 바람직하고, 0.15∼2.9％인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명에 있어서, Al＋Si는, 0.5％ 이상이다. 이 Al＋Si는, 0.5∼4％인 것이 바람직하고, 0.51∼3.5％인 것이 더욱 바람직하다.

N:N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. N이 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, N 함유량의 범위를 0.01％ 이하로 한다. 덧붙여 말하면, 용접 시의 블로홀 발생의 원인으로 되므로 적은 쪽이 좋다. N 함유량은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.004％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 이것이 실질적인 하한이다.

Mo:Mo는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.02％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.02％로 하였다. 반대로, 0.5％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 0.5％로 하였다.

Nb:Nb는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.01％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.01％로 한다. 0.1％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.1％로 한다.

Ti:Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.01％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.01％로 한다. 0.2％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.2％로 한다.

V:V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.005％로 한다. 0.1％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.1％로 한다.

Cr:Cr은, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.1％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.1％로 한다. 반대로, 2.0％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 2.0％로 한다.

Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.05％ 첨가할 수 있다. Ca, Mg 및 REM은 탈산에 사용하는 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. REM이라 함은, Rare Earth Metal을 말한다. 그러나, 함유량이 합계로 0.05％를 초과하면, 성형 가공성의 악화의 원인으로 된다. 그로 인해, 함유량을 합계로 0.0005∼0.05％로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, REM은 미슈 메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 단, 금속 La나 Ce를 첨가하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

Cu:Cu는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 덧붙여 말하면, 용해 도금의 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하므로 Cu를 첨가해도 된다. 그러나, 0.04％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.04％로 한다. 반대로, 2.0％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 2.0％로 하였다.

Ni:Ni는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 덧붙여 말하면, 용해 도금의 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하므로 Ni를 첨가해도 된다. 그러나, 0.02％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.02％로 한다. 반대로, 1％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 1.0％로 한다.

B는, 0.0003％ 이상의 첨가에 의해 입계의 강화나 강재의 강도화에 유효하지만, 그 첨가량이 0.07％를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연 시의 제조성을 저하시키므로, 그 상한을 0.07％로 한다.

다음으로, 강판의 조직에 대해 설명한다.

본 강판에서는, 주상을 페라이트로 하고, 체적률 8％ 이상의 잔류 오스테나이트를 분산시킴으로써, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하고 있다. 이것으로부터, 잔류 오스테나이트를 포함할 필요가 있다. 페라이트상의 형태로서는 폴리고널 페라이트 이외에, 애시큘러 페라이트를 포함해도 된다. 주상을 페라이트로 한 것은, 연성이 풍부한 페라이트를 주상으로 함으로써 연성을 향상시키기 위해서이다. 주상 페라이트상이 40％ 미만에서는 충분한 연성을 확보할 수 없고 실용에 적합하지 않으므로, 주상 페라이트의 체적 분율은 40％ 이상으로 한다.

제2상으로서, 잔류 오스테나이트를 포함함으로써, 고강도화와 가일층의 연성의 향상이 동시에 달성된다. 체적 분율이 8％ 미만에서는, 그 효과를 얻기 어려우므로, 그 하한을 8％ 미만으로 한다. 상한을 60％ 이하로 한 것은, 60％ 초과로 하면, 주상 페라이트상의 체적 분율이 40％ 미만으로 되어 충분한 연성을 확보할 수 없기 때문이다. 베이나이트 조직은, 잔류 오스테나이트의 안정화에 활용하므로 불가피적으로 함유한다. 가일층의 고강도화를 위해, 마르텐사이트를 함유해도 된다.

또한, 상기 마이크로 조직의 각 상, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트, 펄라이트 및 잔량부 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 면적률의 측정은, 나이탈 시약 및 일본 특허 출원 공개 제59-219473호 공보에 개시된 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식하여, 1000배의 광학 현미경 관찰 및 1000∼100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의해 정량화가 가능하다. 각 20시야 이상의 관찰을 행하고, 포인트 카운트법이나 화상 해석에 의해 각 조직의 면적률을 구할 수 있다.

이하에 본 발명에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

열간 압연 전의 슬래브는, 연속 주조 후에 통상의 열연을 실시한다.

예를 들어, 연속 주조 후 그대로, 또는, 재가열에 의해 1100℃ 이상으로 한다. 이 온도 미만에서는, 균질 처리가 불충분하며, 강도와 V 굽힘성의 저하를 일으킨다.

