KR20140050750A

KR20140050750A - 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140050750A
Application number: KR1020147008001A
Authority: KR
Inventors: 히로유키 가와타; 나오키 마루야마; 아키노부 무라사토; 아키노부 미나미; 다케시 야스이; 다쿠야 구와야마; 히로유키 반; 가오루 히라마츠
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-04-29
Also published as: RU2566695C1; EP2762585B1; BR112014007545B1; ZA201402355B; CA2850332A1; JPWO2013047739A1; CN103874776B; MX357963B; ES2737678T3; JP5354135B2; TW201332673A; WO2013047739A1; US9708679B2; MX2014003717A; US20140287263A1; CN103874776A; KR101594268B1; PL2762585T3; CA2850332C; TWI513524B

Abstract

본 발명은 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 높은 연성이 얻어지고, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 등을 제공한다. 적정 범위의 성분 조성으로 된 강판의 표면에 도금층을 갖는 판 두께 0.6 내지 5.0㎜의 고강도 용융 아연 도금 강판이며, 강판 조직이, 체적 분율로 40 내지 90％인 페라이트상 및 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 포함하고, 잔류 오스테나이트상은 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛이고, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 0.01 내지 10.0㎛, 상기 강판 표층부에 포함되는 산화물의 평균 입자 직경이 30 내지 120㎚이고 평균 밀도가 1.0×10¹²개/㎡ 이상이고, 또한 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 가공 경화 계수(n값)가 평균으로 0.080 이상이다.

Description

기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET WITH EXCELLENT MECHANICAL CUTTING CHARACTERISTICS, HIGH-STRENGTH ALLOYED HOT- DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING SAID SHEETS}

본 발명은 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 등에 사용되는 강판에 대한 고강도화의 요구가 높아져 오고 있고, 특히, 충돌 안전성 등의 향상을 목적으로 하여, 인장 최대 응력이 900㎫ 이상인 고강도 강판도 사용되도록 되어 오고 있다.

일반적으로, 강판의 성형성은 고강도화에 수반하여 열화되므로, 고강도화되어도 성형성이 열화되지 않는, 즉, 성형성이 양호한 고강도 강판의 개발이 진행되고 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에 기재된 강판에 있어서는, 강판 조직을 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 조직으로 하여, 고강도이면서 높은 연신율을 확보하고 있다. 또한, 특허문헌 2에 기재된, 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 베이나이트 조직을 포함하는 강판은 잔류 오스테나이트의 변태 야기 소성을 이용함으로써, 가일층의 고연성이 얻어지고 있다. 또한, 이들 특허문헌 1, 2에 기재된 바와 같은 강판은 충돌 에너지 흡수능도 우수하므로, 자동차용 구조 부재로서 많은 부재에 사용되고 있다.

한편, 종래의 고강도 강판에 있어서는, 상술한 성형상의 과제 외에, 강판의 고강도화에 수반하여, 이들 강판을 가공하는 장치의 열화가 문제로 되어 있다. 예를 들어, 시어 절단이나 블랭킹 가공에 있어서는, 고강도 강판에 가공을 실시하므로, 시어 날이나 블랭킹 공구의 마모나 날 빠짐 등의 문제가 현재화되고, 공구 수명의 저하가 문제로 되어 있다. 또한, 이들 가공을 행할 때에는, 절단이나 블랭킹 하중도 크기 때문에, 장치의 능력 향상도 필수가 된다.

기계 절단이나 블랭킹 시의 절단 과정은 강판의 소성 변형의 과정, 시어나 펀치와 강판의 접촉 위치, 다이와 강판의 접촉 위치에서의 균열 형성 과정, 또한 이들 균열이 전파-연결되는 과정의, 3개의 과정으로 나눌 수 있다. 상술한 바와 같은 소성 변형의 과정이나 균열 전파 과정은 실온이나 통상의 가공(변형) 속도에서의 연성 파괴로 분류되므로, 강판 강도의 증가와 함께, 균열 전파에 필요로 하는 에너지도 증대된다. 이 결과, 고강도화에 수반하는 절단 하중의 증가는 피할 수 없는 것으로 되어 있다.

상술한 바와 같은 기계 가공 시의 절단성이나 피삭성을 개선한 강판으로서, 예를 들어 특허문헌 3, 4에 기재된 강판이 알려져 있다. 특허문헌 3, 4에 기재된 강판은 강 중에, Pb, S, Al을 소정량 첨가하여, MnS계의 황화물이나 Al₂O₃를 분산시킴으로써, 절삭 가공 시의 피삭성을 향상시킨 것이다. 특허문헌 3, 4에 따르면, 강 중에 MnS이나 Al₂O₃ 등의 변형능이 부족한 개재물을 분산시켜, 절삭 가공 시에 이들 개재물을 파괴시킴으로써, 피삭성을 향상시키고 있다. 그러나, 특허문헌 3, 4의 강판은 강 중의 전체에 걸쳐서 다량의 개재물(MnS계의 황화물, Al₂O₃)을 포함하므로, 프레스 성형이나 구멍 확장 가공으로 대표되는 자동차용 강판으로서 필요 불가결한 성형성이 떨어지므로, 프레스 성형을 행하는 부재로의 적용이 어렵다는 문제가 있었다. 또한, Pb의 첨가는 환경 문제의 관점에서도 바람직하지 않다는 문제가 있었다.

이에 대해, 특허문헌 5에 있어서는, 강판의 표층에만 산화물을 분산시킨 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 5에 기재된 기술에 따르면, 강판 중에 Si나 Al을 첨가함과 함께, 열간 압연 시에 고온 권취를 행하거나, 혹은 열연 강판에 부가적인 처리를 실시함으로써, 강판 표층에 Si나 Mn의 산화물을 형성시켜, 기계 절단이나 블랭킹 가공 등의 가공성을 향상시킨다는 것이다.

그러나, 특허문헌 5에 기재된 바와 같은 일련의 반응에 있어서는, 열연 단계에서 부가적인 열처리를 행함으로써, 균열 형성을 촉진하는 산화물을 분산시키므로, 냉간 압연과 같은 큰 소성 변형을 행하는 공정에 있어서도 균열 형성을 촉진하여, 판 파단을 유발하기 쉬워질 우려가 있다. 또한, 기계 가공성의 향상이 가능해지는 다량의 산화물을 형성시키면, 보다 강 가공을 수반하는 냉연 가공 시에, 산화물을 기점으로 균열이 형성되거나, 혹은 압연 시에 산화물이 박리되어 강판과 롤 사이에 물려 들어감으로써, 강판 표면의 손상의 원인이 된다고 하는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 5에 있어서는, 절단 시의 기계 절단 특성 향상을 의도한 구성으로는 되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 6에서는 질량％로, C:0.07 내지 0.25％, Si:0.3 내지 2.50％, Mn:1.5 내지 3.0％, Ti:0.005 내지 0.07％, B:0.0001 내지 0.01％, P:0.001 내지 0.03％, S:0.0001 내지 0.01％, Al:0.60％ 이하, N:0.0005 내지 0.0100％, O:0.0005 내지 0.007％를 함유하는 강 성분을 갖고, 강판 조직이 주로 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 강판의 표층에 있어서, 강판의 표층 4㎛ 이하의 결정립계, 혹은 결정립 내의 어느 한쪽, 혹은 양쪽에 Si를 함유하는 산화물을 2×10⁶(개/㎟) 이상의 분포로 함유하는 고강도 냉연 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 6에 기재된 고강도 냉연 강판에 따르면, 인장 최대 강도 900㎫ 이상을 확보함과 함께, 기계 절단 특성이 우수하다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 6에 기재된 고강도 냉연 강판에서는, 연성이 불충분해, 복잡한 형상의 부재를 성형하는 것은 곤란하다는 문제가 있다.

일본 특허 출원 공개 소57-143435호 공보 일본 특허 출원 공개 평01-230715호 공보 일본 특허 출원 공개 소59-205453호 공보 일본 특허 출원 공개 소62-23970호 공보 일본 특허 출원 공개 제3870891호 공보 일본 특허 출원 공개 2011-111673호 공보

본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 높은 연성이 얻어지고, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 문제를 해결하기 위해 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 강 성분, 압연 조건 및 압연 후의 어닐링 조건 등을 적정화함으로써, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 비율을 소정 이상으로 제어하면서, 상기 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 탄소량이나 평균 입자 직경, 입자간 평균 거리를 소정 범위로 제한하고, 또한 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 입경 및 평균 밀도를 소정 범위로 제한할 수 있는 것을 발견하였다. 이와 같이, 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서, 강판 조직 중의 잔류 오스테나이트상을 적정화함으로써, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지는 것을 발견함과 함께, 또한 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께나 산화물의 사이즈 등을 적정화함으로써, 도금층의 밀착성이 높아지는 것을 발견하여, 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％로, C:0.075 내지 0.400％, Si:0.01 내지 2.00％, Mn:0.80 내지 3.50％, P:0.0001 내지 0.100％, S:0.0001 내지 0.0100％, Al:0.001 내지 2.00％, N:0.0001 내지 0.0100％, O:0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판의 표면에 도금층을 갖는 판 두께 0.6 내지 5.0㎜의 고강도 용융 아연 도금 강판이며, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 강판 조직이, 적어도 체적 분율로 40 내지 90％의 페라이트상 및 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트상은 상 중에 있어서의 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％이고, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하임과 함께, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛이고, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 0.01 내지 10.0㎛이고, 상기 강판 표층부에 포함되는 산화물의 평균 입자 직경이 30 내지 120㎚임과 함께, 그 평균 밀도가 1.0×10₁₂개/㎡ 이상이고, 또한 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 가공 경화 계수(n값)가 평균으로 0.080 이상인 것을 특징으로 하는 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 질량％로, Ti:0.001 내지 0.150％, Nb:0.001 내지 0.100％, V:0.001 내지 0.300％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1]에 기재된 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3] 질량％로, Cr:0.01 내지 2.00％, Ni:0.01 내지 2.00％, Cu:0.01 내지 2.00％, Mo:0.01 내지 2.00％, B:0.0001 내지 0.0100％, W:0.01 내지 2.00％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[4] 질량％로, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 도금층이 합금화되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 기계 절단 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.

