KR20140052070A - 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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히로유키 반
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Abstract

체적 분율로, 40 내지 90%의 페라이트 상과, 5% 이하의 잔류 오스테나이트 상을 가짐과 함께, 페라이트 상 전체에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 비율이 체적 분율로 50% 이하고, 또한 페라이트 상의 결정립의 압연 방향에서의 평균 입경을, 판 폭 방향에서의 평균 입경으로 나눈 값인 입경비가 0.75 내지 1.33, 섬 형상으로 분산하는 경질 조직의 압연 방향에서의 평균 길이를, 판 폭 방향에서의 평균 길이로 나눈 값인 길이비가 0.75 내지 1.33, 개재물의 평균 종횡비가 5.0 이하인 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층을 형성한다.

Description

내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 인장 최대 강도 900MPa 정도 이상의 고강도 강판을 모재로 해서, 그 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판에 관한 것으로, 특히 내지연 파괴 특성이 우수한 동시에 내지연 파괴 특성의 이방성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 들어, 자동차 또는 건설 기계, 기타 건축·토목 구조물 등의, 각종 부품이나 구조물에 사용되는 강판에 대한 고강도화의 요구가 높아지고 있다. 이러한 배경하에, 인장 최대 강도가 900MPa 이상의 고강도 강판이, 자동차의 범퍼나 임펙트 빔 등의 보강재를 중심으로 사용되게 되었다. 또한 이들 용도의 강판에 대해서는, 옥외에서 사용되는 것이 많기 때문에, 우수한 내식성이 요구되는 것이 통상이다.
이러한 내식성이 필요해지는 용도의 강판으로서는, 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시한 용융 아연 도금 강판이 널리 사용되고 있다. 또한, 용융 아연 도금 후에, 도금층을 Zn의 융점 이상의 온도로 가열해서 모재 강판 내에서 Fe를 도금층 중에 확산시킴으로써, 도금층을 Zn-Fe 합금이 주체인 층으로 하는 합금화 처리를 행한 합금화 용융 아연 도금 강판도, 최근에는 폭넓게 사용되게 되었다.
그런데, 고강도 강판을 자동차 등에 적용함에 있어서는, 지연 파괴의 발생이라는 문제를 해결할 필요가 있다.
지연 파괴란, 부재의 가공이나 조립 시에는 깨짐이나 파괴가 발생하지 않지만, 높은 응력이 작용하는 상황하에서 부재를 사용하고 있는 동안에, 외견상은 거의 소성 변형을 수반하는 일없이, 갑자기 취성적으로 깨짐 등의 파괴가 발생하는 현상이다. 지연 파괴는, 강판의 외부 환경으로부터 강판에 진입하는 수소와 밀접한 관계가 있는 것으로 알려져 있다. 즉, 일반적으로 지연 파괴는, 외부 환경으로부터 진입해서 강 중에서 확산된 수소에 기인하는 취화 현상으로 여겨지고 있다.
지연 파괴에 큰 영향을 미치는 인자로서는, 강판 강도가 알려져 있다. 이것은, 고강도의 강판일수록, 높은 응력이 작용하는 환경에서 사용될 가능성이 높기 때문이다. 즉, 저강도 재료를 높은 응력이 작용하는 부재에 사용한 경우에는, 재료가 즉시 소성 변형해서 파단에 이르러버리므로, 지연 파괴는 발생하지 않는 것이 통상적이다. 한편, 고강도 재료는, 소성 변형이나 파단이 발생하기 어려우므로, 높은 응력이 작용하는 환경에서 사용되는 경우가 많다. 또한, 자동차 부품과 같이 성형 가공을 실시하고나서 사용하는 강재에는, 가공에 의해 잔류 응력이 발생한다. 이 잔류 응력은 강판 강도가 높아질수록 커진다. 이로부터, 외부 부하에 의한 응력 외에도 큰 잔류 응력이 강판에 가해지게 되고, 그 때문에 지연 파괴가 발생하기 쉬워진다. 그 결과, 고강도 재료 정도, 지연 파괴의 발생의 우려가 높아지는 것이다.
한편, 박 강판, 예를 들어 판 두께가 3.0mm 정도 이하의 박 강판에서는, 내지연 파괴 특성에 이방성이 있는 것으로 알려져 있다. 즉, 강판의 제조 프로세스에서의 가공 방향(일반적으로는 최종 냉간 압연에서의 압연 방향인지, 거기에 직교하는 압연 폭 방향인지)에 따라, 내지연 파괴 특성에 차가 발생하는 경우가 있다. 이 경향은 특히 박판에서 현저해진다. 따라서 고강도 박 강판을, 높은 응력이 작용하는 부재에 사용하는 경우에는, 안전 확보를 위한 대책을 강구하는 것이 행해지고 있다. 즉, 가장 내지연 파괴 특성이 떨어지는 방향에서도 지연 파괴가 발생하지 않도록 설계를 행하거나, 또는 내지연 파괴 특성이 떨어지는 방향으로의 가공이 경미하게 되도록, 부재에 대한 강판의 적용 방향을 고려하는 등의 대책을 강구하는 것이 행해지고 있다. 그러나, 그러한 대책에서는, 강판의 이용시에 있어서 현저한 제한이 부과되어버린다는 문제가 있다.
따라서, 박 강판 그 자체의 특성으로서, 단순히 내지연 파괴 특성을 향상시킬 뿐만 아니라, 내지연 파괴 특성의 이방성을 작게 한 박 강판의 개발이 강하게 요망된다.
그런데 박강판의 이방성에 관한 종래 기술로서는 이하의 기술이 있다. 우선, 연성의 이방성을 약화시켜서 강판의 특성을 향상시키는 수단으로서, 특허문헌 1에 개시되는 기술이 있다. 또한, 굽힘성 및 인성의 이방성을 약화시켜서, 강판의 특성을 향상시키는 수단으로서, 특허문헌 2에 나타내는 기술이 있다. 그러나, 특허문헌 1, 2 어디에도, 내지연 파괴 특성에 대해서는 기재되어 있지 않고, 내지연 파괴 특성의 이방성을 해소하기 위한 수단도 개시되어 있지 않다.
또한, 특허문헌 3에는, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 인장 강도 및 연성의 이방성이 작은 강판이 기재되어 있다. 그러나, 내지연 파괴 특성의 이방성에 대해서는 기재되어 있지 않고, 내지연 파괴 특성의 이방성을 작게 하기 위한 수단도 개시되어 있지 않다.
또한, 강판의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 방법으로서, 특허문헌 4, 특허문헌 5에는, 강판의 주상을 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트와 같은 경질 조직으로 함으로써 내지연 파괴 특성을 향상시킨 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 6에는, 강판의 주상을 템퍼링 마르텐사이트로 한 뒤에, 또한 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세한 탄화물을 분산시킴으로써 내지연 파괴 특성을 향상시킨 강판이 기재되어 있다.
그러나, 이들 특허문헌 4 내지 6의 기술에 의한 강판에서는, 모두 경질이고 연성이 떨어지는 조직을 주상으로 하고 있기 때문에, 강판 전체에서도 연성이 떨어지고, 그로 인해 가혹한 성형 가공을 실시해서 사용하는 용도에는 부적당하다.
특허문헌 7에는, 강판의 표면으로부터 10㎛ 이내의 표층에 산화물을 분산시키고, 그 산화물에 수소를 트랩시킴으로써, 강판의 내지연 파괴 특성을 향상시키는 것이 나타나 있다. 또한, 특허문헌 8에는, 강판의 주상을 페라이트로 하여, 경질 조직인 마르텐사이트를 강판에 분산시키고, Ti, Nb, V 등의 미세 석출물에 의해 당해 마르텐사이트의 블록 사이즈를 미세화시킴으로써, 내지연 파괴 특성을 향상시킨 강판이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 9에는, 상술한 바와 같은 블록 사이즈의 미세화 외에, 강판의 표층에 0.5㎛ 이상의 두께로 탈탄층을 형성함으로써, 내지연 파괴 특성을 향상시킨 강판이 기재되어 있다.
이들 특허문헌 7 내지 9에서는, 강도, 연성 외에도 내지연 파괴 특성이 향상되는 것이 기재되어 있기는 하지만, 내지연 파괴 특성의 이방성에 대해서는 전혀 배려되어 있지 않다.
일본 특허 공개 제2005-256020호 공보 일본 특허 공개 제2010-156016호 공보 일본 특허 공개 제2010-168651호 공보 일본 특허 제3247907호 공보 일본 특허 공개 제4317384호 공보 일본 특허 제4712882호 공보 일본 특허 공개 제2007-211279호 공보 일본 특허 공개 제2011-111671호 공보 일본 특허 공개 제2011-111675호 공보
하야시 구니오, 외 4명, 「박 강판에서의 내수소 취화 특성 평가법」, 마테리아(일본 금속 학회 회보), 2005년 3월 20일, 44(3), p.254-256 사단 법인 일본 철강 협회 생산 기술 부문 표면 처리 강판부회편, 「용융 아연 도금 강판 매뉴얼」, 사단 법인 일본 철강 협회, 1991년 1월, p.53-55
상술한 바와 같이, 예를 들어 900MPa 정도 이상의 고강도를 갖는 강판, 특히 두께가 3.0mm 정도 이하의 박 강판을 고부하가 작용하는 부재로서 사용한 경우, 내지연 파괴 특성의 이방성이 문제가 된다. 그러나 종래는, 내지연 파괴 특성 이외의 연성 등의 기계적 특성의 이방성의 저감, 또는 내지연 파괴 특성 자체의 향상 대책에 대해서는 고려되어 있었지만, 내지연 파괴 특성의 이방성의 저감에 대해서는 특별히 고려되어 있지 않았던 것이 실정이다. 그로 인해, 상술한 바와 같이 부하가 큰 부재에 대한 적용시에 있어서, 안전을 위해 지연 파괴의 발생을 확실하면서도 또한 안정되게 방지하고자 하면, 설계상 또는 가공상의 제약이 발생하지 않을 수 없었던 것이다. 그리고 이러한 문제는, 고강도 강판의 표면에 내식성 향상을 위해 용융 아연 도금층을 형성한 용융 아연 도금 강판, 또한 그 도금층을 합금화한 합금화 용융 아연 도금 강판의 경우에도, 필연적으로 발생하였던 것이다.