이어서, 마무리 온도를 850℃ 이상, 970℃ 이하로 하여 슬래브를 열간 압연한다. 마무리 온도가, 850℃ 미만에서는 (α＋γ) 2상 영역 압연으로 되고, 연성의 저하를 초래하기 때문이며, 970℃를 초과하면 오스테나이트 입경이 조대해져, 페라이트상 분율이 작아져, 연성이 저하되기 때문이다.

그 후 650℃ 이하의 온도 영역까지 평균으로 10℃/초 이상, 200℃/초 이하로 냉각한다. 그 후, 650℃ 이하의 온도 범위에서 권취한다. 이 냉각 속도 미만, 권취 온도 초과에서는, 굽힘성을 현저하게 열화시키는 펄라이트상이 생성된다. 평균 냉각 속도가 200℃/초를 초과하면 펄라이트 억제 효과는 포화되는 것, 또한, 냉각 종점 온도의 편차가 커져 안정된 재질을 확보하는 것이 어려워진다. 따라서, 200℃/초 이하로 한다.

산세 후에는 시험 제작재에 40％ 이상의 냉간 압연을 실시할 수 있다. 이것 미만에서는, 어닐링 중의 재결정이나 역변태가 억제되어, 연신율의 저하를 일으킨다.

어닐링 시의 최고 온도는 700℃ 이상, 900℃ 이하로 한다. 700℃ 미만에서는 어닐링 중의 페라이트상의 재결정이 지연되므로, 연신율의 저하를 일으킨다. 한편, 이것보다 고온에서는, 마르텐사이트 분율이 증가하고, 연신율의 열화를 일으킨다.

어닐링 공정의 균열 처리 후의 냉각에 있어서, 조직을 동결하고, 베이나이트 변태를 효율적으로 일으키기 위해서는, 냉각 속도는 빠른 쪽이 좋다. 단, 0.1℃/초 미만에서는 변태를 제어할 수 없다. 한편, 200℃/초를 초과해도, 그 효과는 포화되고, 또한 잔류 오스테나이트 생성에 가장 중요해지는 냉각 종점 온도의 온도 제어성을 현저하게 열화시킨다. 이로 인해 어닐링 후의 냉각 속도는, 평균으로 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 냉각 속도는, 평균으로, 1.2℃/초 이상, 14℃/초 이하인 것이 더욱 바람직하고, 1.8초 이상, 11℃/초 이하인 것이 특히 바람직하다.

냉각 종점 온도 및 그 후의 유지 또는 방냉은 베이나이트 생성을 제어하고, 잔류 오스테나이트의 C 농도를 결정하는 중요한 기술이다. 냉각 종점 온도를 350℃ 미만으로 하면 마르텐사이트가 다량으로 나와 버려, 강 강도를 과잉으로 높게 하고, 또한, 오스테나이트를 잔류시키는 것이 어려워지므로 연신율의 열화가 극히 커진다. 한편, 550℃를 초과하면 베이나이트 변태가 느려지고, 또한 유지 또는 방냉 중에 시멘타이트의 생성이 일어나고, 잔류 오스테나이트 중의 C의 농화가 저하된다. 따라서, 높은 C 농도를 가진 잔류 오스테나이트를 8％ 이상 생성시킬 수 있는 냉각 정지 온도, 및 유지 또는 방냉 온도는 350℃ 이상, 550℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

유지 또는 방냉 시간은 잔류 오스테나이트에의 C 농화의 점에서는 길수록 좋다. 1초 미만에서는, 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않고, C 농화가 불충분해진다. 한편, 1000초를 초과하면 오스테나이트상 중에 시멘타이트가 생성되고, 이에 의해, C의 농도 저하가 일어나기 쉬워진다. 따라서, 유지 또는 방냉 시간은 1초 이상, 1000초 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 유지 또는 방냉 시간은, 110∼800초인 것이 바람직하고, 150∼400초인 것이 더욱 바람직하다.

유지 시간[과시효(OA) 처리 시] 중의 반복 굽힘에 있어서의 롤 직경, 장력, 패스수의 최적 제어에 의해 오스테나이트상 중의 잔류 응력 제어 및 잔류 오스테나이트립의 어스팩트비 제어가 가능하지만, 과시효(OA) 처리 온도를 350℃로부터 550℃로 한 경우에 대해서는, 이하의 요건을 모두 만족할 필요가 있다. 롤 직경은 어느 일정한 변형을 부여하기 위해서는 작을수록 좋다. 단 50㎜ 이하에서는 롤 강성이 떨어져 안정된 변형을 부여할 수 없게 된다. 한편, 2000㎜를 초과하면 면 접촉 부분이 많아져, 국소적으로 큰 변형을 부여하는 것이 어려워진다. 따라서 롤 직경은 50㎜ 이상 2000㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 하한이 350㎜ 이상이다. 상한은, 바람직하게는 1000㎜ 이하이다.