[6] 질량％로, C:0.075 내지 0.400％, Si:0.01 내지 2.00％, Mn:0.80 내지 3.50％, P:0.0001 내지 0.100％, S:0.0001 내지 0.0100％, Al:0.001 내지 2.00％, N:0.0001 내지 0.0100％, O:0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물의 화학 성분을 갖는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후에 1180℃ 이상으로 가열하고, 850 내지 950℃를 압연 완료 온도로 하는 열간 압연을 실시한 후에, 500 내지 650℃까지 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 급냉한 후, 코일로 권취하여, 400℃까지 1.0시간 이상 걸려서 서냉하는 열연 공정과, 상기 열연 공정에 이어서 산세한 후, 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하는 냉간 압연을 행하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정 후의 강판을, 600 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도를 20℃/s 이하로 하여, 750℃ 이상까지 가열하고, 계속해서, 750 내지 650℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0 내지 15.0℃/s로 하여 냉각하고, 650℃로부터의 평균 냉각 속도를 3.0℃/s 이상으로 하여 냉각하고, 300 내지 470℃의 온도 영역에 있어서 20 내지 1000초 정류시키면서, 상기 온도 영역에 있어서 5 내지 100㎫의 장력을 가하면서, 굽힘 반경을 800㎜ 이하로 하는 굽힘 가공을 1회 이상 실시하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후, 도금욕 온도:450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도:430 내지 490℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al량:0.01 내지 0.18질량％의 조건으로 강판을 아연 도금욕에 침지함으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금층을 형성하는 도금 공정과, 상기 도금 공정 후에, 150℃ 이하까지 평균 냉각 속도 0.5℃/s 이상으로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 어닐링 공정은 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요로 하는 공기의 체적의 비인 공기비:0.7 내지 1.2로 된 조건의 예열대에 있어서, 400 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판시킴으로써 강판 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, 수증기(H₂O)와 수소(H₂)의 분압비 P(H₂O)/P(H₂):0.0001 내지 2.0으로 된 환원대에 있어서 750℃ 이상까지 가열함으로써, 상기 예열대에 있어서 생성시킨 상기 산화물을 환원한 후에 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

[7] 상기 [6]에 기재된 방법으로 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 도금 공정까지를 행한 후, 또한, 상기 도금 공정에서 형성된 도금층에 470 내지 620℃의 온도에서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 기계 절단 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

또한, 본 발명에 있어서 규정하는 가공 경화 계수(n값)라 함은, 드로잉 가공성(연성)의 목표가 되는 특성값이고, 항복점 이상의 소성 영역에 있어서의 응력 σ와 변형 ε의 관계를 근사시켰을 때의 지수 n의 것을 말한다. 이때의 근사식으로서는, 재료에도 의하지만, 예를 들어 가장 단순한 σ＝Cεⁿ의 n승 경화측 외에, 철강 재료에 최적인 Swift의 식 등을 사용할 수 있다. 이 n값이 클수록, 국부 수축 발생까지의 연신이 크기 때문에 연성이 향상되는 한편, n값이 작은 쪽이 기계 절단 특성은 향상된다고 하는 특성이 있다.

본 발명의 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 따르면, 상기와 같이 강 성분, 강판 조직, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께 및 산화물의 사이즈 등을 적정 범위로 규정한 구성을 채용하고 있다. 즉, 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트상이 소정 이상 포함됨으로써 가공 경화능이 높아져, 강판의 강도 및 연성을 향상시킬 수 있는 한편, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량을 제한함과 함께 평균 입자 직경을 억제하여 밀도를 높임으로써, 강판을 가공할 때의 기계 절단 특성(블랭킹 가공성)이 향상된다. 또한, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께 및 산화물의 평균 입자 직경 및 평균 밀도를 제한함으로써, 도금층의 밀착성이 향상된다. 따라서, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 실현할 수 있다.

또한, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 따르면, 강 성분을 적정 범위로 하여, 열간 압연 및 냉간 압연 및 압연 후의 어닐링 조건을 소정 범위로 제한하는 방법을 채용하고 있다. 이에 의해, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 비율을 소정 이상으로 제어함과 함께, 상기 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 탄소량을 제한하면서, 평균 입자 직경이나 입자간 평균 거리를 소정 범위로 제한할 수 있으므로, 강판의 강도 및 연성 및 기계 절단 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 입자 직경 및 평균 밀도를 소정 범위로 제한할 수 있으므로, 도금층의 밀착성을 향상시키는 것이 가능해진다. 따라서, 상술한 바와 같은, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

따라서, 본 발명의 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법을, 특히 자동차 분야에 적용함으로써, 차체의 강도 증강에 수반하는 안전성의 향상이나, 부재 가공 시의 가공성의 향상 등의 장점을 충분히 향수할 수 있어, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

이하, 본 발명의 실시 형태인 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 본 실시 형태는 본 발명의 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법의 취지를 보다 양호하게 이해시키기 위해 상세하게 설명하는 것이므로, 특별히 지정이 없는 한 본 발명을 한정하는 것은 아니다. 또한, 이하의 설명에 있어서는, 특별히 지정이 없는 한, 「％」는 「질량％」를 나타낸다.

[고강도 용융 아연 도금 강판]

본 실시 형태의 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판(이하, 간단히 고강도 용융 아연 도금 강판이라고 약칭하는 경우가 있음)은 질량％로, C:0.075 내지 0.400％, Si:0.01 내지 2.00％, Mn:0.80 내지 3.50％, P:0.0001 내지 0.100％, S:0.0001 내지 0.0100％, Al:0.001 내지 2.00％, N:0.0001 내지 0.0100％, O:0.0001 내지 0.0100％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판의 표면에 도금층을 갖고 이루어진다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은 판 두께 0.6 내지 5.0㎜이다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 강판 조직이, 적어도 체적 분율로 40 내지 90％의 페라이트상 및 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 포함하고, 이 잔류 오스테나이트상은 상 중에 있어서의 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％이고, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하임과 함께, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛로 되어 있다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 0.01 내지 10.0㎛이고, 강판 표층부에 포함되는 산화물의 평균 입자 직경이 30 내지 120㎚임과 함께, 그 평균 밀도가 1.0×10¹²개/㎡ 이상으로 되어 있다. 그리고, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 가공 경화 계수(n값)가 평균으로 0.080 이상으로 되어 있다.

여기서, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위라 함은, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 3/8 두께의 범위를 말한다. 또한, 이 범위의 조직에 주목하고 있는 것은, 이 범위의 조직은 강판 표층부의 탈탄층을 제외한 강판 전체의 조직을 대표하는 것이라고 생각해도 되기 때문이다. 즉, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서 상기와 같은 강판 조직이면, 강판 표층부의 탈탄층을 제외한 강판 전체가 상기와 같은 조직이라고 판단할 수 있기 때문이다.

본 발명자들은 인장 최대 강도가 900㎫ 이상인 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서, 우수한 연성을 확보하면서, 높은 기계 절단 특성을 실현하기 위해 예의 연구를 거듭하였다. 이 결과, 우선, 강 성분을 적정 범위로 제한함과 함께, 압연 조건 및 압연 후의 어닐링 조건을 후술하는 적정 범위로 함으로써, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 비율을 소정 이상으로 제어하고, 또한 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 탄소량을 제한하면서, 평균 입자 직경이나 입자간 평균 거리를 소정 범위로 제한할 수 있는 것을 발견하였다. 이에 의해, 고강도 용융 아연 도금 강판의 연성과 기계 절단 특성의 양쪽을 향상시키는 것이 가능해지는 것을 밝혀냈다.

『강판 판 두께』

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 판 두께는 0.6 내지 5.0㎜이다. 판 두께가 0.6㎜ 미만에서는 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해, 적당하지 않다. 따라서, 판 두께는 0.6㎜ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 5.0㎜를 초과하면 굽힘 가공에 수반하는 변형이 생기지 않아, 베이나이트의 미세 분산화가 곤란해지고, 소정의 강판 조직을 생성하는 것이 곤란해진다. 따라서, 판 두께는 5.00㎜ 이하인 것이 바람직하다.

『강판 조직』

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 강판 조직은 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 강판 조직이, 적어도 체적 분율로 40 내지 90％인 페라이트상 및 3％ 이상인 잔류 오스테나이트상을 포함한다. 또한, 잔류 오스테나이트상은 상 중에 있어서의 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％이고, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하임과 함께, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛이다.

「잔류 오스테나이트상」

잔류 오스테나이트상은 가공 경화능을 높여, 강도 및 연성을 향상시키는 조직이고, 본 발명에 있어서는, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율은 3％ 이상으로 한다. 또한, 연성을 더 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율을 5％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 7％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 30％를 초과하는 잔류 오스테나이트상을 얻기 위해서는, C나 Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있어, 용접성이 현저하게 열화되어 버린다. 따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상의 체적 분율을 30％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 용접성의 관점에서, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율은 25％ 이하인 것이 바람직하고, 20％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 강판의 판면에 평행하고 또한 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4의 면을 관찰면으로 하여 X선 해석을 행하여, 면적 분율을 산출하고, 그것을 갖고 1/8 두께 내지 3/8 두께에 있어서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이라고 간주할 수 있다. 또한, 관찰면은 강판의 판면에 평행하면, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 임의의 위치에 설정해도 상관없다.

잔류 오스테나이트상에 의한 기계 절단 특성의 열화를 억제하기 위해서는, 가공에 의해 변태한 후의 마르텐사이트의 강도를 억제함과 함께, 잔류 오스테나이트상의 고용 탄소량을 제한하여 경도의 가공에 의해 용이하게 변태되도록 하고, 또한 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경을 억제하여 밀도를 높임으로써, 기계 절단에 대해 용이하게 파단하는 강판이 된다.

또한, 잔류 오스테나이트상에 고용하는 원소량은 잔류 오스테나이트상의 안정성을 결정하여, 잔류 오스테나이트상이 경질의 마르텐사이트로 변태되기 위해 필요한 변형량을 변화시킨다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트상의 고용 원소량을 제어함으로써 가공 경화 거동을 제어하여, 형상 동결성, 연성 및 인장 강도를 크게 향상시키는 것이 가능하다.

잔류 오스테나이트상 중에 있어서의 고용 탄소량은 1.00％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 1.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트상이 과도하게 안정된다. 이와 같은 강판을 절단하면, 주변의 페라이트 조직의 연성이 현저하게 열화된 후에 마르텐사이트로 변태되어, 페라이트와 마르텐사이트의 계면이 용이하게 박리되므로 바람직하지 않다. 또한, 잔류 오스테나이트상을 마르텐사이트로 효율적으로 변태시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량은 0.96％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 0.70％를 하회하면, 어닐링 공정 후에 실온까지 냉각하는 과정에서 마르텐사이트 변태가 개시되어, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율을 확보할 수 없으므로, 고용 탄소량은 0.70％ 이상으로 한다. 또한, 충분한 양의 잔류 오스테나이트상을 얻기 위해서는, 고용 탄소량은 0.75％ 이상인 것이 바람직하고, 0.80％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량(Cγ)은 잔류 오스테나이트상의 면적 분율의 측정과 동일한 조건으로 X선 회절 시험을 행하여, 잔류 오스테나이트상의 격자 형상수 a를 구하고, 하기 식 1을 사용하여 구할 수 있다. 식 1은 문헌 「Scripta Metallurgicaet Materialia, vol.24, 1990, p509-514」에 개시된 것이다.

[식 1]

또한, 고용 탄소량의 측정 방법은 상기의 방법으로 제한하지 않는다. 예를 들어, EMA법이나 삼차원 아톰 프로브(3D-AP)를 사용한 직접 관찰을 행하여, 각종 원소의 농도를 측정해도 된다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트상은 상 중에 있어서의 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％이고, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하임과 함께, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛이다.