본 발명은, 이상의 사정을 배경으로 해서 이루어진 것으로, 연성과 강도의 확보를 도모하면서, 내지연 파괴 특성의 향상을 도모함과 동시에, 그 내지연 파괴 특성의 이방성, 특히 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 내지연 파괴 특성의 이방성(면내 이방성)을 저감시킨 용융 아연 도금 강판을 제공하고, 아울러 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 모재 강판의 연성이나 강도를 손상시키지 않고, 내지연 파괴 특성을 향상시킴과 함께, 그 내지연 파괴 특성의 면내 이방성을 저감시키는 방책을 발견하기 위해, 다양한 실험, 검토를 거듭하였다. 그 결과, 모재 강판의 성분 조성을 적절하게 조정할 뿐만 아니라, 강 조직을 적절하게 조정하고, 동시에 특정한 상이나 조직, 개재물의 형상을 적절하게 조정하고, 나아가 모재 표면층을, 적절하게 산화물이 분산된 탈탄층으로 함으로써, 상기 과제를 해결할 수 있음을 신규로 알아내고, 또한 그 때문에 필요한 제조 프로세스 조건을 발견하여, 본 발명을 이루기에 이르렀다.
따라서 본 발명이 요지로 하는 바는 하기와 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%,
O: 0.0001 내지 0.0100%,
N: 0.0001 내지 0.0100%,
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강을 포함하는 모재 강판과,
상기 모재 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 갖고
상기 모재 강판의 표면으로부터, 상기 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 상기 모재 강판의 조직이, 체적 분율로 40 내지 90%의 페라이트 상을 가짐과 함께, 잔류 오스테나이트 상이, 체적 분율로 5% 이하고, 또한 상기 페라이트 상 전체에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 비율이, 체적 분율로 50% 이하의 조직이 되고,
상기 모재 강판에서의 상기 페라이트 상의 결정립의 압연 방향에서의 평균 입경을, 판 폭 방향에서의 평균 입경으로 나눈 값인 입경비가 0.75 내지 1.33이며, 상기 페라이트 상 중에 섬 형상으로 분산하는 경질 조직의 압연 방향에서의 평균 길이를, 판 폭 방향에서의 평균 길이로 나눈 값인 길이비가 0.75 내지 1.33이며, 또한 상기 모재 강판에 포함되는 개재물의 평균 종횡비가 1.0 내지 5.0이며,
상기 모재 강판의 표면층이, 0.01 내지 10.0㎛의 두께의 탈탄층으로 되어 있고, 또한 그 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 입경이 30 내지 500nm이며, 또한 그 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 밀도가, 1.0×1012개/m2 내지 1.0×1016개/m2의 범위 내로 되어 있는 것을 특징으로 하는 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(2) 상기 모재 강판은, 질량%로, 또한,
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%,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(3) 상기 모재 강판은, 질량%로, 또한,
Ti: 0.001 내지 0.150%,
Nb: 0.001 내지 0.100%,
V: 0.001 내지 0.300%,
중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(4) 상기 모재 강판은, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100질량% 함유하는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고급도 용융 아연 도금 강판.
(5) 상기 모재 강판에서의, 전체 신장이 3 내지 7%의 범위 내에서의 평균의 가공 경화 지수(n값)가 0.060 이상인 것을 특징으로 하는 상기, (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(6) 상기 모재 강판에서의, 압연 방향에서의 한계 확산성 수소량을, 판 폭 방향에서의 한계 확산성 수소량으로 나눈 값이, 0.5 내지 1.5의 범위 내에 있는 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(7) 상기 모재 강판에서의, 표면으로부터 1/4 두께의 위치의 BCC철의 X선 랜덤 강도비가 4.0 이하인 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(8) 상기 용융 아연 도금층은 합금화 처리된 것인 것을 특징으로 하는, 상기 (1)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
(9) 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%,
O: 0.0001 내지 0.0100%,
N: 0.0001 내지 0.0100%,
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 슬래브를 1080℃ 이상으로 가열해서 열간 압연을 개시하고, 열간 압연 개시부터 열간 압연 종료까지의 전체 패스 수(-)를 N, i번째의 패스에서의 압연 온도(℃)를 TPi, i번째의 패스에서의 압하율(-)을 ri로 해서, 이것들이 하기의 식 A를 만족하도록 열간 압연을 실시하고, 상기 모재 강판의 온도가, 850 내지 980℃의 범위 내의 온도일 때에 열간 압연을 종료시키는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 종료 후로부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 하고, 상기 열간 압연된 모재 강판을, 5℃/초 이상 50℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각하여, 상기 모재 강판의 온도가 500 내지 650℃의 범위 내의 온도일 때에 그 1차 냉각을 정지시키는 1차 냉각 공정과,
상기 1차 냉각 공정에 이어서, 상기 모재 강판의 온도가, 상기 1차 냉각을 정지했을 때의 온도에서부터 400℃가 될 때까지의 경과 시간이 1시간 이상이 되도록 상기 모재 강판을 서냉하여 2차 냉각하는 2차 냉각 공정과,
상기 2차 냉각 후, 합계의 압하율을 30 내지 75%로 해서 상기 모재 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
상기 냉간 압연 후, 상기 냉간 압연된 상기 모재 강판을, 600 내지 750℃의 범위 내에서의 평균 승온 속도가 20℃/sec 이하로 되도록 승온하여, 750℃ 이상의 온도로 가열하고, 계속해서 750 내지 650℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가, 1.0 내지 15.0℃/초가 되도록 상기 가열된 상기 모재 강판을 냉각하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 상기 모재 강판의 표면에, 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정,
을 갖는 것을 특징으로 하는 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[식 A]
Figure pct00001
(10) 상기 어닐링 공정 및 상기 도금 공정을, 예열대, 환원대 및 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인에 의해 연속적으로 실시하는 것으로 하고,
또한, 상기 예열대에서의 적어도 일부를, 가열을 위한 버너에 사용하는 공기와 연료 가스의 혼합 가스이며 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적을, 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 연소 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적으로 나눈 값인 공기비가 0.7 내지 1.2가 된 산화 처리 존으로 해서, 그 산화 처리 존에서 상기 냉간 압연 후의 상기 모재 강판의 표층부에 산화물을 생성시키고,
계속해서, 수증기 분압을 수소 분압으로 나눈 값인 분압비(P)(H2O)/P(H2)가 0.0001 내지 2.0가 된 상기 환원대에 있어서, 상기 산화물을 환원시킨 후, 상기 도금대에 있어서, 도금욕 온도: 450 내지 470℃, 도금욕 중에서의 유효 Al량: 0.01 내지 0.18질량%가 된 용융 아연 도금욕 중에, 도금욕 진입시의 강판 온도: 430 내지 490℃의 조건에서, 상기 환원대를 통과한 상기 모재 강판을 침지시킴으로써, 당해 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(11) 상기 도금 공정 후, 또한 상기 용융 아연 도금의 층을 합금화시키기 위한 합금화 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 상기 (9)에 기재된 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 고강도 강판을 모재로서 사용한 용융 아연 도금 강판으로서, 연성 및 강도를 손상시키지 않고, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 박판이라도 내지연 파괴 특성의 이방성이 적은 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 따라서 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을, 박판으로서 고부하가 작용하는 부재로서 사용함에 있어서도, 높은 안전성을 확보할 수 있음과 함께, 설계상이나 가공상의 제약을 받을 우려가 적고, 그 때문에 설계나 가공의 자유도를 높여서 고강도 용융 아연 도금 강판의 적용 범위를 확대할 수 있다.
이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다.
본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 기본적으로는, 소정의 성분 조성을 갖고 또한 강 조직을 적절하게 조정한 고강도 강판을 모재로 해서, 그 모재가 되는 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 형성한 것이다. 또한, 모재 강판의 표면의 용융 아연 도금층은, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리한 것(합금화 용융 아연 도금층)이어도 좋다. 여기서, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판과, 그 모재가 되는 강판의 두께는 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로 내지연 파괴 특성의 이방성은, 판 두께가 얇은 강판에서 발생하기 쉬워지므로, 본 발명의 효과도, 모재 강판의 두께가 얇은 경우에 커진다. 따라서 본 발명은, 모재 강판이 박판인 경우에 적용하는 것이 적절하다. 구체적으로는, 고강도 용융 아연 도금 강판의 판 두께가 0.6 내지 5.0mm인 것이 바람직하다. 즉, 고강도 용융 아연 도금 강판의 판 두께가 0.6mm 미만이 되면, 강판의 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란해진다. 한편, 고강도 용융 아연 도금 강판의 판 두께가 5.0mm를 초과하면, 강판 내부를 균등하게 냉각하는 것이 곤란해진다. 또한, 모재 강판의 판 두께는, 3.0mm 이하인 것이 바람직하고, 또한 2.0mm 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 실시 형태에서는, 이하의 (a) 내지 (f)에 의해, 연성(성형 가공성) 및 강도를 확보하면서, 내지연 파괴 특성의 충분한 향상과 함께, 내지연 파괴 특성의 이방성의 확실한 저감을 도모할 수 있는 고강도 용융 아연 도금 강판을 실현한다.
(a) 모재 강판의 강 조직의 마이크로 조직을, 연질의 페라이트 상을 주체로 한다.
(b) 그 페라이트 상에서 차지하는 미 재결정 페라이트를 소량으로 제한하고, 동시에 잔류 오스테나이트 상을 소량으로 규제한다.
(c) 그 페라이트층에서의 결정립의 압연 방향의 입경을 판 폭 방향의 입경으로 나눈 값인 입경비를 적절한 범위로 규제한다.
(d) 섬 형상의 경질 조직(주로 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 등의 경질상의 집합체를 포함하는 섬 형상의 조직)의 압연 방향에서의 길이를, 판 폭 방향에서의 길이로 나눈 값인 길이비를 적절한 범위로 규제한다.
(e) 개재물(주로 Mn 황화물 및/또는 Mn 황화물을 포함하는 조대한 복합 개재물)의 평균 종횡비를 적절한 범위 내로 규제한다.