또한, 장력은, 그 값을 판 단면적(판 두께×판 폭)으로 나눈 값인 길이 평균 응력에 의해 정리되고, 길이 방향의 어스팩트비를 결정하기 위해 중요한 값이지만, 과시효(OA) 온도 시를 350℃로부터 550℃로 한 경우의 강판의 강도(TS)의 50％를 초과하면 파단의 위험성이 높아진다. 350℃에서의 980㎫강의 강도는 100㎫ 정도이므로, 장력(길이 평균 응력)은 50㎫ 이하를 적당한 것으로 한다. 이 장력(길이 평균 응력)은, 45㎫ 이하인 것이 바람직하고, 40㎫ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, 강판의 통판(通板)성, 특히 사행(蛇行)을 고려하면 2㎫ 이상인 것이 바람직하고, 10㎫ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 패스수에 대해서는, 수가 많을수록 굽힘·되굽힘의 횟수가 증가하고, 잔류 응력 제어가 용이해지지만, 1패스에서는 그 효과가 작다. 따라서, 2패스 이상이 통상은 바람직하다. 이 굽힘 횟수는, 6패스 이하인 것이 바람직하고, 5패스 이하인 것이 더욱 바람직하다.

그 후, 용융 아연 도금층에 침지한다. 또한, 본 기술은, 침지 후, 합금화 처리를 실시하는 것도 가능하다. 이때, 470℃ 이상, 580℃의 범위에서 도금의 합금화 처리를 행한다. 이것보다 낮은 온도에서는 합금화가 불충분해지고, 이것을 초과하면 과합금으로 되어 내식성이 현저하게 열화된다.

실시예

이하, 실시예에 기초하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

표 1에 나타낸 성분 조성을 갖는 강을 제조하고, 냉각 응고 후 1200℃까지 재가열하고, 880℃에서 마무리 압연을 행하고, 냉각 후 550℃까지, 평균 냉각 속도 60℃/초 냉각 후, 표 2의 권취 온도에서 권취를 행하였다. 그 후, 이 열연판을 50％의 냉간 압연하였다. 그 후 연속 어닐링에 의해, 표 2에 나타낸 조건에서, 어닐링 처리를 행하였다.

실제 생산 라인에서의 과시효(OA) 처리 시의 반복 굽힘에 있어서의 롤 직경, 장력, 패스수의 효과를 상정하고, 어닐링 처리의 OA 시에 복수의 다른 국율, 장력, 횟수를 부여하고, 잔류 응력에 미치는 영향을 평가하였다.

그 후, 소정의 조건으로 제어한 아연 도금욕에 침지하고, 그 후 실온까지 냉각하였다. 도금욕 중의 유효 Al 농도는, 0.09∼0.17질량％의 범위로 하였다. 일부의 강판에 대해서는, 아연 도금욕에 침지 후, 각 조건에서 합금화 처리를 행하고, 실온까지 냉각하였다. 그때의 도포량으로서는, 양면 모두 약 35g/m2로 하였다. 마지막으로, 얻어진 강판에 대해 0.4％의 압하율로 스킨패스 압연을 행하였다. 어닐링·도금 처리 후에는, 항복점 연신을 억제하는 목적에서 1％의 스킨패스 압연을 행하였다.

상기 열처리 조건 및 도금 처리 조건을 표 2에 나타낸다.

인장 특성은, JIS5호 인장 시험편의 C 방향 인장에 의해 평가하였다. 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 평균 입경(평균 원 상당 직경)과 점유율의 측정은, 나이탈 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향과 직각인 단면을 부식하여 500배∼1000배의 광학 현미경 관찰에 의해 정량화하였다.

V 굽힘 특성은, JISZ2248에 의거한 시험을 행하고, 펀치 R 0.5㎜, 1㎜, 2㎜에 대해 실시하고, 육안 관찰에 의해 하기와 같이 판단하고, 「○」를 합격으로 하였다.

○:균열 없음

△:미세 균열 발생(복수의 크랙이 굽힘 외표면에 발생)

×:균열 발생

잔류 오스테나이트율 측정 방법은, 공시재판의 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면으로 행하고, 단색화한 MoKα선에 의한, 페라이트의 (200) 및 (211) 면적분 강도와 오스테나이트의 (200), (220) 및 (311) 면적분 강도로부터 잔류 오스테나이트를 정량하였다.