잔류 오스테나이트상의 결정립 직경이 조대하면, 오스테나이트를 기점으로 한 깨짐이 발생한다. 이로 인해, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경을 2.0㎛ 이하로 규정한다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경은 1.5㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.2㎛ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경의 하한은 특별히 정하지 않지만, 거대 변형을 추가하는 압연기나 급속 가열 장치 등의 특수한 설비가 필요해져, 비용이 대폭으로 상승하므로, 0.1㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트상의 결정립 사이의 거리가 과도하게 이격되어 있으면, 오스테나이트 입자간에 조대한 깨짐이 발생하여, 절단성이 열화되므로, 절단성의 향상에는 오스테나이트 입자간 거리를 작게 하여, 미소한 깨짐을 다수 발생시킬 필요가 있다. 이로 인해, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리를 5.0㎛ 이하로 규정한다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리는 3.5㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 2.5㎛ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 잔류 오스테나이트상의 결정립 사이의 거리가 과도하게 좁아지면, 하나의 오스테나이트 입자 또한 오스테나이트 입자가 변태되어 생성한 마르텐사이트에 의해 발생한 균열이, 인접하는 오스테나이트 입자 또는 오스테나이트 입자가 변태되어 생성한 마르텐사이트로 용이하게 전파되므로, 복수의 오스테나이트 입자가 모여 사실상 하나의 오스테나이트 입자로서 작용하게 된다. 개개의 오스테나이트가 개별로 활동하기 위해서는, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리를 0.1㎛ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리는 0.3㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.5㎛ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트상의 결정립은 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면이며, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여, EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 행함으로써 평가할 수 있다. 예를 들어, 측정 스텝을 0.1㎛로 하고, 철 FCC의 회절 패턴을 나타내는 점이 10점 이상 집합하고, 또한 서로의 결정 방위차가 10° 미만인 영역을 잔류 오스테나이트의 결정립으로 한다. 그리고, 입자간의 평균 거리에 대해서는, {입자간의 평균 거리 L＝([관찰 면적]/[결정립의 개수])^1/2}로 하고, 10000㎛² 이상의 범위에 있어서 측정하거나, 혹은 150개 이상의 잔류 오스테나이트 결정립을 포함하는 범위에 있어서 측정할 수 있다. 또한, 평균 입자 직경에 대해서는, 랜덤으로 선택한 30 내지 300개의 잔류 오스테나이트 결정립에 있어서 각 결정립의 면적을 구하여, 원 상당 직경으로서 입경을 얻음으로써 측정할 수 있다.

「마이크로 조직」

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 강판 조직은 상술한 잔류 오스테나이트상 외에, 체적 분율로, 페라이트상:40 내지 90％, 베이니틱페라이트상 및/또는 베이나이트상:50％ 이하, 템퍼링 마르텐사이트상:50％ 이하, 프레시마르텐사이트상:15％ 이하를 갖는 것이 바람직하다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 이와 같은 강판 조직을 가짐으로써, 보다 우수한 성형성을 갖는 강판이 된다.

(페라이트상)

페라이트상은 연성의 향상에 유효한 조직이고, 강판 조직 중에 있어서 체적 분율로 40 내지 90％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 강판 조직 중의 페라이트상의 체적 분율이 40％ 미만인 경우, 충분한 연성을 얻지 못할 우려가 있다. 또한, 강판 조직 중에 포함되는 페라이트상의 체적 분율은 연성의 관점에서 45％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 50％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 페라이트상은 연질의 조직이므로, 체적 분율이 90％를 초과하면 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직 중에 포함되는 페라이트상의 체적 분율을 85％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 75％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(베이니틱페라이트상 및/또는 베이나이트상)

베이니틱페라이트상 및/또는 베이나이트상은 강도와 연성의 밸런스가 우수한 조직이고, 강판 조직 중에 체적 분율로 10 내지 50％ 포함되어 있는 것이 바람직하다. 또한, 베이니틱페라이트상 및/또는 베이나이트상은 연질의 페라이트상과 경질의 마르텐사이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이고, 신장 플랜지성의 관점에서 15％ 이상 포함되는 것이 보다 바람직하고, 20％ 이상 포함되는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 베이니틱페라이트상 및/또는 베이나이트상의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 열화되므로 바람직하지 않다.

(템퍼링 마르텐사이트상)

템퍼링 마르텐사이트상은 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이고, 강판 조직에 체적 분율로 50％ 이하 포함되어 있어도 된다. 인장 강도의 관점에서, 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율은 10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판 조직에 포함되는 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50％를 초과하면, 항복 응력이 과도하게 높아져, 형상 동결성이 열화되므로 바람직하지 않다.

(프레시마르텐사이트상)

프레시마르텐사이트상은 인장 강도를 크게 향상시키는 효과가 있지만, 한편으로 파괴의 기점이 되어 신장 플랜지성을 크게 열화시키므로, 강판 조직 중에 있어서의 체적 분율로 15％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 신장 플랜지성을 높이기 위해서는, 강판 조직 중에 있어서의 프레시마르텐사이트상의 체적 분율을 10％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 5％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

(그 밖의 마이크로 조직)

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에는 펄라이트상 및/또는 조대한 시멘타이트상 등, 상기 이외의 조직이 더 포함되어 있어도 된다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트상 및/또는 조대한 시멘타이트상이 많아지면, 연성이 열화된다는 문제가 발생한다. 이것으로부터, 강판 조직 중에 포함되는 펄라이트상 및/또는 조대한 시멘타이트상의 체적 분율은 합계로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 5％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

「강판 조직의 측정 방법」

본 발명의 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 강판 조직에 포함되는 페라이트상, 베이니틱페라이트상, 베이나이트상, 템퍼링 마르텐사이트상 및 프레시마르텐사이트상의 체적 분율의 측정에 있어서는, 우선, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취한다. 그리고, 이 시료의 관찰면을 연마, 나이탈 에칭하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경으로 관찰하여 면적 분율을 측정하고, 그것을 갖고 체적 분율이라고 간주할 수 있다.

『화학 성분 조성』

다음에, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 화학 성분(조성)에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서는, 특별히 지정이 없는 한, 「％」는 「질량％」를 나타낸다.

「C:0.075 내지 0.400％」

C는 고강도 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.400％를 초과하면 용접성이 불충분해지므로, 0.400％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 용접성의 관점에서는, C의 함유량은 0.250％ 이하인 것이 바람직하고, 0.220％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.075％ 미만이면 강도가 저하되어, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 이 관점에서, 강판의 강도를 보다 한층 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.085％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.100％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Si:0.01 내지 2.00％」

Si는 강판에 있어서의 철계 탄화물의 생성을 억제하여, 강도와 성형성을 높이는 원소이다. 그러나, Si의 함유량이 2.00％를 초과하면, 강판이 취화되고 연성이 열화되어, 냉간 압연이 곤란해진다. 연성의 관점에서, Si의 함유량은 1.80％ 이하인 것이 바람직하고, 1.50％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.01％ 미만에서는, 탈탄층 중에 충분히 산화물을 분산시키는 것이 곤란해진다. 그 관점에서는, Si의 하한값은 0.20％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.50％ 이상이 더욱 바람직하다.

「Mn:0.80 내지 3.50％」

Mn은 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생하여, 취화가 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 트러블이 생기기 쉽다. 또한, Mn의 함유량이 3.50％를 초과하면, 용접성도 열화된다. 따라서 Mn의 함유량은 3.50％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 용접성의 관점에서는, Mn의 함유량은 3.00％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 2.70％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.80％ 미만이면 어닐링 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되므로, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워지므로, Mn의 함유량은 0.80％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 강도를 보다 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 1.00％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 1.30％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「P:0.0001 내지 0.100％」

P은 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.100％를 초과하면, 용접부가 대폭으로 취화되므로, P의 함유량의 상한은 0.100％로 한다. 또한, 용접부의 취화를 피하는 관점에서는, P의 함유량의 상한은 0.030％로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, P의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한으로 한다. 또한, 제조 비용을 보다 저감시키는 관점에서의 P의 함유량은 0.0010％ 이상인 것이 바람직하다.

「S:0.0001 내지 0.0100％」

S는 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이것으로부터, S의 함유량의 상한값을 0.0100％ 이하로 한다. 또한 S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여, 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0030％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, S의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한값으로 한다. 또한, 제조 비용을 보다 저감시키는 관점에서의 S의 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Al:0.001％ 내지 2.00％」

Al은 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 강도 및 성형성을 높인다. 그러나, Al의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 악화되므로, Al의 함유량의 상한을 2.00％로 한다. 또한, 이 관점에서, Al의 함유량은 1.50％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불가피 불순물이고, 그 함유량을 0.001％ 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반하므로 Al의 함유량은 0.001％로 한다. 또한, Al은 탈산재로서도 유효한 원소이지만, 탈산의 효과를, 보다 충분히 얻기 위해서는, Al량은 0.010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

「N:0.0001 내지 0.0100％」

N은 조대한 질화물을 형성하여, 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 그 경향이 현저해지므로, N의 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 또한, 이 관점에서, N의 함유량은 0.0070％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0050％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, N은 용접 시의 블로홀 발생의 원인이 되므로, 그 함유량이 적은 쪽이 좋다. N의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0001％ 이상으로 한다. 또한, 제조 비용을 보다 저감시키는 관점에서의 N의 함유량은 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「O:0.0001 내지 0.0100％」

O는 산화물을 형성하여, 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 신장 플랜지성의 열화가 현저해지므로, O의 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. 또한, O의 함유량은 0.0070％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0050％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, O의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001％를 하한으로 한다. 또한, 제조 비용을 보다 저감시키는 관점에서의 O의 함유량은 0.0003％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 또한, 필요에 따라서 이하에 나타내는 원소를 포함하는 구성을 채용해도 된다.

「Cr:0.01 내지 2.00％」

Cr은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가해도 된다. Cr의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Cr의 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

「Ni:0.01 내지 2.00％」

Ni은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가해도 된다. Ni의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, Ni의 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

「Cu:0.01 내지 2.00％」

Cu는 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강도를 높이는 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00％를 초과하면, 용접성이 손상되므로, 그 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

「Ti:0.001 내지 0.150％」

Ti은 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, Ti의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 성형성의 관점에서, Ti의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.070％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 강판의 고강도화에는 Ti의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「Nb:0.001 내지 0.100％」

Nb는 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb의 함유량이 0.150％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, Nb의 함유량은 0.150％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 성형성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.100％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.060％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하고, 0.005％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 강판의 고강도화에는, Nb의 함유량은 0.010％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015％ 이상인 것이 더욱 바람직하다.

「V:0.001 내지 0.300％」

V은 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그러나, V의 함유량이 0.300％를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 그 함유량이 0.300％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, V의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, V에 의한 강도 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.

「Mo:0.01 내지 2.00％」

Mo은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가해도 된다. Mo의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Mo의 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하고, 1.00％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo에 의한 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

「W:0.01 내지 2.00％」

W은 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가해도 된다. W의 함유량이 2.00％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, W의 함유량은 2.00％ 이하인 것이 바람직하고, 1.00％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, W의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, W에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다.

「B:0.0001 내지 0.0100％」

B는 고온에서의 상변태를 억제하여, 고강도화에 유효한 원소이고, C 및/또는 Mn의 일부에 대신하여 첨가해도 된다. B의 함유량이 0.0100％를 초과하면, 열간에서의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, B의 함유량은 0.0100％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 생산성의 관점에서, B의 함유량은 0.0050％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0030％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, B의 함유량의 하한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, B에 의한 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판을 더욱 고강도화하기 위해서는, B의 함유량이 0.0003％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

「Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％」

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 그 밖의 원소로서, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.5000％, 보다 바람직하게는 0.0001 내지 0.0100％ 첨가되어 있어도 된다. 이들 원소의 첨가 이유는 이하와 같다.

Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM은 성형성의 개선에 유효한 원소이고, 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.5000％를 초과하면, 오히려 연성을 손상시킬 우려가 있으므로, 각 원소의 함유량의 합계가 0.5000％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0100％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 강판의 성형성을 개선하는 효과를 충분히 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다. 성형성의 관점에서는, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, REM이라 함은, Rare Earth Metal의 약자이고, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 발명에 있어서, REM이나 Ce은 미슈 메탈에 의해 첨가되는 경우가 많고, La이나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La이나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La이나 Ce을 첨가했다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.