(f) 모재 강판의 표면층을, 비교적 두꺼운 탈탄층으로 하고, 그 탈탄층 중에서의 산화물(주로 Si 및/또는 Mn을 함유하는 산화물)을 미세하면서도 또한 고밀도로 분산시킨다.
따라서 이러한 조건의 한정 이유에 대해 설명한다.
우선 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재로서 사용되는 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 기재에 있어서, 특별히 언급이 없는 경우, 「%」는, 질량%를 나타내는 것으로 한다.
〔C: 0.075 내지 0.400질량%〕
C는, 강판의 강도를 높이기 위해 함유된다. 그러나, C의 함유량이 0.400질량%를 초과하면, 강판의 용접성이 불충분해진다. 용접성을 확보하는 관점에서는, C의 함유량은 0.300질량% 이하인 것이 바람직하고, 0.250질량% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량이 0.075질량% 미만이면 강판의 강도가 저하되어, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 강판의 강도를 보다 한층 높이기 위해서는, C의 함유량은 0.085질량% 이상인 것이 바람직하고, 0.100질량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔Si: 0.01 내지 2.00질량%〕
Si는, 강판에서의 철계 탄화물의 생성을 억제하여, 강판의 강도와 성형성을 높이는 원소다. 그러나, Si의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 강판이 취화하고 연성이 열화되어, 냉간 압연이 곤란해질 가능성이 있다. 연성을 확보하는 관점에서는, Si의 함유량은 1.80질량% 이하인 것이 바람직하고, 1.50질량% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Si의 함유량이 0.01질량% 미만에서는, 탈탄층 중에 충분히 산화물을 분산시키는 것이 곤란해진다. 그 관점에서는, Si의 하한값은 0.20질량% 이상인 것이 바람직하고, 0.50질량% 이상이 보다 바람직하다.
〔Mn: 0.80 내지 3.50질량%〕
Mn은, 강판의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 그러나, Mn의 함유량이 3.50질량%를 초과하면, 강판의 판 두께 중앙부에 조대한 Mn 농화부가 발생한다. 그 결과, 슬래브의 취화가 일어나기 쉬워져, 주조한 슬래브가 깨지는 등의 문제가 생기기 쉬워진다. 또한, Mn의 함유량이 3.50질량%를 초과하면, 용접성도 열화된다. 따라서 Mn의 함유량은, 3.50질량% 이하로 할 필요가 있다. 용접성을 확보하는 관점에서는, Mn의 함유량은 3.00질량% 이하인 것이 바람직하고, 2.70질량% 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량이 0.80질량% 미만이면, 어닐링 후의 냉각 중에 연질의 조직이 다량으로 형성되기 때문에, 900MPa 이상의 인장 최대 강도를 확보하는 것이 어려워진다. 이로부터, Mn의 함유량은 0.80질량% 이상으로 할 필요가 있다. 강판의 강도를 보다 높이기 위해서는, Mn의 함유량은 1.00질량% 이상인 것이 바람직하고, 1.30질량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔P: 0.0001 내지 0.100질량%〕
P는, 강판의 판 두께 중앙부에 편석되는 경향이 있어, 용접부를 취화시킨다. P의 함유량이 0.100질량%를 초과하면, 용접부가 크게 취화되기 때문에, P의 함유량의 상한을 0.100질량%로 하였다. 또한 그러한 관점에서는, P의 함유량은 0.030질량% 이하가 보다 바람직하다. 한편, P의 함유량을 0.0001질량% 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하므로, 0.0001질량%를 하한값으로 하였다. 또한 P의 함유량은 0.0010질량% 이상이 보다 바람직하다.
〔S: 0.0001 내지 0.0100질량%〕
S는, 용접성 및 주조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미친다. 이로부터, S의 함유량의 상한값을 0.0100질량% 이하로 하였다. 또한 S는, Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여, 강판의 연성이나 신장 플랜지성을 저하시키기 때문에, S의 함유량을 0.0050질량% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0030질량% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편 S의 함유량을 0.0001질량% 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001질량%를 하한값으로 하였다. 또한 S의 함유량은 0.0005질량% 이상이 바람직하고, 또한 0.0010질량% 이상이 보다 바람직하다.
〔Al: 0.001 내지 2.00질량%〕
Al은, 철계 탄화물의 생성을 억제하여 강판의 강도 및 성형성을 높인다. 그러나, Al의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 용접성이 악화되기 때문에, Al의 함유량의 상한을 2.00질량%로 하였다. 또한 이러한 관점에서, Al의 함유량은 1.50질량% 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.20질량% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않더라도 본 발명의 효과는 발휘된다. 단, Al은 원료 중에 미량으로 존재하는 불가피 불순물이며, 그 함유량을 0.001질량% 미만으로 하기 위해서는 제조 비용의 대폭적인 증가가 수반된다. 따라서, Al의 함유량을 0.001질량% 이상으로 하였다. 또한 Al은, 탈산재로서도 유효한 원소이므로, 탈산의 효과를 보다 충분히 얻기 위해서는, Al의 함유량은 0.010질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
〔N: 0.0001 내지 0.0100질량%〕
N은, 조대한 질화물을 형성하여, 강판의 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 그 첨가량을 억제할 필요가 있다. N의 함유량이 0.0100질량%를 초과하면, 그 경향이 현저해지기 때문에, N의 함유량의 상한을 0.0100질량%로 하였다. 또한 N은, 용접시의 블로우홀 발생의 원인이 되므로, 그 함유량이 적은 것이 좋다. N의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, N의 함유량을 0.0001질량% 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 0.0001질량% 이상으로 하였다.
〔O: 0.0001 내지 0.0100질량%〕
O는, 산화물을 형성하여, 강판의 연성 및 신장 플랜지성을 열화시키므로, 그 함유량을 억제할 필요가 있다. O의 함유량이 0.0100질량%를 초과하면, 강판의 신장 플랜지성의 열화가 현저해지기 때문에, O의 함유량의 상한을 0.0100질량%로 하였다. 또한 O의 함유량은 0.0070질량% 이하인 것이 바람직하고, 0.0050질량% 이하인 것이 보다 바람직하다. O의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, O의 함유량을 0.0001질량% 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 수반하기 때문에, 0.0001질량%를 O의 함유량의 하한으로 하였다. 또한 제조 비용 면에서는, O의 함유량은 0.0003질량% 이상이 바람직하고, 0.0005질량% 이상이 보다 바람직하다.
그 외, 본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라, Cr, Ni, Cu, Mo, B, W 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소가 첨가되어 있어도 좋다. 이들 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.
〔Cr: 0.01 내지 2.00질량%〕
Cr은, 고온에서의 상변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소다. 따라서, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 Cr을 슬래브에 첨가해도 좋다. Cr의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 열간 압연 공정에서의 슬래브의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Cr의 함유량은 2.00질량% 이하로 하였다. Cr의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cr의 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cr의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다.
〔Ni: 0.01 내지 2.00질량%〕
Ni는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소다. 따라서, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 Ni를 슬래브에 첨가해도 좋다. Ni의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 강판의 용접성이 손상되므로, Ni의 함유량은 2.00질량% 이하로 하였다. Ni의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ni의 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다.
〔Cu: 0.01 내지 2.00질량%〕
Cu는, 미세한 입자로서 강 중에 존재함으로써 강판의 강도를 높이는 원소다. 따라서, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 Cu를 슬래브에 첨가할 수 있다. Cu의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 강판의 용접성이 손상되므로, Cu의 함유량은 2.00질량% 이하로 하였다. Cu의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Cu의 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Cu의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다.
〔Mo: 0.01 내지 2.00질량%〕
Mo는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소다. 따라서, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 Mo를 슬래브에 첨가해도 좋다. Mo의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 열간 압연 공정에서의 슬래브의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, Mo의 함유량은 2.00질량% 이하로 하였다. Mo의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Mo의 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, Mo의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다.
〔W: 0.01 내지 2.00질량%〕
W는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 슬래브에 첨가해도 좋다. W의 함유량이 2.00질량%를 초과하면, 열간 압연 공정에서의 슬래브의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, W의 함유량은 2.00질량% 이하가 바람직하다. W의 함유량의 하한은, 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, W에 의한 강판의 고강도화를 충분히 얻기 위해서는, W의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다.
〔B: 0.0001 내지 0.0100질량%〕
B는, 고온에서의 상변태를 억제하여, 강판의 고강도화에 유효한 원소다. 따라서, C 및/또는 Mn의 일부 대신에 B를 슬래브에 첨가해도 좋다. B의 함유량이 0.0100질량%를 초과하면, 열간 압연 공정에서의 슬래브의 가공성이 손상되어 생산성이 저하되므로, B의 함유량은 0.0100질량% 이하로 하였다. 생산성의 관점에서는, B의 함유량은 0.0050질량% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0030지장% 이하인 것이 더욱 바람직하다. B의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, B의 첨가에 의한 강판의 고강도화의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B의 함유량을 0.0001질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 새로운 강판의 고강도화를 위해서는, B의 함유량은 0.0003질량% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0005질량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
또한 본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판의 모재 강판에는, 필요에 따라, Ti, Nb, V 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소가 첨가되어 있어도 좋다. 이들의 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.
〔Ti: 0.001 내지 0.150질량%〕
Ti는, 석출물의 강화와, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립의 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소다. 그러나, Ti의 함유량이 0.150질량%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 강판의 성형성이 열화되기 때문에, Ti의 함유량은 0.150질량% 이하로 하였다. 강판의 성형성을 확보하는 관점에서는, Ti의 함유량은 0.100질량% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.070질량% 이하인 것이 더욱 바람직하다. Ti의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Ti의 첨가에 의한 강판의 강도의 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Ti의 함유량은 0.001질량% 이상인 것이 바람직하다. 강판의 가일층의 고강도화를 위해서는, Ti의 함유량은 0.010질량% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.015질량% 이상인 것이 더욱 바람직하다.
〔Nb: 0.001 내지 0.100질량%〕
Nb는, 석출물의 강화와, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립의 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소다. 그러나, Nb의 함유량이 0.100질량%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 강판의 성형성이 열화되기 때문에, Nb의 함유량은 0.100질량% 이하로 하였다. 강판의 성형성을 확보하는 관점에서는, Nb의 함유량은 0.050질량% 이하인 것이 보다 바람직하다. Nb의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, Nb의 첨가에 의한 강판의 강도의 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, Nb의 함유량은 0.001질량% 이상인 것이 바람직하다. 강판의 가일층의 고강도화를 위해서는, Nb의 함유량은 0.010질량% 이상인 것이 보다 바람직하다.