잔류 오스테나이트상의 잔류 응력(σR)의 측정 방법은, 공시재판의 표층으로부터 1/4 두께까지 화학 연마한 면으로 행하고, 고분해능 X선 회절 장치에 의해, 10점의 평균값으로부터 구하였다. 금회 실험에 사용한 고분해능 X선 회절 장치는 브루커·에이엑스에스사제 D8 DISCOVER Hybrid Super Speed Solution이다. 상기 장치로부터의 회절면 간격 분포로부터 구해지는 변형(εR)과, 강재의 영률(E)을 사용하여, 잔류 응력(σR)은, 이하의 수학식 2로부터 구해진다.

[수학식 2]

실험 No.”a”∼”o”는 본 발명예이며, 어느 특성도 합격으로 되어, 목표로 하는 특성의 강판이 얻어지고 있다. 한편, 성분 또는 제조 방법이 본 발명의 범위 밖인 실험 No.”p”∼”ag”는, 어느 하나의 특성이 불합격으로 되어 있다.

본 발명에 따르면, 연신율 및 V 굽힘성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제공된다. 상기 용융 아연 도금 강판은, 그 제조도 비교적 용이하고 안정적으로 실시할 수 있다. 이로 인해, 본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 특히, 최근의 경량화를 목표로 하는 자동차용의 강판으로서 최적으로 사용 가능하고, 산업상의 가치는 극히 크다.

Claims

질량％로,
C:0.10％ 이상, 0.4％ 이하,
Si:0.01％ 이상, 0.5％ 이하,
Mn:1.0％ 이상, 3.0％ 이하,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.1 이상, 3.0％ 이하,
N:0.01％ 이하,
Si＋Al≥0.5％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강판이며,
또한 상기 강판이, 체적 분율로 주상으로서 페라이트를 40％ 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 8％ 이상∼60％ 이하 함유하고, 잔량부 조직이 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 중 어느 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 고강도 용융 아연 도금 강판이며,
상기 오스테나이트 중, 평균 잔류 응력 σR이 수학식 1을 만족하는 범위에 있는 오스테나이트립이 50％ 이상이며,
[수학식 1]

상기 강판 표면에, Fe를 7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 용융 아연 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 상기 오스테나이트의 평균 입경이 10㎛ 이하, 오스테나이트 중의 평균 C 농도가 질량％로 0.7％ 이상, 1.5％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 오스테나이트립의 압연 방향에 대한 평균 어스팩트비가 0.5 이상, 0.95 이하인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,
Mo:0.02％ 이상, 0.5％ 이하,
Nb:0.01％ 이상, 0.10％ 이하,
Ti:0.01％ 이상, 0.20％ 이하,
V:0.005％ 이상, 0.10％ 이하,
Cr:0.1％ 이상, 2.0％ 이하,
Ca:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,
Mg:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,
REM:0.0005％ 이상, 0.05％ 이하,
Cu:0.04％ 이상, 2.0％ 이하,
Ni:0.02％ 이상, 1.0％ 이하,
B:0.0003％ 이상, 0.007％ 이하
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판.
질량％로,
C:0.10％ 이상, 0.4％ 이하,
Si:0.01％ 이상, 0.5％ 이하,
Mn:1.0％ 이상, 3.0％ 이하,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:0.1 이상, 3.0％ 이하,
N:0.01％ 이하,
Si＋Al≥0.5％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재에,
열연 슬래브 온도가 1100℃ 이상, 마무리 온도가 850∼970℃에서 열간 압연 처리를 실시하고,
상기 열간 압연 후의 강판을, 650℃ 이하의 온도 영역까지 평균으로 10∼200℃/초로 냉각하고, 650℃ 이하의 온도 범위에서 권취하고,
상기 강판에 압하율 40％ 이상에서 냉간 압연을 실시하고,
어닐링 시의 최고 온도가 700∼900℃에서 어닐링하고, 평균으로 0.1∼200℃/초의 냉각 속도로 350℃∼550℃의 온도 영역 내로 냉각하고, 그 후, 상기 온도 영역 내에서 1초 이상, 1000초 이하 유지하고,
상기 온도 영역 내에서 유지 후의 강판을, 용융 아연 도금욕에 침지하고, 상기 도금 처리 후, 470∼580℃의 온도 범위에서 합금화 처리를 실시하고, 또한
상기 강판을 350℃∼550℃의 온도 영역 내에서 유지할 때에, 롤 직경이 50∼2000㎜인 롤을 사용하여 강판을 반복 절곡함으로써, 상기 강판에 변형을 부여하고, 또한,
상기 반복 절곡 시에 상기 강판에 인가되는 길이 방향의 평균 응력이 2∼50㎫인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 반복 절곡 시의 패스수가 2∼6패스인 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.