이상의 각 원소의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하면 된다. 또한, 전술한 Cr, Ni, Cu, Ti, Nb, V, Mo, W, B에 대해서는, 모두 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM에 대해서도, 그 합계량의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하고 있는 것은 허용된다.

『강판 표층부』

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에서는 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 0.01 내지 10.0㎛이고, 강판 표층부에 포함되는 산화물의 평균 입자 직경이 30 내지 120㎚임과 함께, 그 평균 밀도가 1.0×10¹²개/㎡ 이상으로 되어 있다.

「탈탄층」

본 발명에서는 강판 표면에 설치되는 도금층의 밀착성을 높이기 위해, 강판 표층부를 경질 조직이 적은 탈탄층으로 한다. 이 탈탄층의 두께가 0.01㎛ 미만에서는, 도금층의 밀착성을 충분히 얻을 수 없으므로, 탈탄층의 두께를 0.01㎛ 이상으로 한다. 또한, 도금층의 밀착성을 더욱 향상시키기 위해서는, 탈탄층의 두께는 0.08㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.15㎛ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 과도하게 두꺼운 탈탄층은 강판의 인장 강도나 피로 강도를 저하시킨다. 이 관점에서, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께는 10.0㎛ 이하로 한다. 또한, 피로 강도의 관점에서, 탈탄층의 두께는 9.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 8.0㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명에서 설명하는 탈탄층이라 함은, 지철의 최표면으로부터 연속되는 영역이고, 동일 영역에서는 경질 조직의 분율이, 1/4 두께에 있어서의 경질 조직의 분율의 절반 이하인 영역을 가리키는 것으로 한다. 또한, 탈탄층의 두께는 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰하여, 1개의 강판에 있어서 3개소 이상의 탈탄층 두께를 측정하고, 그 평균값을 갖고 탈탄층의 두께로 한다. 또한, 본 발명에서 설명하는 경질 조직이라 함은, 페라이트보다도 경질의 상을 포함하는 조직, 즉 주로 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등의 상을 포함하는 조직을 지칭하는 것으로 한다. 또한 그 분율이라 함은, 체적 분율에 의한 것으로 한다.

「산화물」

탈탄층에는 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을, 결정립 내 및/또는 결정립계에 분산시켜, 기계 절단을 용이하게 행할 수 있도록 절단성을 높인다. 산화물의 밀도가 높을수록, 절단성은 개선되므로, 본 발명에서는 산화물의 밀도를 1.0×10¹²개/㎡ 이상으로 한다. 또한, 산화물의 밀도는 상기 관점에서, 3.0×10¹²개/㎡ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 5.0×10¹²개/㎡ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 산화물의 밀도가 1.0×10¹⁶개/㎡를 초과하면 산화물 사이의 거리가 과도하게 가까워져, 경도의 가공에서 강판 표층부가 파괴되어, 그 위의 도금층을 손상시키므로, 산화물의 밀도는 1.0×10¹⁶개/㎡ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 표층부에 있어서의 충분한 성형성을 확보하기 위해서는, 산화물의 밀도는 5.0×10¹⁵개/㎡ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 1.0×10¹⁵개/㎡ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 강판 표층부에 분산되는 산화물은 과도하게 미세하면 절단성의 향상에 기여하지 않으므로, 본 발명에서는 산화물의 평균 입자 직경을 30㎚ 이상으로 규정한다. 한편, 산화물이 과도하게 조대하면, 연성 등의 파괴 특성을 손상시키므로, 산화물의 평균 입자 직경은 500㎚ 이하로 한다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경은 상기 관점에서, 300㎚ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 120㎚ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하고, 100㎚ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경을 30㎚ 미만으로 하기 위해서는 처리 분위기 및 온도를 엄격하게 제어할 필요가 있어, 실용상 곤란하므로, 30㎚ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상술한 바와 같은 강판 표층부의 산화물은 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰한다. 산화물의 밀도는 탈탄층을 7㎛²분 관찰하여 산화물의 개수를 카운트하거나, 혹은 산화물을 1000개 카운트할 때까지 필요로 한 관찰 면적을 사용하여 구한다. 또한, 산화물의 사이즈는 랜덤으로 선택한 100 내지 1000개의 원 상당 직경을 평균하여, 평균 입자 직경으로 한다.

『도금층』

본 발명에 있어서는, 상기 구성의 강판의 표면에, 용융 아연 도금층이나, 합금화한 용융 아연 도금층이 형성됨으로써, 고강도 용융 아연 도금 강판 혹은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판으로서 구성된다. 이와 같이, 강판의 표면에 용융 아연 도금층이 형성됨으로써, 우수한 내식성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 또한, 강판의 표면에 합금화한 용융 아연 도금층이 형성됨으로써, 우수한 내식성을 갖고, 도료의 밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.

『기계 절단 특성』

본 발명에서 설명하는 기계 절단 특성이라 함은, 예를 들어 이하에 설명하는 방법으로 측정하여, 평가할 수 있다.

일반적으로, 고강도 강판에 대해, 시어 절단이나 펀치에 의한 블랭킹 가공을 다수 행하면, 시어 날이나 펀치 선단이 마모되어, 클리어런스가 증가한다. 이로 인해, 강판의 블랭킹 횟수가 증가하면, 시어 절단 단부면이나 블랭킹 단부면의 버가 커진다. 따라서, 본 발명에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판의 기계 절단 특성을 평가하는 방법으로서는, 두께 1.2㎜의 강판을, 구멍 직경 10.3㎜φ의 다이, 펀치 재질 SKD11, 펀치 직경 10㎜φ(클리어런스 12.5％)의 조건으로, 연속해서 블랭킹 가공을 행하여, 50회마다 버 높이를 측정하는 방법을 채용할 수 있다.

상기 방법에 의한 평가에 있어서는, 강판의 블랭킹 횟수가 증대되면 펀치 선단이 마모되어, 클리어런스가 커지므로, 버 높이가 증가하는 것이 명확하게 되어 있다. 단, 측정을 거듭한 결과, 케이스에 따라서는, 강판의 특정 단부면에만, 현저하게 버 높이가 변화되는 경우를 볼 수 있었다. 따라서, 블랭킹 구멍을, 0°, 90°, 180°, 270°의 각 위치에서 4분할하여, 어느 일방향의 버 높이가 초기값의 3.0배를 초과한 시점에서 시험을 종료하고, 이때의 블랭킹 횟수를 한계의 블랭킹 횟수라고 정의하였다. 구체적으로 설명하면 블랭킹 구멍의 버 높이를 측정하는 데 있어서, 0° 내지 90°의 범위의 최대 버 높이를 h1, 90° 내지 180°의 범위의 최대 버 높이를 h2, 180° 내지 270°의 범위의 최대 버 높이를 h3, 270° 내지 360°의 범위의 최대 버 높이를 h4로 한다. 1회째에 블랭킹했을 때의 버 높이를, h1*, h2*, h3*, h4*로 하고, h1/h1*, h2/h2*, h3/h3*, h4/h4* 중 어느 하나 이상이 3.0을 초과한 시점의 블랭킹 횟수가 한계의 블랭킹 횟수이다. 또한, 블랭킹 시험에 있어서는, 블랭킹 펀치, 다이 및 강판의 냉간 압연 방향의 상대 방향이 바뀌지 않도록 시험을 행하여, 강판의 압연 방향 중 냉간 압연의 진행 방향을 0°로 하였다. 본 발명에 있어서는, 블랭킹 횟수가 600회를 초과하는 것을 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이라고 정의할 수 있다. 보다 바람직하게는, 한계 블랭킹 횟수가 800회이고, 더욱 바람직하게는 1000회이다.

『가공 경화 계수(n값)』

본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 가공 경화 계수(n값)가 평균으로 0.080 이상으로 되어 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 가공 경화 계수(n값)는 드로잉 가공성(연성의 목표가 되는 특성값이고, n값이 클수록 국부 수축 발생까지의 연신이 크기 때문에 연성이 향상된다. 그러나, 한편, n값이 작은 쪽이 기계 절단 특성은 향상된다고 하는 상반되는 특성이 있다. 본 발명에서는 연성이 향상되는 n값을 0.080 이상으로 규정한다. 한편, n값의 상한은 특별히 정하지 않지만, 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 n값을 평균으로 0.250 초과로 하기 위해서는 인장 최대 강도를 900㎫ 미만으로 하거나, 혹은 0.40％ 초과의 C량을 첨가할 필요가 있으므로, 바람직하지 않다. 이 관점에서, n값은 0.200 이하로 하는 것이 바람직하고, 특히 인장 강도의 관점에서는 0.180 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 3 내지 7％의 소성 변형은 통상 빈번히 사용되는 강판의 소성 가공의 범위이다.

본 발명에서는, 상기와 같이 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트상이 3％ 이상 포함됨으로써 가공 경화능이 높아져, n값이 평균 0.080 이상이고 높은 연성을 갖고 있다. 한편, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량을 0.70 내지 1.00％로 제한함과 함께, 평균 입자 직경을 2.0㎛ 이하, 입자간의 평균 거리를 5.0㎛로 억제함으로써 밀도를 높임으로써, 기계 절단 특성을 향상시키고 있다. 이에 의해, 높은 인장 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성의 양쪽을 얻는 것이 가능해진다.

『인장 최대 강도』

본 발명에 있어서는, 강판 강도로서 인장 최대 강도가 900㎫ 이상인 것이 바람직하다. 이는 900㎫ 이상의 고강도 강판에 있어서, 시어 절단이나 블랭킹 가공 시의 공구 열화가 현저해지는 강도이기 때문이다. 또한, 900㎫ 미만의 강판이라도, 본 발명의 효과인 기계 절단 특성 개선의 효과는 향수할 수 있지만, 인장 강도가 낮은 강판에서는 그 효과가 작다. 이로 인해, 본 발명에서는 상기 효과와 더불어, 모재 강도의 확보의 관점에서도, 900㎫ 이상의 고강도 용융 아연 도금 강판에 적용하는 것이 바람직하다.

[고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법]

다음에, 본 발명의 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 우선, 상기한 화학 성분을 갖는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후에 1180℃ 이상으로 가열하여, 850 내지 950℃를 압연 완료 온도로 하는 열간 압연을 실시한 후에, 500 내지 650℃까지 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 급냉한 후, 코일로 권취하여, 400℃까지 1.0시간 이상 걸려서 서냉하는 열연 공정과, 이 열연 공정에 이어서 산세한 후, 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하는 냉간 압연을 행하는 냉연 공정을 구비한다. 또한, 본 실시 형태에서는 냉연 공정 후의 강판을, 600 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도를 20℃/s 이하로 하고, 750℃ 이상까지 가열하고, 계속해서, 750 내지 650℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0 내지 15.0℃/s로서 냉각하고, 650℃로부터의 평균 냉각 속도를 3.0℃/s 이상으로 하여 냉각하고, 300 내지 470℃의 온도 영역에 있어서 20 내지 1000초 정류시키면서, 상기 온도 영역에 있어서 5 내지 100㎫의 장력을 가하면서, 굽힘 반경을 800㎜ 이하로 하는 굽힘 가공을 1회 이상 실시하는 어닐링 공정을 구비한다. 또한, 본 실시 형태에서는 어닐링 공정 후, 도금욕 온도:450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도:430 내지 490℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al량:0.01 내지 0.18질량％의 조건으로 강판을 아연 도금욕에 침지함으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금층을 형성하는 도금 공정을 구비한다. 또한, 본 실시 형태에서는 도금 공정 후, 150℃ 이하까지 평균 냉각 속도 0.5℃/s 이상으로 냉각하는 냉각 공정을 구비한다. 그리고, 본 실시 형태에서는 상기 어닐링 공정으로서, 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적과의 비인 공기비:0.7 내지 1.2로 된 조건의 예열대에 있어서, 400 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판시킴으로써 강판 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, 수증기(H₂O)와 수소(H₂)의 분압비 P(H₂O)/P(H₂):0.0001 내지 2.0으로 된 환원대에 있어서 750℃ 이상까지 가열함으로써, 상기 예열대에 있어서 생성시킨 상기 산화물을 환원한 후에 냉각을 행하는 방법을 채용하고 있다.