〔V: 0.001 내지 0.300질량%〕
V는, 석출물의 강화와, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립의 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도의 상승에 기여하는 원소다. 그러나, V의 함유량이 0.300질량%를 초과하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 강판의 성형성이 열화되기 때문에, V의 함유량은 0.300질량% 이하로 하였다. 강판의 성형성을 확보하는 관점에서는, V의 함유량은 0.200질량% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.150질량% 이하인 것이 더욱 바람직하다. V의 함유량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, V의 첨가에 의한 강판의 강도의 상승 효과를 충분히 얻기 위해서는, V의 함유량은 0.001질량% 이상인 것이 바람직하다.
또한 본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판에서의 모재 강판에는, 그 밖의 원소로서, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM의 1종 또는 2종 이상이, 합계로 0.0001 내지 0.0100질량% 첨가되어 있어도 좋다. 이들의 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM은, 강판의 성형성의 개선에 유효한 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 슬래브에 첨가할 수 있다. 그러나, Ca, Ce, Mg, Zr, La 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0100질량%를 초과하면, 오히려 강판의 연성을 손상시킬 우려가 있다. 이로 인해, 각 원소의 함유량의 합계가 0.0100질량% 이하인 것이 바람직하다. Ca, Ce, Mg, Zr, Hf 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 0.0001질량% 이상인 것이 바람직하다. 강판의 성형성의 관점에서는, Ca, Ce, Mg, Zr, Hf 및 REM의 1종 또는 2종 이상의 함유량의 합계가 0.0005% 질량 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0010% 질량 이상인 것이 더욱 바람직하다.
또한, REM이란, Rare Earth Metal의 약칭이며, 란타노이드 계열에 속하는 원소를 가리킨다. 본 실시 형태에서, REM이나 Ce는, 미시메탈(Mischmetall)로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 슬래브가 포함한다 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 또한, 금속 La나 Ce를 슬래브에 첨가한다 하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다.
모재 강판에서의 이상의 각 원소 이외의 잔량부는, Fe 및 불가피적 불순물로 하면 좋다. 또한, 상술한 Cr, Ni, Cu, Mo, W, B, Ti, Nb, V에 대해서는, 모두 상기 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하는 것은 허용된다. 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM에 대해서도, 그 합계량의 상기 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하는 것은 허용된다.
이어서, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재로서 사용되는 고강도 강판의 조직에 대해서 설명한다.
본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 모재로서 사용되는 고강도 강판은, 그 마이크로 조직으로서, 강판의 표면으로부터, 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 체적 분율로 40 내지 90%의 페라이트 상을 포함하고, 또한 잔류 오스테나이트가 체적 분율로 5% 이하로 규제된 조직으로 한다. 그리고, 페라이트 상에 대해서는, 페라이트 상 전체에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 비율을 체적 분율로 50% 이하로 규제한 것으로 한다.
여기서, 강판의 표면으로부터, 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위의 조직을 규정하고 있는 것은, 이 범위의 조직은, 강판의 표층부의 탈탄층을 제외한 강판 전체의 조직을 대표하는 것이라고 생각해도 되기 때문이다. 즉, 이 범위에서 상기와 같은 조직이 형성되어 있으면, 강판의 표층부의 탈탄층을 제외한 강판 전체가 상기와 같은 조직이라고 판단할 수 있기 때문이다.
상술한 바와 같이 페라이트를 다량으로 포함하는 조직으로 하는 동시에, 그 페라이트 상에 포함되는 미 재결정 페라이트의 비율을 체적 분율로 50% 이하로 규제하고, 또한 잔류 오스테나이트를 소량으로 규제함으로써, 양호한 연성을 확보하면서, 내지연 파괴 특성을 향상시킨 고강도 강판을 실현시킬 수 있다. 따라서, 다음으로 이들의 조직 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
〔페라이트: 40 내지 90%〕
페라이트는, 강판의 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 40 내지 90% 포함되어 있는 것이 필요하다. 페라이트의 체적 분율이 40% 미만인 경우, 강판의 연성을 충분하게 얻을 수 없을 우려가 있다. 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적 분율은, 강판의 연성의 관점에서 45% 이상인 것이 보다 바람직하고, 50% 이상인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 페라이트는 연질의 조직이기 때문에, 그 체적 분율이 90%를 초과하면, 강판의 강도를 충분하게 얻을 수 없을 우려가 있다. 강판의 강도를 충분히 높이기 위해서는, 강판 조직에 포함되는 페라이트의 체적 분율을 85% 이하로 하는 것이 바람직하고, 75% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
〔잔류 오스테나이트: 5% 이하〕
잔류 오스테나이트는, 가공 중에 매우 경질의 마르텐사이트로 변태하여, 가공 경화능을 비약적으로 높이므로, 강판의 강도 및 연성의 향상에 유효한 조직이며, 강판에 포함되어 있어도 상관없다. 그러나, 잔류 오스테나이트로부터 변태한 매우 경질의 마르텐사이트는, 수소의 진입에 기인하는 강판의 지연 파괴를 현저하게 촉진시키기 때문에, 내지연 파괴 특성을 열화시킨다. 이로부터, 잔류 오스테나이트의 체적 분율의 상한을 5.0% 이하로 한다. 또한 그러한 관점에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0%라도 상관없다.
여기서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 다음과 같이 해서 측정할 수 있다.
즉, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치에서의 면이며, 모재 강판의 판면에 평행한 면을 관찰면으로 해서 X선 해석을 행한다. 그리고, 그 결과로부터, 잔류 오스테나이트의 관찰면에 대한 면적 분율을 산출한다. 본 실시 형태에서는, 이 면적 분율을, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께에서의 잔류 오스테나이트의 체적 분율이라 간주한다. 또한, 관찰면은 모재 강판의 판면에 평행하면, 1/8 두께 내지 3/8 두께의 임의의 위치에 설정해도 상관없다.
〔미 재결정 페라이트: 페라이트 상 전체에 대하여 50% 이하〕
페라이트에는, 어닐링 공정에서 재결정을 일으킨 재결정 페라이트와, 재결정을 일으키지 않고 냉간 압연 후의 결정 방위를 남긴 미 재결정 페라이트와, 어닐링 공정에서 일단 오스테나이트로 역변태한 후에 페라이트로 상변태한 변태 페라이트의 3종류가 있다.
이들 중, 미 재결정 페라이트는, 냉간 압연에 의해 결정 방위가 편향되어 있어, 강판의 이방성을 높이기 때문에 바람직하지 않다. 이러한 관점에서, 미 재결정 페라이트가 페라이트 전체에서 차지하는 비율을, 체적 분율로 50% 미만으로 한다. 또한, 미 재결정 페라이트의 내부에는 다량의 전위 및/또는 전위 하부 조직이 존재하기 때문에, 미 재결정 페라이트의 다량의 존재는, 강판의 연성을 저하시키는 원인이 된다. 이러한 관점에서, 강판 중의 미 재결정 페라이트의 체적 분율을 저감할 필요가 있어, 페라이트 전체에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 체적 분율을 30% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 15% 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 미 재결정 페라이트의 체적 분율은 낮을수록 바람직하고, 0%라도 상관없다.
여기서, 미 재결정 페라이트의 체적 분율은 다음과 같이 해서 측정할 수 있다.
즉, 미 재결정 페라이트는, 내부에 다량의 전위 및/또는 전위 하부 조직이 존재하므로, 하나의 결정립 내에서 결정 방위가 변화한다는 특징을 갖는다. 또한, 페라이트 이외에 철의 BCC 결정에 의해 구성되는 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트도, 미 재결정 페라이트와 마찬가지로, 내부에 다량의 전위 및/또는 전위 하부 조직을 가지므로, 마찬가지로 하나의 결정립 내에서 결정 방위가 변화한다는 특징을 갖는다. 한편, 재결정 페라이트 및 변태 페라이트의 결정립 내에는 1.0° 이상의 방위차는 존재하지 않는다.
이러한 특징에 의해, 미 재결정 페라이트와 그 이외의 페라이트는, FE-SEM 관찰을 행해서 조직 분율을 측정한 시야에 있어서, EBSD(Electron Bach-Scattering Diffraction)법을 사용한 고분해능 결정 방위 해석을 행함으로써 구별할 수 있다. 구체적으로는, 우선, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치에서의 면이며, 모재 강판의 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, 측정 스텝을 0.5㎛로 해서 EBSD법을 사용한 고분해능 결정 방위 해석을 행한다. 이어서, 각 측정점에서 제2 근접 측정점과의 결정 방위차를 구하여, 서로 다른 결정립에 속한다고 판단되는 점으로서 결정 방위차가 5.0° 이상인 점을 무시하고, 나머지가 동일한 결정립 내에 있다고 판단되는 결정 방위차가 5.0° 이하인 제2 근접 측정점군과의 결정 방위차의 평균값을 구한다. 그리고, 그 평균값이 1.0° 미만이 되는 점을 재결정 페라이트 또는 변태 페라이트라고 판단하여, 그것들의 면적 분율을 구할 수 있다. 그리고 FE-SEM 관찰에 의해 구한 페라이트 전체의 면적 분율과, 재결정 페라이트 및 변태 페라이트의 면적 분율을 비교함으로써, 미 재결정 페라이트의 면적 분율 및 미 재결정 페라이트가 페라이트 전체에서 차지하는 비율을 구할 수 있다. 본 실시 형태에서는, 이와 같이 하여 구한 미 재결정 페라이트의 면적 분율을 미 재결정 페라이트의 체적 분율이라 간주한다.