상술한 본 발명의 고강도 강판을 제조하기 위해서는, 우선, 상기 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를 주조한다.

열간 압연에 제공하는 슬래브로서는, 예를 들어 연속 주조 슬래브나, 박 슬래브 캐스터 등으로 제조한 것을 사용할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 강판의 제조 방법은 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에 적합하다.

본 실시 형태의 열연 공정에 있어서는, 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 완화하기 위해, 슬래브의 가열 온도를 1180℃ 이상으로 한다. 또한, 슬래브의 가열 온도는 1200℃ 이상인 것이 보다 바람직하다. 이 슬래브의 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃를 초과하여 가열하기 위해서는 다량의 에너지를 투입할 필요가 있으므로, 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 온도로 슬래브를 가열한 후, 열간 압연을 행한다. 본 발명에 있어서는, 열간 압연의 압연 완료 온도를 850 내지 950℃로 한다. 이 압연 완료 온도가 850℃ 미만에서는, 압연 반력이 과도하게 높아져 공정 부하가 커지므로, 본 발명에서는 이 온도를 850℃ 이상으로 하고, 870℃ 이상이 보다 바람직하다. 한편, 압연 완료 온도가 950℃를 초과하면, 열연 강판 중의 마이크로 조직이 조대화되고, 그 후의 냉간 압연 및 어닐링 공정 후의 마이크로 조직까지 조대해지므로, 본 발명에서는 압연 완료 온도를 950℃ 이하로 하고, 930℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

열간 압연한 후, 급속하게 냉각(급냉)한다. 본 발명에 있어서는, 500 내지 600℃까지 급냉할 때의 평균 냉각 속도를, 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는, 보다 저온에서 변태를 진행시킴으로써, 열연 강판의 입경을 미세하게 하고, 냉연 및 어닐링 후의 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서이다. 한편, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 200℃/s를 초과하면, 특수한 냉매를 사용할 필요가 있어, 비용상 바람직하지 않으므로 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

강판을 급냉한 후, 열연 코일로서 권취한다. 이 공정에 있어서, 열간 압연 후의 강판 내에 「펄라이트」 및/또는 「긴 직경이 1㎛를 초과하는 조대한 시멘타이트」를 생성시킴으로써, 후술하는 냉간 압연 후의 어닐링 공정에 있어서, 각종 변태 조직의 집합 조직 및 형태를 랜덤으로 할 수 있다. 이와 같이, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 생성시키기 위해, 본 발명에서는 열간 압연 후의 급냉의 냉각 정지 온도를 500℃ 이상으로 한다. 또한, 이방성을 저감시키기 위해서는, 냉각 정지 온도는 530℃ 이상이 보다 바람직하고, 550℃ 이상이 더욱 바람직하다. 한편, 냉각 정지 온도가 지나치게 높으면, 강판 표층부의 스케일층이 과도하게 두꺼워져, 표면 품위를 손상시키므로, 본 발명에서는 냉각 정지 온도를 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 상기 관점에서는 냉각 정지 온도를 630℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그리고, 본 발명에서는, 상기의 냉각 정지 온도 500 내지 650℃로 된 강판을 열연 코일로서 권취한다.

또한, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 충분히 생성시켜, 내지연 파괴 특성의 이방성을 줄이기 위해서는, 급속 냉각의 정지 후, 시멘타이트가 생성하는 온도 영역에 있어서 충분한 시간으로 정류할 필요가 있다. 이로 인해, 본 발명에서는, 급냉 정지로부터 400℃까지 서냉하는 경과 시간을 1.0시간 이상으로 한다. 또한, 당해 경과 시간은 2.0시간 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 3.0시간 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 경과 시간의 상한은 특별히 정하지 않지만, 24.0시간을 초과하여 정류시키기 위해서는 특수한 설비가 필요해져, 비용상 바람직하지 않으므로, 24.0시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 본 실시 형태에 있어서는, 상기 조건에 의해 제조한 열연 강판에 대해, 산세 처리를 행한다. 산세는 강판 표면의 산화물의 제거가 가능하므로, 최종 제품의 고강도 용융 아연 도금 강판 혹은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 용해 도금성을 향상시키는 점에서 중요하다. 또한, 산세는 1회만의 처리여도 되고, 복수회로 나누어 처리를 행해도 된다.

다음에, 산세 후의 강판에 대해, 냉간으로 합계의 압하율이 30％ 이상 75％ 이하로 되도록 압연을 행한다. 이때, 압연은 복수의 패스로 행하는 것이 바람직하고, 압연의 패스수나 각 패스로의 압하율의 배분은 상관없다. 냉간 압연의 압하율이 30％를 하회하면, 강판에 충분한 변형이 축적되지 않아, 그 후의 어닐링 공정에 있어서 재결정이 충분히 진행되지 않아 가공의 상태의 조직이 남고, 조직이 조대해지므로, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리가 커지고, 절단성이 열화된다. 또한, 충분히 변형을 축적하기 위해서는, 압하율의 합계를 33％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 36％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 압하율의 합계가 75％를 초과하면, 압연 중에 강판이 파단되는 경우가 있으므로, 본 발명에서는 냉간 압연에 있어서의 압하율의 합계를 75％ 이하로 한다. 또한, 상기 관점에서, 압하율의 합계는 70％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 65％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

다음에, 본 발명에 있어서는, 상기 조건으로 압연된 강판에 대해, 이하의 조건으로 된 어닐링 공정에서 어닐링 처리를 실시한 후, 도금 공정에 있어서 용융 아연 도금 처리를 행한다. 본 발명에 있어서는, 어닐링 공정 및 도금 공정에, 예열대, 환원대, 도금대를 각각 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 상기의 예열대의 분위기는 산화 분위기, 무산화 분위기, 직하 환원 분위기의 어느 것이든 상관없다.

상술한 바와 같이, 어닐링 공정 및 도금 공정에 연속 어닐링 도금 라인을 사용한 경우에는, 상기 조건으로 된 어닐링 공정은 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적과의 비인 공기비:0.7 내지 1.2로 된 조건의 예열대에 있어서, 400 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판시킴으로써 강판 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, H₂O와 H₂의 분압비 P(H₂O)/P(H₂):0.0001 내지 2.0으로 된 환원대에 있어서 750℃ 이상까지 가열함으로써, 예열대에 있어서 생성시킨 산화물을 환원한 후에 냉각을 행하는 방법으로 할 수 있다. 그리고, 어닐링 공정 후의 도금 공정은 도금욕 온도:450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도:430 내지 490℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al량:0.01 내지 0.18질량％의 조건으로 강판을 아연 도금욕에 침지하는 조건으로, 용융 아연 도금을 실시하는 방법으로 할 수 있다.

어닐링 공정에 있어서의 가열 속도는 강판 내에서의 재결정 거동에 영향을 미친다. 특히, 600 내지 750℃에 있어서의 가열 속도는 중요하고, 이 사이의 평균 가열 속도를 20℃/s 이하로 함으로써 충분히 재결정을 진행시켜, 등방적이고 또한 미세한 마이크로 조직으로 하고, 역변태로 생성하는 오스테나이트의 결정립을 등방적이고 또한 미세하게 할 수 있다. 또한, 재결정을 더 진행시키기 위해서는, 평균 가열 속도는 15℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 12℃/s 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 평균 가열 속도의 하한은 특별히 정하지 않지만, 평균 가열 속도가 0.5℃/s를 하회하면 생산성이 현저하게 저하되므로, 0.5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

예열대에 있어서는, 강판 표층부에 적당한 두께의 Fe 산화 피막을 형성하기 위한 산화 처리를 행한다. 이때, 예열대를 통과할 때의 강판 온도는 400 내지 800℃로 하고, 공기비{[예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비]＝[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적(㎥)]/[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적(㎥)]}를 0.7 내지 1.2로 한 조건으로 예열을 행함으로써, 강판의 표층에 0.01 내지 20㎛의 Fe 산화 피막을 형성한다. 상기의 공기비가 1.2를 초과하여 지나치게 큰 경우에는, 강판 표층부에 충분한 Fe 산화 피막이 생성되지 않는다. 또한, 산화 피막은 환원대에 있어서, Si 및/또는 Mn의 산화물을 생성하기 위한 산소 공급원으로서 작용하므로, 상기 공기비가 0.7 미만으로 지나치게 작은 경우에는, 소정의 산화물이 얻어지지 않는다. 또한, 예열대를 통과할 때의 강판 온도는 400℃ 미만이면 충분한 산화 피막을 형성할 수 없고, 한편, 800℃를 초과하는 고온에서는, 과도하게 산화 피막이 성장하므로, 탈탄층의 두께를 소정의 범위에 넣는 것이 곤란해진다.

또한, 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 낮으면, 조대한 시멘타이트가 용해되고 남아, 연성이 현저하게 열화된다. 본 발명에서는, 시멘타이트를 충분히 고용시켜, 연성을 확보하기 위해, 최고 가열 온도는 750℃ 이상으로 하고, 760도 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1000℃를 초과하여 가열하는 것은 표면의 품위를 현저하게 손상시켜, 도금의 습윤성을 열화시키므로, 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도(750℃ 이상)는 환원대에 있어서 도달하는 것이 바람직하다. 이 환원대에서는, 산화대에서 생성한 Fe 산화 피막을 환원하여 탈탄층을 형성함과 함께, 적절하게 Si 및/또는 Mn 산화물을 분산시킨다. 이로 인해, 환원대의 분위기에 있어서, 수증기 분압 P(H₂O)와 수소 분압 P(H₂)의 비, P(H₂O)/P(H₂)는 0.0001 내지 2.00으로 하는 것이 바람직하다. P(H₂O)/P(H₂)는, 0.0001 미만에서는 Si 및/또는 Mn 산화물이 최표면층에만 형성되어, 탈탄층의 내부에 Si 및/또는 Mn 산화물을 적절하게 분산시키는 것이 곤란해진다. 한편, P(H₂O)/P(H₂)가 2.00을 초과하면, 탈탄이 과도하게 진행되어, 탈탄층의 두께를 소정의 범위 내로 제어할 수 없게 될 우려가 있다. 또한, P(H₂O)/P(H₂)는 0.001 내지 1.50의 범위로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.002 내지 1.20의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다.

상기한 최고 가열 온도로부터의 평균 냉각 속도는 충분히 페라이트를 생성시키므로 중요하다. 이로 인해, 본 발명에서는 페라이트를 생성하는 온도 영역인 750 내지 650℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0 내지 15.0℃/s로 한다. 최고 가열 온도로부터의 평균 냉각 속도가 15.0℃/s를 초과하면, 충분한 양의 페라이트를 얻을 수 없는 경우가 있어, 연성이 열화된다. 한편, 평균 냉각 속도가 1.0℃/s를 하회하면, 페라이트가 과도하게 생성되거나, 펄라이트가 생성되는 등 하여 충분한 양의 경질 조직이 얻어지지 않아, 강도가 열화된다.

강판 온도 650℃로부터 도금욕 진입을 위해 냉각을 정지할 때까지의 평균 냉각 속도는 3.0℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는 경질 조직으로의 변태 온도를 보다 저하시킴으로써, 결정 방위가 보다 임의적인 경질 조직을 얻기 위해서이다. 이 관점에서, 평균 냉각 속도는 5.0℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 특히 평균 냉각 속도의 상한은 정하지 않지만, 200℃/s를 초과하는 평균 냉각 속도로 하기 위해서는 특수한 냉각 설비가 필요해지므로, 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 어닐링 공정 후의 강판을 도금욕에 침지하는 도금 공정을 행한다. 도금욕의 조성은 아연을 주체로 하여, 욕 중의 전체 Al량으로부터 전체 Fe량을 뺀 값인 유효 Al량을 0.01 내지 0.20질량％로 하는 것이 바람직하고, 0.01 내지 0.18질량％로 하는 것이 보다 바람직하다. 특히, 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 도금층의 합금화의 진행을 제어하기 위해, 욕 중의 유효 Al량을 0.07 내지 0.12질량％로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 도금층을 합금화하지 않는 경우에는, 욕 중의 유효 Al량은 0.18 내지 0.20질량％의 범위여도 된다.

또한, 아연 도금욕 중에 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, Sr, REM의 1종 또는 2종 이상이 혼입되어 있어도 본 발명의 효과를 손상시키지 않고, 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.

도금욕 온도는 450℃ 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕 온도가 450℃ 미만에서는, 도금욕의 점도가 과도하게 높아져, 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해지고, 강판의 외관을 손상시킨다. 한편, 도금욕 온도가 470℃를 초과하면 다량의 흄이 발생하여, 안전하게 제조하는 것이 곤란해지므로, 도금욕 온도는 470℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 도금욕 온도를 안정시키기 위해, 도금욕으로의 강판의 진입 온도는 430℃ 내지 490℃로 하는 것이 바람직하다. 강판이 도금욕에 침입할 때의 강판 온도가 430℃를 하회하면, 도금욕 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위해 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 생기므로, 실용상 부적합하다. 한편, 강판이 도금욕에 침입할 때의 강판 온도가 490℃를 상회하면, 도금욕 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위해 도금욕으로부터 다량의 열량을 발열하는 설비를 도입할 필요가 있어, 제조 비용의 점에서 부적합하다.

본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 충분히 얻기 위해, 도금욕으로 침지하기 전 및/또는 침지한 후에, 300 내지 470℃의 범위에서 강판을 정류시켜, 베이나이트 변태를 진행시킨다. 이 300 내지 470℃의 범위에 있어서의 정류 시간은 도금욕에 침지하는 시간도 합하여, 20 내지 1000초로 한다. 이 정류 시간이 20초 미만에서는, 충분히 베이나이트 변태가 진행되지 않아, 잔류 오스테나이트로의 탄소의 농화가 불충분해진다. 또한, 베이킹 경화성을 더 높이기 위해서는, 정류 시간은 35초 이상인 것이 보다 바람직하고, 50초 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 상기의 정류 시간이 1000초를 초과하면, 잔류 오스테나이트로 과도하게 탄소가 농화되거나, 혹은 시멘타이트의 생성이 개시되어 소정의 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 탄소 농화를 제한하여, 높은 베이킹 경화성을 얻기 위해서는, 정류 시간은 600초 이하인 것이 바람직하고, 450초 이하인 것이 보다 바람직하다.

또한, 잔류 오스테나이트의 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서는, 베이나이트 및/또는 베이니틱페라이트의 핵 생성을 촉진하여, 강판의 각 처로부터 핵 생성시킴으로써 모상의 오스테나이트를 미세하게 분단하는 것이 유효하다. 이로 인해, 300 내지 470℃까지의 동안에, 강판에 인장 응력을 부가한 상태로 굽힘 변형을 실시하여, 다수의 베이나이트 및/또는 베이니틱페라이트의 핵 생성을 촉진한다. 이때의 응력은 압연 방향을 인장축으로 하여, 3 내지 100㎫의 응력을 부가한다. 부하 응력이 3㎫ 미만에서는, 핵 생성의 촉진 효과가 인정되지 않으므로, 이를 하한으로 한다. 또한, 핵 생성을 더욱 촉진하여, 유효 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서는, 부하 응력은 5㎫ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 7㎫ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 부하 응력이 100㎫를 초과하면, 강판이 크게 변형되는 경우가 있으므로, 부하 응력은 100㎫ 이하로 한다. 또한, 강판의 변형을 더욱 작게 하기 위해, 부하 응력은 70㎫ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 50㎫ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

이들, 열연 공정으로부터 어닐링 공정에 걸친 변형 부여와 열 이력 및 상기한 베이나이트 변태 시의 변형 부여에 의해, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량을 0.70 내지 1.00％로 할 수 있고, 또한 평균 입자 직경을 2.0㎛ 이하, 입자간의 평균 거리를 0.1 내지 5.0㎛로 할 수 있다. 또한, 3 내지 7％의 소성 변형 시에 가공 경화 계수를 평균으로 0.080 이상으로 할 수 있다.

상기 조건의 인장 응력을 가한 상태에서, 더욱 굽힘 변형을 실시함으로써, 핵 생성은 대폭으로 촉진되므로, 본 발명에서는 굽힘 반경을 800㎜ 이하로 하는 1회 이상의 굽힘 가공을 실시한다. 또한, 가공도가 클수록 핵 생성은 촉진되므로, 굽힘 반경은 650㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 굽힘 반경의 하한은 특별히 설정하지 않지만, 과도하게 작은 반경으로 강판 전체 영역을 균질하게 구부리는 것은 곤란하므로, 굽힘 반경을 50㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 100㎜ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 굽힘 가공의 횟수는 1회 이상으로 하고, 또한 가공도가 클수록 핵 생성은 촉진되므로, 2회 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 가공 횟수의 상한은 특별히 정하지 않지만, 당해 온도 영역에서의 정류 시간 내에 20회 이상의 굽힘 가공을 실시하는 것은 곤란해, 가공 횟수를 20회 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 상기한 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 또한, 470 내지 620℃의 온도에서, 강판 표면의 도금층의 합금화 처리를 실시해도 된다. 이와 같은 합금화 처리를 행함으로써, 용융 아연 도금층이 합금화되어 이루어지는 Zn-Fe 합금이 표면에 형성되어, 방청성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다.

도금층을 합금화하는 데 있어서, 합금화 처리 온도는 470℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않으므로, 470℃ 이상으로 한다. 또한, 합금화 처리 온도가 620℃를 초과하면 조대한 시멘타이트가 생성되어, 강도가 현저하게 저하되므로, 본 발명에서는 620℃ 이하로 한다. 또한, 합금화 처리 온도는 480 내지 600℃로 하는 것이 보다 바람직하고, 490 내지 580℃로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 합금화 처리 시간은 특별히 한정되지 않지만, 충분히 합금화를 진행시키기 위해서는 2초 이상 취할 필요가 있고, 5초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 합금화 처리 시간이 200초를 초과하면, 도금층이 과합금을 일으켜, 특성이 열화될 우려가 있으므로, 처리 시간은 200초 이하로 하고, 100초 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 합금화 처리는 도금욕으로의 침지 후, 즉시 행하는 것이 바람직하지만, 침지 후에 강판 온도를 150℃ 이하까지 방냉한 후, 합금화 처리 온도까지 재가열해도 상관없다.

또한, 도금 처리 후에 150℃ 이하까지 냉각할 때의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s를 하회하면, 조대한 시멘타이트가 생성되어, 강도 및/또는 연성이 열화될 우려가 있다. 이로 인해, 당해 평균 냉각 속도는 0.5℃/s 이상으로 하고, 1.0℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 특히 평균 냉각 속도의 상한은 정하지 않지만, 200℃/s를 초과하는 평균 냉각 속도로 하기 위해서는 특수한 냉각 설비가 필요해지므로, 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하고, 50℃/s 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 도금층의 합금화 처리를 행하는 경우에는, 상술한 베이나이트 변태 처리를 행하는 타이밍은 합금화 처리 전이든, 후이든 상관없다.

또한, 본 발명에 있어서는, 냉각 도중 혹은 냉각 후에, 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 목적으로 하여 재가열 처리를 행해도 상관없다. 재가열할 때의 가열 온도로서는, 200℃ 미만에서는 충분히 템퍼링이 진행되지 않으므로, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도가 620℃를 초과하면 강도가 현저하게 열화되므로, 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 550℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에 있어서는, 실온까지 냉각한 고강도 용융 아연 도금 강판 혹은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해, 형상 교정을 위해 압하율 3.00％ 이하의 냉간 압연을 실시해도 상관없다.

또한, 본 발명의 제조 방법은 상술한 예로 한정되는 것은 아니다.

예를 들어, 본 발명에 있어서는, 상술한 방법에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판의 도금층의 표면에, 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막을 부여해도 상관없다. 이와 같은, 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막은 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어, 모재 강판의 표면에 형성한 도금층을 보호할 수 있다.

이상 설명한 바와 같은, 본 발명에 관한 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 따르면, 상술한 바와 같이, 강 성분, 강판 조직, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께 및 산화물의 사이즈 등을 적정 범위로 규정한 구성을 채용하고 있다. 즉, 강판 조직 중에 잔류 오스테나이트상이 소정 이상 포함됨으로써 가공 경화능이 높아져, 강판의 강도 및 연성을 향상시킬 수 있는 한편, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량을 제한함과 함께 평균 입자 직경을 억제하여 밀도를 높임으로써, 강판을 가공할 때의 기계 절단 특성(블랭킹 가공성)이 향상된다. 또한, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께 및 산화물의 평균 입자 직경 및 입자간 평균 거리를 제한함으로써, 도금층의 밀착성이 향상된다. 따라서, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 실현할 수 있다.

또한, 본 발명에 관한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 따르면, 강 성분을 적정 범위로 하여, 열간 압연 및 냉간 압연 및 압연 후의 어닐링 조건을 소정 범위로 제한하는 방법을 채용하고 있다. 이에 의해, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 비율을 소정 이상으로 제어함과 함께, 상기 잔류 오스테나이트상에 포함되는 고용 탄소량을 제한하면서, 평균 입자 직경이나 입자간 평균 거리를 소정 범위로 제한할 수 있으므로, 강판의 강도 및 연성 및 기계 절단 특성을 향상시키는 것이 가능해진다. 또한, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 입경 및 평균 밀도를 소정 범위로 제한할 수 있으므로, 도금층의 밀착성을 향상시키는 것이 가능해진다. 따라서, 상술한 바와 같은, 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 것이 가능해진다.