〔그 밖의 강 조직〕
상술한 페라이트 상(미 재결정 페라이트를 포함함) 및 잔류 오스테나이트 상 이외의 강 조직으로서는, 베이나이트, 베이니틱페라이트 및 마르텐사이트(템퍼링 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트)가 포함되는 것이 통상적이며, 나아가 펄라이트나 조대한 시멘타이트가 포함되는 경우도 있다. 이러한 조직의 비율은 특별히 한정되지 않고, 목적에 따라 제어하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 강판에 높은 항복비(=항복 응력/인장 강도)가 요구되는 경우에는, 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 펄라이트 등의 비율(체적 분율)을 합계로 40% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판의 연성의 가일층의 향상이 요구되는 경우에는, 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 펄라이트 등의 비율(체적 분율)을 합계로 40% 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상술한 바와 같이 페라이트 상(미 재결정 페라이트를 포함함) 및 잔류 오스테나이트 상 이외의 강 조직 각각의 비율은 특별히 한정하지 않지만, 각각의 바람직한 범위 및 그 이유는 다음과 같다.
〔프레시 마르텐사이트: 40% 이하〕
프레시 마르텐사이트는 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이다. 프레시 마르텐사이트의 비율이 체적 분율로 40%를 초과하면, 강판의 연성이 크게 열화된다. 이로 인해, 프레시 마르텐사이트는, 체적 분율로 40%를 상한으로 해서 모재 강판에 포함되어 있어도 좋다. 강판의 인장 강도를 충분히 높이기 위해서는, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 4% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 프레시 마르텐사이트는 파괴의 기점이 되어 저온 인성을 열화시키기 때문에, 프레시 마르텐사이트의 체적 분율을 20% 이하로 하는 것이 바람직하고, 15% 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 12% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
〔템퍼링 마르텐사이트: 50% 이하〕
템퍼링 마르텐사이트는, 강판의 인장 강도를 크게 향상시키는 조직이며, 또한 강판의 파괴의 기점이 되기 어려우므로, 강판 조직에 체적 분율로 50% 이하 포함되어 있어도 좋다. 템퍼링 마르텐사이트의 체적 분율이 50%를 초과하면, 강판의 연성이 크게 열화되기 때문에, 바람직하지 않다.
〔베이니틱페라이트 및/또는 베이나이트: 60% 이하〕
베이니틱페라이트 및/또는 베이나이트는, 강판의 강도와 연성의 밸런스에 기여하는 우수한 조직이며, 강판 조직에 체적 분율로 60% 이하 포함되어도 좋다. 또한, 베이니틱페라이트 및 베이나이트는, 연질의 페라이트와 경질의 마르텐사이트의 중간의 강도, 및 템퍼링 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 중간의 강도를 갖는 마이크로 조직이다. 따라서, 강판의 고도화를 목적으로 이들의 조직을 활용할 경우에, 함께 강판에 포함됨으로써, 강판 내부에서의 국소적인 경도차를 저하시켜, 파괴의 발생을 억제하는 효과가 있고, 저온 인성의 관점에서 바람직하다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서는, 베이니틱페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율은 10% 이상인 것이 바람직하고, 15% 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 베이니틱페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율이 60%를 초과하면, 강판의 연성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 강판의 연성을 확보하는 관점에서는, 베이니틱페라이트 및/또는 베이나이트의 체적 분율을 50% 이하로 하는 것이 바람직하고, 45% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
그 외, 본 실시 형태에서 모재로 하는 고강도 강판의 강판 조직에는, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트 등의, 상기 이외의 조직이 포함되어 있어도 좋다. 그러나, 고강도 강판의 강판 조직 중에 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트가 많아지면, 강판의 굽힘성이 열화된다. 이로부터, 강판 조직에 포함되는 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트의 체적 분율은, 합계로 6% 이하인 것이 바람직하고, 4% 이하인 것이 보다 바람직하다.
본 실시 형태에서 모재로서 사용하는 고강도 강판의 강판 조직에 포함되는 각 조직의 체적 분율은, 예를 들어 이하에 나타내는 방법에 의해 측정할 수 있다.
모재 강판의 1/4 두께에서의 면이며, 모재 강판의 판면에 평행한 면을 관찰면으로 해서 X선 해석을 행하고, 그 결과로부터 잔류 오스테나이트의 면적 분율을 산출하고, 그것을 잔류 오스테나이트의 체적 분율이라 간주할 수 있다.
여기서, 각 조직, 즉 페라이트, 베이니틱페라이트, 베이나이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트의 체적 분율은, 이하와 같이 해서 얻어진다.
우선, 모재 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 관찰면으로 해서 시료를 채취한다. 이어서, 관찰면을 연마한 후, 나이탈 에칭한다. 이어서, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위를 전계 방사형 주사형 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope)으로 관찰해서 각 조직의 면적 분율을 측정하고, 그것을 각 조직의 체적 분율이라 간주할 수 있다.
또한 본 실시 형태에서 모재로서 사용하는 강판에서는, 내지연 파괴 특성의 이방성을 저감하기 위해서, 이하의 (a) 내지 (c)와 같이 하고 있다.
(a) 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의, 페라이트 상의 결정립에 대한 압연 방향의 입경을, 판 폭 방향(압연 방향에 직교하는 방향)의 입경으로 나눈 값인 입경비(=압연 방향의 입경÷판 폭 방향의 입경)를 0.75 내지 1.33의 범위 내로 조정한다.
(b) 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의, 섬 형상으로 분산되는 경질 조직(경질상)의 압연 방향의 길이를, 판 폭 방향의 길이로 나눈 값인 길이비(=압연 방향의 길이÷판 폭 방향의 길이)를 0.75 내지 1.33의 범위 내로 조정한다.
(c) 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의, 개재물의 평균 종횡비가 5.0 이하로 조정한다. 이하에 이들의 한정 이유 및 측정 방법에 대해서 설명한다.
〔페라이트 상의 결정립의 압연 방향의 입경과 판 폭 방향의 입경의 비〕
페라이트 결정립이, 판면(압연면)에 평행한 면에서의 특정한 방향으로 신장하면, 내지연 파괴 특성의 면내 이방성이 조장된다. 페라이트 상의 결정립의 압연 방향에서의 평균 입경을 d(RD), 판 폭 방향에서의 평균 입경을 d(TD)로 한다. d(RD)/d(TD)가 0.75를 하회하면, 강판의 압연 방향의 내지연 파괴 특성이 판 폭 방향에 대해 낮아진다. 이로부터, 페라이트 상의 결정립의 압연 방향의 입경과 판 폭 방향의 입경의 비, 즉 d(RD)/d(TD)를 0.75 이상으로 하였다. 또한, d(RD)/d(TD)는 0.80 이상인 것이 바람직하고, 0.85 이상인 것이 보다 바람직하다. 마찬가지로, d(RD)/d(TD)가 1.33을 초과하면, 강판의 압연 방향의 내지연 파괴 특성이 판 폭 방향에 대해 낮아진다. 이로부터, 1.33을 d(RD)/d(TD)의 상한으로 하였다. 또한, d(RD)/d(TD)는 1.25 이하인 것이 바람직하고, 1.18 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한 여기서, 페라이트 상의 결정립의 각 방향의 입경은, 이하와 같이 행할 수 있다.
즉, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 면이며, 모재 강판의 판면에 평행한 면을 나이탈에 의해 부식시켜, 당해 면을 FE-SEM으로 관찰한다. 그 관찰시에 랜덤하게 선택한 100 내지 1000개의 페라이트 상의 결정립 각각에 대해서, 압연 방향과 판 폭 방향에서의 입경을 측정한다.
〔섬 형상의 경질 조직의 압연 방향의 길이와 판 폭 방향의 길이의 비〕
경질 조직은, 강판의 판면(압연면)에 평행한 면에 있어서, 복수의 결정립이 모여서 섬 형상으로 존재하고 있다. 이 섬 형상의 경질 조직이, 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 특정한 방향으로 신장하면, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 면내 이방성이 조장된다. 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 섬 형상의 경질 조직의 압연 방향의 평균 길이를 L(RD), 판 폭 방향의 평균 길이를 L(TD)이라 한다. L(RD)/L(TD)이 0.75를 하회하면, 강판의 압연 방향의 내지연 파괴 특성이 판 폭 방향에 대해 낮아지므로, 경질 조직의 압연 방향의 길이를 판 폭 방향의 길이로 나눈 값, 즉 L(RD)/L(TD)의 값을 0.75 이상으로 하였다.
또한, L(RD)/L(TD)은 0.80 이상인 것이 바람직하고, 0.85 이상인 것이 보다 바람직하다. 마찬가지로, L(RD)/L(TD)이 1.33을 초과하면, 강판의 판 폭 방향의 내지연 파괴 특성이 압연 방향에 대해 낮아지므로, 1.33을 상한으로 하였다. L(RD)/L(TD)은 1.25 이하인 것이 바람직하고, 1.18 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한 여기서, 섬 형상의 경질 조직이란, 주로 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 등의 경질상의 집합체를 포함하는 섬 형상의 조직, 바꿔 말하면, 페라이트보다 경질의 상을 포함하는 복수의 결정립이 집합해서 섬 형상이 되어, 페라이트 상을 포함하는 모상 중에 분산되어 있는 조직을 의미한다.
섬 형상의 경질 조직의 길이의 비의 측정은 이하와 같이 행할 수 있다.
즉, 최초로, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께에서의 면이며, 모재 강판의 판면에 평행한 면을 경면으로 마무리하고, 측정 스텝을 0.5㎛로 해서 EBSD법을 사용한 고분해능 결정 방위 해석을 행한다. 이어서, 각 측정점에서 제2 근접 측정점과의 결정 방위차를 구하여, 동일한 결정립 내에 있다고 판단되는 결정 방위차가 5.0° 이하인 점만을 추려내어, 해당하는 점군과의 결정 방위차의 평균값을 구한다. 그리고, 그 평균값이 1.0° 이상이 되는 점을 맵핑한다. 결정 방위차의 평균이 1.0° 이상이 되는 점은, 경질 조직 이외에 미 재결정 페라이트인 경우도 있다. 따라서, 결정 방위의 해석 후에, 결정 방위를 해석했을 때와 동일한 시야를 나이탈로 부식시켜 FE-SEM으로 관찰하여, 페라이트의 분산 상태를 구한다. 그리고, 페라이트의 분산 상태와, 결정 방위의 해석의 결과를 비교함으로써, 경질 조직만을 추려낼 수 있다. 이렇게 해서 얻어진 섬 형상의 경질 조직으로부터 랜덤하게 선택한 30 내지 300개의 섬 형상의 경질 조직에 있어서, 모재 강판의 압연 방향과 판 폭 방향에서의 길이를 측정하고, 그 비를 구한다.