[실시예]

이하, 본 발명에 관한 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법의 실시예를 들어, 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 원래부터 하기 실시예로 한정되는 것이 아니라, 상기, 후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

[강판의 제조]

우선, 제강 공정에 있어서 용강의 탈산ㆍ탈황과 화학 성분을 제어함으로써, 하기 표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 슬래브를 얻었다. 그리고, 주조 후, 즉시 하기 표 2 내지 4에 나타내는 조건으로, 열간 압연, 냉각, 권취, 산세를 실시하고, 또한 냉간 압연을 실시하였다. 그 후, 얻어진 냉연 강판을, 하기 표 5 내지 8에 나타내는 조건의 연속 어닐링 용융 아연 도금 라인을 통판시켜, 실험예 1 내지 128의 용융 아연 도금 강판을 제조하였다. 또한, 이들 실험예 1 내지 128 중 일부에 있어서는, 하기 표 5 내지 8에 나타내는 조건으로, 도금층의 합금화 처리를 행함으로써, 합금화 용융 아연 도금 강판(GA)으로 하였다. 그 이외의 강판은 합금화 처리를 행하지 않거나, 처리 온도를 470℃ 미만으로 하여, 도금층이 합금화되어 있지 않은 용융 아연 도금 강판(GI)으로 하였다.

[평가 시험]

상기 방법에 의해 제조한 각 실험예의 강판에 대해, 이하와 같은 평가 시험을 행하여, 결과를 하기 표 9 내지 13에 나타냈다.

「강판 조직」

우선, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용하여 각 실험예의 강판의 조직 관찰을 행하여, 강판의 조직 분율 및 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리 및 평균 입자 직경을 측정하여, 하기 표 9 내지 13에 기재하였다. 여기서, 페라이트, 마르텐사이트, 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 오스테나이트 및 잔량부 조직의 동정이나, 존재 위치의 관찰 및 면적률의 측정은 나이탈 시약 및 일본 특허 출원 공개 소59-219473호 공보에 개시된 시약에 의해, 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식하고, 판 두께의 1/4 두께 위치를 1000 내지 10000배로 관찰하였다.

계속해서, 잔류 오스테나이트상의 결정립의 개수를, 상기 조직 관찰의 결과로부터, EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법에 의한 고분해능 결정 방위 해석을 사용하여 측정하였다. 그리고, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리에 대해서는, {입자간의 평균 거리 L＝([관찰 면적]/[결정립의 개수])1/2}로 하고, 10000㎛² 이상의 범위에 있어서 측정하였다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경에 대해서는, 랜덤으로 선택한 30 내지 300개의 잔류 오스테나이트 결정립에 있어서 각 결정립의 면적을 구하고, 원 상당 직경으로서 입경을 얻음으로써 측정하였다.

또한, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량은 상술한 잔류 오스테나이트상의 면적 분율의 측정과 동일한 조건으로 X선 회절 시험을 행하여, 잔류 오스테나이트상의 격자 형상수 a를 구하고, 상술한 식 1을 사용하여 구하였다.

「강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 밀도 및 평균 입자 직경」

강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께는 각 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰하여, 1개의 강판에 있어서 3개소 이상의 탈탄층 두께를 측정하고, 그 평균값을 갖고 탈탄층의 두께로 하였다.

또한, 강판 표층부에 있어서의 산화물에 대해서는, 우선, 상기와 마찬가지로, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 경면으로 마무리하고, FE-SEM을 사용하여 관찰한 후, 탈탄층을 7㎛²분 관찰하여 산화물의 개수를 카운트함으로써, 산화물의 밀도를 측정하여, 결과를 하기 표 9 내지 13에 나타냈다. 또한, 이 산화물의 사이즈에 대해서는, 랜덤으로 선택한 100 내지 1000개의 산화물 입자의 원 상당 직경을 평균하여 평균 입자 직경으로 하였다.

「외관 검사」

상기 수순으로 제조한 강판에 대해, 그 외관의 검사를 행하였다. 이때, 강판 표면의 외관에 대해, 육안으로 비도금의 발생 상황을 판단하여, 결과를 하기 표 9 내지 13 중에 「○」, 「×」로 나타냈다. 또한, 하기 표 9 내지 13 중에 나타내는 「×」는 직경 0.5㎜ 이상의 비도금이 관찰되어, 외관상의 허용 범위를 일탈한 강판이고, 「○」는 그 이외의, 실용상 허용할 수 있는 외관을 갖는 강판이다.

「도금 박리 시험」

상기 수순으로 제작한 강판에 대해, 강판에 압축 응력이 가해지는 가공 시에 있어서의 도금 밀착성을 평가하는, JIS Z 2248에 기재된 「금속 재료 굽힘 시험 방법」에 따라서, 도금 박리 시험을 행하였다. 구체적으로는, 문헌 「용융 아연 도금 강판 매뉴얼, p53-55」에 개시되어 있는 바와 같이, 각 강판을 사용하여 60° V자 굽힘 시험을 행한 후, 굽힘부의 내측에 테이프를 붙이고, 그 테이프를 박리하였다. 그리고, 테이프와 함께 박리한 도금층의 박리 상황으로부터 도금 밀착성을 평가하여, 결과를 하기 표 9 내지 13 중에 나타냈다. 또한, 하기 표 9 내지 13 중에 나타내는 「있음」은 박리 폭이 7.0㎜ 이상이고 실용상 허용할 수 없는 강판이고, 「－」는, 그 이외의, 실용상 허용할 수 있는 도금 밀착성을 갖는 강판이다. 여기서는, 테이프에는 니치반제 「셀로 테이프」(등록 상표)를 사용하였다.

「기계 절단 특성(한계 블랭킹 횟수)」

각 실험예의 강판을, 두께가 1.2㎜로 되도록, 냉간 압연, 어닐링, 도금을 행하여, 판 두께 1.2㎜의 강판을 가공한 후, 구멍 직경 10.3㎜φ의 다이, 펀치 재질 SKD11, 펀치 직경 10㎜φ(클리어런스 12.5％)의 조건으로, 연속해서 블랭킹 가공을 행하여, 50회마다 버 높이를 측정하였다. 이때, 블랭킹 구멍을 0°, 90°, 180°, 270°의 각 위치에서 4분할하고, 어느 한쪽의 버 높이가 초기값의 3.0배를 초과한 시점에서 시험을 종료하고, 이때의 블랭킹 횟수를 한계의 블랭킹 횟수로 하였다. 또한, 본 실시예에 있어서는, 제품 강판의 판 두께를 바꾸는 일 없이 다양한 냉연율을 얻기 위해, 열연 강판의 두께를 다양하게 변화시켜 제품 강판을 제작하였다.

「인장 특성」

각 실험예의 강판으로부터, JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 가공하고, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라서, 인장 강도(㎫) 및 전체 연신율(％)을 측정하고, 또한 JIS G 0202에 기재된 시험 방법에 따라서 항복 강도(㎫)를 측정하였다.

또한, n값(가공 경화 계수)에 대해서는, 인장 강도의 시험 결과로부터, 공칭 변형 3％가 7％인 점에 있어서의 공칭 응력을 판독하여, 공칭 응력과 공칭 변형을 각각 진응력과 진변형으로 환산하고, 다음 식 {n＝log(σ_7％/σ_4％)/log(ε_7％/ε_4％)}에 따라서 구하였다. 단, 균일 신장이 7％ 미만인 강판에 대해서는, 공칭 변형 3％인 점과 인장 응력 최대가 되는 점의 2점으로부터 상기 식에 따라서 구하였다.

하기 표 9 내지 13에, 상기 각 평가 시험에 있어서의 결과를 나타낸다.

[평가 결과]

표 9 내지 13에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 강 성분을 가짐과 함께 본 발명에서 규정하는 각 제조 조건에 의해 제조된 실시예(본 발명예:표 1 내지 13의 비고란을 참조)의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은 강판 조직에 있어서의 페라이트상 및 잔류 오스테나이트상의 체적 분율, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량과 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 입자 직경 및 평균 밀도, 또한 가공 경화 계수(n값) 모두가, 본 발명의 청구항 1에서 규정하는 범위였다. 그리고, 이들 본 발명예의 강판은 도금 표면의 외관 특성 및 박리 특성이 우수하고, 또한 항복 응력, 인장 강도, 전체 연신율, n값의 각 인장 특성이 우수하고, 또한 한계 블랭킹 횟수가 모두 650회 이상이고, 기계 절단 특성이 우수한 것을 알 수 있다. 따라서, 이들 평가 결과로부터, 본 발명예의 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은 900㎫ 이상의 인장 최대 강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성을 동시에 겸비하는 것이 명백해졌다.

이에 대해, 비교예의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은 본 발명에서 규정하는 강 성분이나 각 제조 조건 중 어느 하나가 만족되어 있지 않고, 또한 본 발명에서 규정하는 강판 특성 중 어느 하나가 만족되어 있지 않다. 이로 인해, 비교예에서는, 이하에 설명하는 바와 같이, 각 인장 특성 중 어느 하나의 항목, 혹은, 강판 외관, 도금 박리 특성 중 어느 하나의 항목이, 목표가 되는 특성을 만족시킬 수 없는 결과로 되었다.

실험예 4의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 750 내지 650℃에서의 평균 냉각 속도가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있고, 강판 조직 중의 페라이트상의 체적 분율이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, n값이 0.059로 낮은 결과가 되어, 연성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 8의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 300 내지 470℃에서의 정류 시간이 본 발명의 규정 범위를 크게 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 본 발명의 규정 범위를 크게 초과하고 있으므로, 한계 블랭킹 횟수가 400회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 12의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 환원대의 수증기와 수소의 분압비 {P(H₂O)/P(H₂)}가 제로이고 수증기가 거의 포함되지 않는 분위기이고, 강판 표층부에 있어서 탈탄층이 생성되어 있지 않다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경이 크기 때문에 산화물의 밀도가 낮게 되어 있다. 탈탄층의 두께, 산화물의 평균 입자 직경 및 산화물의 밀도 모두 본 발명의 규정 범위로부터 일탈하고 있으므로, 한계 블랭킹 횟수가 300회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 16의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 슬래브의 최고 가열 온도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 이 결과, n값이 0.076으로, 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, 연성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 20의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 평균 냉각 속도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 600회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 24의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 600 내지 750℃에서의 평균 가열 속도가 본 발명의 규정 범위를 크게 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 600회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 28의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 예열대의 공기비가 0.4로 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로 공기의 양이 적으므로, 강판 표층부에 있어서의 산화물의 생성이 적정해지지 않는다. 즉, 산화물의 평균 입자 직경이 크기 때문에 산화물의 밀도가 낮아지고 있어, 모두 본 발명의 규정 범위로부터 일탈하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 350회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 36의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 최고 가열 온도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, 강판 조직에 있어서의 페라이트상의 체적 분율이 91％로 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있고, 한편, 그 밖의 조직의 체적 분율이 매우 작게 되어 있다. 이로 인해, 인장 특성 중, 항복 응력과 인장 강도가 매우 낮은 결과가 되어, 강도 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 40의 용융 아연 도금 강판은 도금 공정에 있어서의 도금욕 중의 유효 Al량이, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있으므로, 비도금으로 된 개소가 많이 발생하여, 외관 검사의 결과가 「×」로 되었다.

실험예 44의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 350회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 48의 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정 후의 도금층에 합금화 처리를 실시할 때의 처리 시간이 극단적으로 지나치게 길기 때문에, 도금 박리 시험에 있어서, 도금의 박리가 발생한 예이다.

실험예 52의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 750 내지 650℃에서의 평균 냉각 속도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 강판 조직 중의 베이나이트상 및 베이니틱페라이트상의 체적 분율이 커지고 있는 한편, 마르텐사이트상, 템퍼링 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상 및 그 밖의 상이 생성되어 있지 않다. 이로 인해, 항복 응력과 인장 강도가 낮고, 강도 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 56의 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정 후의 도금층에 합금화 처리를 실시할 때의 처리 시간이 지나치게 짧으므로, 비도금으로 된 개소가 많이 발생하여, 외관 검사의 결과가 「×」로 된 예이다.

실험예 60의 용융 아연 도금 강판은 도금 공정 후의 평균 냉각 속도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있는 한편, 그 밖의 조직의 체적 분율이 높게 되어 있다. 또한, 잔류 오스테나이트상의 입자간의 평균 거리가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 항복 응력, 인장 강도, 전체 연신율이 낮아지는 결과가 되어, 강도 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 64의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 압연 완료 온도가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 250회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 68의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 환원대의 수증기와 수소의 분압비 {P(H₂O)/P(H₂)}가, 본 발명에서 규정하는 범위를 일탈하고 있고, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 실험예 68의 강판은 피로 강도가 극히 낮아, 실용에 견딜 수 없는 것이 되었다.

실험예 72의 합금화 용융 아연 도금 강판은 도금 공정 후의 도금층에 합금화 처리를 실시할 때의 처리 온도가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있으므로, 강판 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있는 한편, 그 밖의 조직의 체적 분율이 높게 되어 있다. 또한, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있음과 함께, 입자간의 평균 거리가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 외관 검사의 결과가 「×」로 되고, 또한 도금 박리 시험에 있어서 도금의 박리가 발생하였다. 또한, 항복 응력, 인장 강도가 낮아지는 결과가 되어, 강도, 연성 및 기계 절단 특성 모두가 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 76의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 굽힘 가공을 행하지 않았으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 500회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 80의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 냉각 정지 온도가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 350회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 84의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 예열대의 공기비가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있기 때문에 공기의 양이 지나치게 많으므로, 강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 도금성이 떨어지므로 외관 검사의 결과가 「×」의 평가로 되고, 또한 한계 블랭킹 횟수가 400회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 88의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 굽힘 가공의 굽힘 반경이 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 550회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 92의 합금화 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 300 내지 470℃에서의 정류 시간이 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있고, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 본 발명의 규정 범위를 크게 초과하고 있으므로, 한계 블랭킹 횟수가 350회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 96의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 300 내지 470℃에서의 정류 시간이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있는 한편, 마르텐사이트상의 체적 분율이 높게 되어 있으므로, 잔류 오스테나이트상 중의 고용 탄소량이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있음과 함께, 입자간 평균 거리가 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, n값이 0.060으로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 100의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서, 300 내지 470℃의 온도 영역에서의 장력을 부가하지 않았으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 500회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 104의 용융 아연 도금 강판은 냉연 공정에 있어서의 압하율이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 450회로 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 108의 용융 아연 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서의 650℃로부터의 평균 냉각 속도가 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있으므로, 잔류 오스테나이트상이 거의 생성되지 않고, 한편, 그 밖의 조직이 많이 생성되는 결과가 되었다. 이로 인해, 인장 강도가 낮고, 또한 n값이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 강도 및 연성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 112의 용융 아연 도금 강판은 열연 공정에 있어서의 400℃까지 서냉하는 시간이 본 발명의 규정 범위를 하회하고 있고, 잔류 오스테나이트상의 평균 입자 직경 및 입자간의 평균 거리 모두가, 본 발명의 규정 범위를 초과하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 350회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 116에서는 냉연 공정에 있어서의 압하율이 지나치게 크기 때문에 강판이 파단되어, 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 없었다.

실험예 120의 용융 아연 도금 강판은 도금 공정에 있어서의 도금욕 중의 유효 Al량이 0％이므로, 도금 박리 시험에 있어서 도금층의 박리가 발생하였다.

실험예 121 내지 123의 용융 아연 도금 강판은 화학 성분이 소정의 범위를 일탈한 예이다. 이들 중, 실험예 121에서는 C량이 본 발명에서 규정하는 하한 미만으로 되어 있으므로, 강판 조직에 있어서 페라이트상이 대량으로 생성되어, 인장 강도가 낮은 결과가 되어, 강도 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다. 또한, 실험예 122에서는 C량이 본 발명에서 규정하는 상한 초과로 되어 있으므로, 강판 조직에 있어서 잔류 오스테나이트상이 대량으로 생성되어, n값이 낮은 결과가 되어, 연성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다. 또한, 실험예 123에서는 Mn량이 본 발명에서 규정하는 하한 미만으로 되어 있으므로, 강판 조직에 있어서 페라이트상이 대량으로 생성되어, 인장 강도가 낮은 결과가 되어, 강도 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 124의 합금화 용해 도금 강판은 어닐링 공정에 있어서, 300 내지 470℃의 온도 영역에서의 장력이 본 발명의 규정 범위를 초과한 예이다. 여기서는, 어닐링 공정 후의 강판의 판 두께가 어닐링 공정 전의 강판의 판 두께에 비해 감소되어, 소정의 판 두께 정밀도가 얻어지지 않고 실험을 중지한 예이다.

실험예 125에서는 Si의 함유량이 크고, 냉간 압연 공정에 있어서 강판이 파단되어, 실험을 중지한 예이다.

실험예 126의 합금화 용해 도금 강판은 Si의 함유량이 적어, 강판 표층부에 있어서의 산화물의 생성이 적정으로 되지 않아, 산화물의 밀도가 본 발명의 규정 범위로부터 일탈하고 있다. 이로 인해, 한계 블랭킹 횟수가 400회로 현저하게 낮은 결과가 되어, 기계 절단 특성이 떨어져 있는 것을 알 수 있다.

실험예 127에서는 Mn의 함유량이 크고, 주조 완료 후로부터 열간 압연 공정에 제공할 때까지의 동안에 슬래브가 파단되어, 실험을 중지한 예이다.

실험예 128에서는 Al의 함유량이 크고, 어닐링 공정에 있어서 전후의 강판과 용접한 부위가 파단되어, 실험을 중지한 예이다.

이상 설명한 실시예의 결과로부터, 본 발명의 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서 우수한 연성을 구비함과 함께, 가공 설비 등을 열화시키는 일이 없어, 높은 기계 절단 특성을 구비하는 것이 명백하다.

본 발명에 따르면, 예를 들어 강판을 프레스 가공 등에 의해 성형하여 얻어지는 부재 등의 용도에 있어서, 인장 최대 강도 900㎫ 이상의 고강도를 확보하면서, 우수한 연성과 기계 절단 특성이 얻어지고, 우수한 강도 및 가공성이 동시에 얻어진다. 이에 의해, 예를 들어, 특히, 자동차용 부재 등의 분야에 본 발명을 적용함으로써, 차체의 강도 증강에 수반하는 안전성의 향상이나, 부재 제조 시의 가공성의 향상 등의 장점을 충분히 향수할 수 있어, 그 사회적 공헌은 헤아릴 수 없다.

Claims

질량％로,
C:0.075 내지 0.400％,
Si:0.01 내지 2.00％,
Mn:0.80 내지 3.50％,
P:0.0001 내지 0.100％,
S:0.0001 내지 0.0100％,
Al:0.001 내지 2.00％,
N:0.0001 내지 0.0100％,
O:0.0001 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강판의 표면에 도금층을 갖는 판 두께 0.6 내지 5.0㎜의 고강도 용융 아연 도금 강판이며,
강판의 표면으로부터 판 두께의 1/4을 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에 있어서, 강판 조직이, 적어도 체적 분율로 40 내지 90％의 페라이트상 및 3％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트상은 상 중에 있어서의 고용 탄소량이 0.70 내지 1.00％이고, 평균 입자 직경이 2.0㎛ 이하임과 함께, 입자간의 평균 거리가 0.1 내지 5.0㎛이고,
강판 표층부에 있어서의 탈탄층의 두께가 0.01 내지 10.0㎛이고, 상기 강판 표층부에 포함되는 산화물의 평균 입자 직경이 30 내지 120㎚임과 함께, 그 평균 밀도가 1.0×10¹²개/㎡ 이상이고,
또한, 3 내지 7％의 소성 변형 시에 있어서의 가공 경화 계수(n값)가 평균으로 0.080 이상인 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Ti:0.001 내지 0.150％,
Nb:0.001 내지 0.100％,
V:0.001 내지 0.300％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Cr:0.01 내지 2.00％,
Ni:0.01 내지 2.00％,
Cu:0.01 내지 2.00％,
Mo:0.01 내지 2.00％,
B:0.0001 내지 0.0100％,
W:0.01 내지 2.00％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0001 내지 0.0100％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 도금층이 합금화되어 이루어지는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
질량％로,
C:0.075 내지 0.400％,
Si:0.01 내지 2.00％,
Mn:0.80 내지 3.50％,
P:0.0001 내지 0.100％,
S:0.0001 내지 0.0100％,
Al:0.001 내지 2.00％,
N:0.0001 내지 0.0100％,
O:0.0001 내지 0.0100％
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물의 화학 성분을 갖는 슬래브를, 직접 또는 일단 냉각한 후에 1180℃ 이상으로 가열하고, 850 내지 950℃를 압연 완료 온도로 하는 열간 압연을 실시한 후에, 500 내지 650℃까지 평균 냉각 속도 10℃/s 이상으로 급냉한 후, 코일로 권취하여, 400℃까지 1.0시간 이상 걸려서 서냉하는 열연 공정과,
상기 열연 공정에 이어서 산세한 후, 합계의 압하율을 30 내지 75％로 하는 냉간 압연을 행하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정 후의 강판을, 600 내지 750℃ 사이의 평균 가열 속도를 20℃/s 이하로 하여, 750℃ 이상까지 가열하고, 계속해서, 750 내지 650℃ 사이의 평균 냉각 속도를 1.0 내지 15.0℃/s로 하여 냉각하고, 650℃로부터의 평균 냉각 속도를 3.0℃/s 이상으로 하여 냉각하고, 300 내지 470℃의 온도 영역에 있어서 20 내지 1000초 정류시키면서, 상기 온도 영역에 있어서 5 내지 100㎫의 장력을 가하면서, 굽힘 반경을 800㎜ 이하로 하는 굽힘 가공을 1회 이상 실시하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후, 도금욕 온도:450 내지 470℃, 도금욕 진입 시의 강판 온도:430 내지 490℃, 도금욕 중에 있어서의 유효 Al량:0.01 내지 0.18질량％의 조건으로 강판을 아연 도금욕에 침지함으로써, 강판 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 도금층을 형성하는 도금 공정과,
상기 도금 공정 후에, 150℃ 이하까지 평균 냉각 속도 0.5℃/s 이상으로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고,
상기 어닐링 공정은 예열 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스에 있어서, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적과, 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연료 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요해지는 공기의 체적의 비인 공기비:0.7 내지 1.2로 된 조건의 예열대에 있어서, 400 내지 800℃의 강판 온도로 가열하면서 통판시킴으로써 강판 표층부에 산화물을 생성시키고, 계속해서, 수증기(H₂O)와 수소(H₂)의 분압비 P(H₂O)/P(H₂):0.0001 내지 2.0으로 된 환원대에 있어서 750℃ 이상까지 가열함으로써, 상기 예열대에 있어서 생성시킨 상기 산화물을 환원한 후에 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제6항에 기재된 방법으로 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 도금 공정까지를 행한 후이며 상기 냉각 공정 전, 상기 도금 공정에서 형성된 도금층에 470 내지 620℃의 온도에서 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 기계 절단 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.