〔개재물의 종횡비〕
신장한 조대한 Mn 황화물 및/또는 Mn 황화물을 포함하는 조대한 복합 개재물은, 강판의 내지연 파괴 특성을 현저하게 열화시킨다. 개재물의 평균 종횡비가 5.0을 초과하면, 강판의 내지연 파괴 특성을 충분히 얻지 못하므로, 모재 강판에 포함되는 개재물의 평균 종횡비를 5.0 이하로 할 필요가 있다. 강판의 내지연 파괴 특성을 확보하는 관점에서, 개재물의 평균 종횡비는 4.0 이하인 것이 바람직하고, 3.0 이하인 것이 보다 바람직하다. 개재물의 종횡비는 작을수록 바람직하고, 1.0을 개재물의 종횡비의 하한으로 한다. 또한 여기서, 개재물의 종횡비란, 개재물의 이차원 형상을 타원에 근사시켰을 때의, 타원의 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 값(=긴 직경÷짧은 직경)을 의미한다.
또한, 상기의 조대한 개재물이 특정한 방향으로 선택적으로 신장한 형태이면, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 현저하게 강해진다. 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 개재물의 압연 방향의 평균 길이를 D(RD), 판 폭 방향에서의 평균 길이를 D(TD)라 한다. D(RD)/D(TD)가 0.50을 하회하면, 강판의 압연 방향의 내지연 파괴 특성이 판 폭 방향에 대하여 떨어지게 된다. 한편, D(RD)/D(TD)가 2.00을 초과하면, 강판의 판 폭 방향의 내지연 파괴 특성이 압연 방향에 대하여 떨어지게 된다. 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성을 적게 하기 위해서는, D(RD)/D(TD)가 0.5 내지 2.0의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. D(RD)/D(TD)의 하한은 0.60 이상인 것이 바람직하고, 0.70 이상인 것이 보다 바람직하다. D(RD)/D(TD)의 상한은 1.67 이하인 것이 바람직하고, 1.43 이하인 것이 보다 바람직하다.
개재물의 평균 종횡비에 대해서는, 이하와 같이 해서 구할 수 있다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 관찰면으로 해서 경면으로 마무리한다. 그 후, FE-SEM을 사용하여, 1/8 두께 내지 7/8 두께의 범위에서 입경이 2㎛ 이상의 개재물을 10 내지 100개 관찰하고, 각각에 대해서 종횡비를 구한다. 그리고, 그것들의 평균값을 평균 종횡비로 한다. 또한, 모재 강판의 압연 방향에 수직이고 또한 판면에 수직인 단면에서도 마찬가지의 관찰을 행하여, 평균 종횡비를 얻는다. 2개의 평균 종횡비 중, 보다 큰 것을 그 강판에서의 개재물의 평균 종횡비로 한다.
또한, 개재물의 압연 방향의 길이(D(RD))는 이하와 같이 해서 구할 수 있다.
즉, 모재 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 관찰면으로 해서 경면으로 마무리한다. 그 후, FE-SEM을 사용해서 1/8 두께 내지 7/8 두께의 범위에서 입경 2㎛ 이상의 개재물을 10 내지 100개 관찰한다. 그리고, 관찰한 개재물의 압연 방향을 따른 길이를 각각 측정하고, 그 평균값을 개재물의 압연 방향의 길이(D(RD))로 한다.
마찬가지로, 강판의 압연 방향에 수직이고 또한 판면에 수직인 단면에 있어서, 개재물의 판 폭 방향의 개재물의 길이(D(TD))를 얻는다.
또한, 개재물을 관찰할 때에는, 개재물의 조성 분석을, FE-SEM에 병설한 에너지 분산형 X선 분광기를 사용해서 행하여, 개재물의 전부 또는 일부가 Mn 황화물인 것을 확인하고, 관찰을 행한다.
〔결정 방위의 편향의 정도〕
또한 모재 강판에 있어서, 강 조직의 결정 방위의 편향의 정도가 높으면, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 조장된다. 즉, 페라이트 및 경질 조직(베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트)의 결정 방위가, 1 또는 2 이상이 특정한 방향으로 편향되면, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 조장된다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 그것들의 조직의 편향도를, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치의 BCC철(강 조직 중 체심 입방 격자의 구조를 갖는 조직의 상)의 X선 랜덤 강도비에 의해 정한다. 구체적으로, X선 랜덤 강도비를 4.0 이하로 규제하는 것이 바람직하다. 그 이유는 다음과 같다.
상기의 조직은 모두 철의 BCC 결정(체심 입방 격자의 결정)으로 구성되어 있다. 따라서 X선 회절법에 의해 철의 BCC 결정의 집합 조직을 측정함으로써, 조직의 편향의 정도를 평가할 수 있다. BCC철의 X선 랜덤 강도비는 X선 회절에 의해 측정되는 {110}, {100}, {211}, {310} 극점도 중, 복수의 극점도를 바탕으로 급수 전개법으로 계산한, 3차원 집합 조직을 나타내는 결정 방위 분포 함수(Orientation Distribution Function: 이하, ODF라고 함)로부터 구하면 된다. 또한, X선 랜덤 강도비란, 특정한 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 X선 강도와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 나눈 수치다.
X선 회절용 시료의 제작은 다음과 같이 해서 행한다. 강판을 기계 연마나 화학 연마 등에 의해 판 두께 방향으로 소정의 위치까지 연마하고, 필요에 따라 전해 연마나 화학 연마에 의해 변형을 제거하는 동시에, 모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치의 면이 측정면이 되도록 조정한다. 또한, 측정면을 정확하게 1/4 두께의 위치로 하는 것은 곤란하다. 따라서, 목표로 하는 위치(모재 강판의 표면으로부터, 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치)를 중심으로 해서 판 두께의 3%의 범위 내가 측정면이 되도록 시료를 제작하면 된다. 또한, X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSD법에 의해 통계적으로 충분한 수의 측정을 행해도 좋다.
내지연 파괴 특성의 이방성을 충분히 저감하기 위해서, 상기의 결정 방위 분포 함수(ODF)에 있어서 Euler 공간의 φ2=0°, 45°, 60°의 각 단면에서의 피크 강도를 구하고, 그 최대값에 의해, 조직의 변경의 정도를 평가한다. 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성을 충분히 저감하기 위해서는, 당해 피크 강도를 4.0 이하로 하는 것이 바람직하다. 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성의 저감에는 당해 피크 강도가 낮을수록 바람직하고, 3.5 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 3.0 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 당해 피크 강도의 하한은 특별히 구하지 않지만, 1.5 미만으로 하는 것은 공업상 매우 곤란하므로, 1.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.
〔탈탄층〕
본 실시 형태에서는, 강판의 표면으로부터 진입하는 수소에 의한 지연 파괴의 발생을 방지하기 위해서, 모재 강판의 표층부(표면층)의 마이크로 조직을 제어하고 있다. 구체적으로는, 모재 강판의 표층부를 기점으로 하는 지연 파괴를 방지하기 위해서, 모재 강판의 표층부를 경질 조직이 적은 탈탄층으로 하고, 또한 그 탈탄층 중에, 수소의 트랩 사이트로서 작용하는 미세한 산화물을 고밀도로 분산시킨다. 본 실시 형태에서는, 이와 같이 하여, 모재 강판의 표층부에서 내부로의 수소의 확산을 방지함으로써, 강판의 내지연 파괴 특성을 향상시키고 있다. 즉, 이하의 (a) 내지 (c)와 같이 하고 있다.
(a) 모재 강판의 표면층을, 0.01 내지 10.0㎛의 두께의 탈탄층으로 한다.
(b) 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 입경을 500nm 이하로 한다.
(c) 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 밀도를, 1.0×1012개/m2 내지 1.0×1016개/m2의 범위 내로 한다.
이것들의 한정 이유는 다음과 같다.
모재 강판이, 그 표층부에 충분한 두께의 탈탄층(경질 조직이 적은 층)을 가짐으로써, 그 표층부를 기점으로 하는 지연 파괴를 억제할 수 있다. 탈탄층의 두께가 0.01㎛ 미만에서는, 모재 강판의 표층부에서의 지연 파괴가 억제되지 않으므로, 탈탄층의 두께는 0.01㎛ 이상으로 한다. 강판의 내지연 파괴 특성을 충분히 향상시키기 위해서는, 탈탄층의 두께는 0.10㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.30㎛ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 과도하게 두꺼운 탈탄층은, 강판의 인장 강도나 피로 강도를 저하시킨다. 이러한 관점에서, 탈탄층의 두께는 10.0㎛ 이하로 한다. 피로 강도의 관점에서, 탈탄층의 두께는 9.0㎛ 이하인 것이 바람직하고, 8.0㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 탈탄층이란, 강판 내부의 지철의 최표면으로부터 연속하는 영역이며, 경질 조직의 체적 분율이 모재 강판의 두께의 1/4 두께의 위치(지철의 부위)에서의 경질 조직의 체적 분율의 절반 이하인 영역을 가리키는 것으로 한다. 또한 여기에서 말하는 경질 조직이란, 페라이트보다 경질인 상을 포함하는 조직, 즉, 주로 베이나이트, 베이니틱페라이트, 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 등의 상을 포함하는 조직을 가리키는 것으로 한다.
또한 탈탄층의 두께는, 다음과 같이 해서 정해진다. 즉, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 경면으로 마무리한 측정면을, FE-SEM을 사용해서 관찰하여, 1개의 강판에 있어서, 3군데 이상의 탈탄층의 두께를 측정하고, 그 평균값을 탈탄층의 두께로 한다.
〔탈탄층 중의 산화물〕
강판의 탈탄층 중에 분산되어 존재하는 산화물(주로 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물)의 밀도 및 입경도, 강판의 내지연 파괴 특성에 큰 영향을 미친다. 즉, 강판의 탈탄층 중의 결정립 내 및/또는 결정립계에 분산된 산화물은, 외부로부터의 수소의 트랩 사이트로서 기능하여, 강판 내부로의 수소의 진입을 억제하므로, 강판의 내지연 파괴 특성의 향상에 기여한다. 산화물의 밀도가 높을수록 수소의 진입은 억제되므로, 산화물의 밀도는 1.0×1012개/m2 이상으로 한다. 강판 내부로의 수소의 진입을 보다 충분히 억제하기 위해서는, 산화물의 밀도는 3.0×1012개/m2 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5.0×1012개/m2 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 산화물의 밀도가 1.0×1016개/m2를 초과하면, 산화물간의 거리가 과도하게 작아져, 경도의 가공으로 강판의 표층부가 파괴되어버려, 그 외측의 도금층도 파괴시켜버린다. 이로부터, 산화물의 밀도는 1.0×1016개/m2 이하로 한다. 강판의 표층부가 충분한 성형성을 나타내기 위해서는, 산화물의 밀도는 5.0×1015개/m2 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.0×1015개/m2 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 모재 강판의 표층부(탈탄층)에 분산되는 산화물은, 미세할수록 수소의 트랩 사이트로서 유효하다. 이로 인해, 산화물의 평균 입자 직경을 500nm 이하로 한다. 보다 효과적으로 수소의 확산을 억제하기 위해서는, 산화물의 평균 입자 직경을 300nm 이하로 하는 것이 바람직하고, 100nm 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 산화물의 평균 입자 직경의 하한은 특별히 정하지 않지만, 평균 입자 직경을 30nm 미만으로 하기 위해서는, 모재 강판의 제조 프로세스에서의 처리 분위기 및 온도를 엄격하게 제어할 필요가 있어, 실용상 곤란해진다. 따라서, 산화물의 평균 입자 직경은 30nm 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 모재 강판의 표층부(탈탄층) 중의 산화물은, 강판의 압연 방향에 평행하고 또한 판면에 수직인 단면을 경면으로 마무리한 측정면을, FE-SEM을 사용해서 관찰한다. 산화물의 밀도는, 탈탄층을 7㎛2분 관찰해서 산화물의 개수를 세거나, 또는 산화물을 1000개 셀 때까지 필요한 관찰 면적을 사용해서 구한다. 여기서, 관찰 면적은, 산화물의 관찰 부분의 이차원 형상의 면적을 의미한다. 또한, 산화물의 평균 입자 직경은, 랜덤하게 선택한 100 내지 1000개의 산화물의 원 상당 직경을 평균해서 구한다. 여기서, 원 상당 직경은, 산화물의 관찰 부분의 이차원 형상의 장축의 직경과 단축의 직경의 곱의 평방근을 의미한다.
〔모재 강판의 가공 경화 지수(n값)〕
모재 강판의 가공성의 평가로서는, 가공 경화 지수(n값)를 사용하는 것이 유효하고, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판에서의 모재 강판의 n값은, 0.060 이상인 것이 바람직하다. 모재 강판의 n값이 0.060 미만에서는, 강판의 가공성이 떨어져, 가혹한 성형 가공에서 강판에 파단이 발생해버릴 우려가 있다.
〔내지연 파괴 특성의 이방성의 지표〕
내지연 파괴 특성은, 주로 외부로부터 진입하는 수소가 강판 내부에서 확산되어, 수소 취화를 일으킴으로 인한 것이다. 이로부터, 내지연 파괴 특성의 이방성의 지표, 특히 면내 이방성의 지표로서는, 모재 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 압연 방향에서의 한계 확산성 수소량(H(RD))을, 동일하게 모재 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 판 폭 방향에서의 한계 확산성 수소량(H(TD))으로 나눈 값인 비 H(RD)/H(TD)를 사용할 수 있다. 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 모재 강판의 상기 비 H(RD)/H(TD)의 값이, 0.5 내지 2.0의 범위 내에 있는 것이 바람직하고, 0.5 내지 1.5의 범위 내에 있는 것이 보다 바람직하다. 상기 비 H(RD)/H(TD)의 값이 0.5 미만, 또는 2.0을 초과하는 경우에는, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 면내 이방성이 커서, 강판을 큰 부하가 가해지는 부재로서 사용하는 경우에, 안전성을 확보하기 위해서는, 설계상 또는 가공상의 제약이 커져버린다.
또한 여기서, 한계 확산성 수소량이란, 강판 표면으로부터 내부에 수소를 강제적으로 진입(차지)시켜, 강판에 부하(응력)를 가하여 파괴가 발생할 때의 강판 내의 수소량(반대로 말하면, 수소 취화에 의한 파괴가 발생하지 않는 한계의 수소량)을 의미한다. 그리고, 모재 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 압연 방향에서의 한계 확산성 수소량이란, 강판에 대하여 압연 방향으로 부하를 가했을 때의 한계 확산성 수소량을 의미한다. 모재 강판의 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 판 폭 방향에서의 한계 확산성 수소량이란, 강판에 대하여 판 폭 방향으로 부하를 가했을 때의 한계 확산성 수소량을 의미한다.
내지연 파괴 특성의 이방성의 평가를 위한 한계 확산성 수소량의 측정 방법으로서는, 비특허문헌 1을 참고로 하여, 다음과 같은 방법을 적용할 수 있다. 후술하는 실시예의 강판에서도, 그 방법에 의해, 모재 강판의 압연 방향, 판 폭 방향의 한계 확산성 수소량을 측정하였다.
즉, 우선, 강판으로부터, 압연 방향, 판 폭 방향 각각을 길이로 하는 시험편을 잘라내어, 시험편을 U자 형상으로 예(予) 가공한다. 그리고, 인장 강도의 0.6배의 응력을, 시험편의 U자 형상 가공부에 부여한 후, 0.3% 티오시안산암모늄 용액 중에서, 0.05mA/cm2의 전류 밀도로 음극 전해에 의해 수소 차지를 실시하여, 파단 직후의 시험편 중의 수소량을, 가스 크로마토그래피에 의한 승온 분석에 의해 측정한다. 이와 같이 하여 측정된, 압연 방향의 시험편, 판 폭 방향의 시험편에 대한 각 수소량을, 각각 압연 방향의 한계 확산성 수소량, 판 폭 방향의 한계 확산성 수소량으로 하였다.
또한, 강판의 내지연 파괴 특성 자체의 평가로서는, 상기와 마찬가지로 하여 준비한 2 방향의 U자 형상 시험편을 염산에 침지하여, 24시간 이내에 1개 이상의 시험편이 파단되었을 경우를, 내지연 파괴 특성이 떨어지는 것으로 판단하였다.
〔용융 아연 도금층〕
본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상술한 바와 같은 모재 강판에서의 탈탄층 위에 용융 아연 도금층이 형성된 것이다. 용융 아연 도금층의 부착량은 특별히 한정하지 않지만, 강판의 내식성의 관점에서 20g/m2 이상인 것이 바람직하고, 경제성의 관점에서 150g/m2 이하인 것이 바람직하다.
또한 이 용융 아연 도금층은, Zn-Fe 합금 주체의 합금화층(합금화 용융 아연 도금층)이어도 좋다. Zn-Fe 합금 주체의 합금화층(합금화 용융 아연 도금층)은, 용융 아연 도금에 의해 모재 강판의 표면에 Zn 도금층을 형성한 후, Zn의 융점 이상의 온도로 재가열하여, 모재 강판 중의 Fe를 도금층 중에 확산시키는 합금화 처리를 행하여 형성된다. 이 경우, 합금화 용융 아연 도금층에서의 Fe의 평균 함유량은, 8.0 내지 12.0질량%의 범위 내가 바람직하다. 또한 용융 아연 도금층은, Zn, Fe 이외에, 소량의 Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM의 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 본 발명의 효과는 손상되지 않는다. 또한, 그 양에 따라서는, 강판의 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
다음으로 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법의 일례에 대해서 설명한다.
〔슬래브의 주조〕
우선, 상술한 모재 강판에 대해서 규정한 화학 성분(조성)을 갖는 슬래브를, 연속 주조나, 박 슬래브 캐스터 등의 통상법에 따라 주조하고, 그 슬래브를 열간 압연한다. 또한, 본 실시 형태의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 주조 후에 즉시 열간 압연을 행하는 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스에도 적합하다.
〔슬래브의 가열〕
얻어진 슬래브를, 열간 압연을 위해서 1080℃ 이상, 바람직하게는 1180℃ 이상의 온도로 가열한다. 주조에 기인하는 결정 방위의 이방성을 억제하기 위해서, 슬래브의 가열 온도는 1080℃ 이상, 바람직하게는 1180℃ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 이러한 관점에서, 슬래브 가열 온도는 1200℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 슬래브 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1300℃를 초과해서 가열하기 위해서는 다량의 에너지를 투입할 필요가 있으므로, 슬래브 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
〔열간 압연〕
슬래브를 가열 후, 열간 압연을 행한다. 열간으로 압연할 때에는, 고온에서는 개재물의 경도가 낮아진다. 이로 인해, 고온에서 과도한 압하를 실시하면 개재물이 일 방향으로 신장하여, 강판에서의 내지연 파괴 특성이 열화되는 동시에, 그 이방성도 커진다. 이것을 피하기 위해, 열간 압연은, 하기의 식 (1)을 만족하는 범위에서 행한다. 또한 식 (1)에서, 열간 압연의 N은 압연의 전체 패스 수를 나타낸다. 또한, Σ 내는 열간 압연에서의 i번째의 패스에 대한 식이며, i는 패스의 번호(i=1 내지 N), TPi는 i번째의 패스에서의 압연 온도(℃), ri는 i번째의 패스에서의 압하율(-)을 각각 나타낸다. 버스의 번호 i의 값은, 시간적으로 빠른 패스일수록 작은 값이 된다.
[식 1]
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식 (1)은, 압연에 의한 개재물의 신장의 정도를 평가하기 위한 식이다. 식 (1)의 값이 작을수록, 개재물은 등방적으로 신장하여, 무해화되는 것을 나타낸다. 식 (1)의 지수항은 강판의 철부와 개재물의 사이에서의 변형의 분배에 관한 항이다. 이 지수항의 값이 클수록 개재물에 변형이 생기기 쉬워져, 개재물은 일 방향으로 신장하기 쉬운 것을 나타낸다. 식 (1)의 {1/(1543-TPi)-1.00×10-3}의 항은, 개재물의 유연성에 관한 항이다. 이 항의 값이 클수록 개재물은 유연하여, 일 방향으로 신장하기 쉬운 것을 나타낸다.
따라서, 본 실시 형태에서는, 식 (1)의 값이 1.00 이하가 되도록, 각 패스에서의 압하량 및 압연 온도를 제어한다. 이에 의해, 개재물의 과도한 신장을 방지할 수 있으므로, 강판에서의 내지연 파괴 특성으로서 충분히 양호한 특성을 얻음과 함께, 내지연 파괴 특성의 이방성의 증대를 방지할 수 있다. 개재물의 신장을 확실하게 억제하기 위해서는, 식 (1)의 값을 0.90 이하로 하는 것이 바람직하고, 또한 0.80 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 식 (1)의 값이 0.10을 하회하면, 저온 영역에서 과도한 압연을 행하게 되어, 강판 중의 오스테나이트의 집합 조직에 강한 이방성이 발생해버린다. 오스테나이트에 강한 이방성이 발생하면, 냉각 후의 열연 코일뿐만 아니라, 냉간 압연 및 어닐링 후의 강판에서의 각종 변태 조직에도 강한 이방성이 계승되므로, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 발생한다. 이러한 관점에서, 식 (1)의 값은 0.10 이상으로 할 필요가 있다. 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성을 보다 저감하기 위해서는, 식 (1)의 값을 0.20 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.30 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
열간 압연 종료 온도는, 850 내지 980℃, 바람직하게는 850 내지 950℃의 범위 내로 한다. 열간 압연 종료 온도가 850℃ 미만에서는, 오스테나이트에 강한 이방성이 발생해서, 제품판의 집합 조직을 강화하고, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 조장된다. 한편, 열간 압연 종료 온도가 980℃를 초과하면, 식 (1)의 값을 1.00 이하로 제한하는 것이 곤란해지고, 그 결과, 개재물이 일 방향으로 신장하여, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 조장된다.
〔열간 압연 후, 1차 냉각까지〕
열간 압연 종료 후에는, 열연 강판을 급속 냉각해서 코일로 권취한다. 이 급속 냉각(1차 냉각)의 개시까지의 시간 및 급속 냉각(1차 냉각)의 조건은, 강판의 이방성에 영향을 주기 때문에, 이들을 적절하게 제어할 필요가 있다. 즉, 열간 압연 종료 후부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 하고, 5℃/초 이상 50℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각(1차 냉각)하여, 500 내지 650℃의 범위 내의 온도에서 그 1차 냉각을 정지시킨다. 이러한 한정 이유는 다음과 같다.
즉, 열간 압연한 직후에는, 강판 중의 오스테나이트의 집합 조직은 가공에 의해 강한 이방성을 갖고 있다. 이 이방성을 저감하기 위해서는, 열간 압연 종료 후, 1차 냉각을 개시할 때까지의 동안에, 오스테나이트의 재결정을 진행시켜 둘 필요가 있다. 이러한 관점에서, 열간 압연 종료부터 냉각을 개시할 때까지의 시간을 1.0초 이상으로 규정하고 있다. 오스테나이트의 재결정을 더 진행시키기 위해서는, 1.5초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 당해 시간의 상한은 특별히 정하지 않지만, 20초를 초과하는 장시간의 경과 후에 냉각을 개시시키기 위해서는, 열간 압연 후에 강판을 체류시키기 위한 충분한 스페이스가 필요해져, 설비의 대폭적인 대형화가 필요해지므로, 비용상 바람직하지 않다. 이로부터, 당해 시간은 20초 이하로 하는 것이 바람직하다. 비용의 관점에서는, 15초 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
〔1차 냉각〕
열간 압연 완료 후에는, 열연 강판을 코일로 권취하기 위해서, 열연 강판을 적절한 온도까지, 상술한 바와 같이 급속 냉각(1차 냉각)한다. 구체적으로는, 50℃/초 이하(바람직하게는 5℃/초 이상)의 냉각 속도로 열연 강판을 냉각(1차 냉각)하고, 500 내지 650℃의 범위 내의 온도에서 그 1차 냉각을 정지시킨다.
이 1차 냉각의 냉각 속도가 과도하게 크면, 열연 코일에서의 각종 변태 조직의 이방성이 강해지므로, 압연 완료 후의 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이하로 한다. 여기서, 평균 냉각 속도는, 대상이 되는 구간(여기서는 1차 냉각 공정)의 개시시의 온도와 종료시의 온도의 차분의 절대값을, 당해 구간의 소요 시간으로 나눈 값이다. 1차 냉각의 평균 냉각 속도는, 작을수록 열연 코일에서의 이방성이 약해지므로, 42℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 35℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 1차 냉각에서의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 5℃/초 미만의 냉각 속도로 권취 온도까지 충분히 냉각하기 위해서는 장대한 설비가 필요해져서 비용상 바람직하지 않다. 이로부터, 1차 냉각의 평균 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 10℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
1차 냉각에서의 냉각 정지 온도는, 열연 강판을 코일로 권취하는 공정 중의 조직 변태에 영향을 준다. 즉, 열연 강판을 코일로서 권취하는 공정(2차 냉각에 상당)에서, 열연 강판 내에 펄라이트 및/또는 긴 직경이 1㎛를 초과하는 조대한 시멘타이트를 생성시킴으로써, 냉간 압연 후의 어닐링 공정에서, 각종 변태 조직의 집합 조직 및 형태를 랜덤화하여, 이방성을 저감하는 것이 가능하게 된다. 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 생성시키기 위해서, 열간 압연 후의 1차 냉각의 냉각 정지 온도는 500℃ 이상으로 한다. 강판의 이방성을 충분히 저감하기 위해서는, 1차 냉각의 냉각 정지 온도는 530℃ 이상이 바람직하고, 550℃ 이상이 보다 바람직하다. 한편, 1차 냉각의 냉각 정지 온도를 너무 높이면, 강판의 표층부의 스케일층이 과도하게 두꺼워져, 표면 품위를 손상시키므로, 1차 냉각의 냉각 정지 온도를 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 이러한 관점에서는, 1차 냉각의 냉각 정지 온도는 630℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
〔코일 권취/2차 냉각〕
상술한 바와 같이 하여, 1차 냉각한 열연 강판을, 계속해서 코일로서 권취하는 공정에서는, 1차 냉각의 정지부터 400℃까지의 경과 시간이 1시간 이상이 되도록 서냉한다(2차 냉각 공정). 즉, 펄라이트 및/또는 조대한 시멘타이트를 충분히 생성시켜, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성을 저감시키기 위해서는, 1차 냉각 공정에서의 급속 냉각의 정지 후, 시멘타이트가 생성하는 온도 영역에서 충분한 시간 정류시킬 필요가 있다. 이로 인해, 1차 냉각 공정의 급냉 정지부터 400℃까지의 경과 시간이 1.0시간 이상이 되도록 1차 냉각한 열연 강판을 서냉한다(2차 냉각). 당해 경과 시간은 2.0시간 이상으로 하는 것이 바람직하고, 3.0시간 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 당해 경과 시간의 상한은 특별히 정하지 않지만, 24.0시간을 초과해서 정류시키기 위해서는 특수한 설비가 필요해져서, 비용상 바람직하지 않으므로, 당해 경과 시간은 24.0시간 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 여기서, 상기의 2차 냉각은, 권취 공정과 겹치는 것이 통상적인데, 상기의 경과 기간은, 권취 후의 코일의 방치 기간까지 포함해도 됨은 물론이다. 또한 2차 냉각 공정의 서냉이란, 상기의 경과 기간 내의 일부의 기간에서, 일정 온도가 될 때까지 1차 냉각한 열연 강판을 체류시키는 경우를 포함하는 것은 물론이다.
〔냉간 압연〕
상술한 바와 같이 해서 열연 코일로서 권취된 강판에 대해서는, 그 후에 냉간 압연을 실시한다.
냉간 압연은, 그 합계의 압하율이 30% 이상 75% 이하가 되게 행한다. 냉간 압연은 복수의 패스에서 행하는 것이 바람직하고, 압연의 패스 수나 각 패스에 대한 압하율의 배분은 상관없다. 냉간 압연의 합계의 압하율이 30%를 하회하면, 강판에 충분한 변형이 축적되지 않고, 그 후의 어닐링 공정에서 재결정이 충분히 진행되지 않아, 가공 상태 그대로의 조직이 남는다. 그 결과, 강판의 집합 조직 및 페라이트 결정립의 이방성이 강해져서, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 발생한다. 강판에 충분히 변형을 축적시키기 위해서는, 냉간 압연의 압하율의 합계는 33% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 36% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 냉간 압연의 압하율의 합계가 75%를 초과하면, 페라이트의 재결정 집합 조직이 강해져서, 강판에서의 내지연 파괴 특성의 이방성이 발생한다. 이로 인해, 냉간 압연의 압하율의 합계를 75% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 냉간 압연의 압하율의 합계는 65% 이하로 하는 것이 바람직하고, 60% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
〔어닐링〕
이어서, 상술한 바와 같이 해서 얻어진 냉연 강판(모재 강판)에 어닐링 처리를 실시한다. 이 어닐링 공정 중에서의 최고 가열 온도 도달 후의 냉각 과정에는, 강판 표면에 대한 용융 아연 도금 처리(경우에 따라서는 또한 도금층의 합금화 처리)를 편입시키는 것이 바람직하다. 즉, 어닐링 공정을 실시하기 위한 설비로서는, 예열대, 환원대 및 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인을 사용하는 것이 바람직하다. 따라서 이하에서는, 이러한 연속 어닐링 도금 라인을 사용하여, 어닐링 후의 냉각 과정에 도금 관계의 공정을 편입시킨 연속 처리를 행하는 경우를 예로서 설명한다.
어닐링 공정은, 600 내지 750℃의 범위 내에서의 평균 승온 속도가, 20℃/sec 이하가 되도록 승온해서 750℃ 이상의 온도로 가열하고, 750 내지 650℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가, 1.0 내지 15.0℃/초가 되게 냉각(제1 냉각)하는 것으로 한다. 여기서, 평균 승온 속도는, 대상이 되는 구간(여기서는, 예열대의 구간)의 개시시의 온도와 종료시의 온도의 차분의 절대값을, 당해 구간의 소요 시간으로 나눈 값이다. 또한, 평균 냉각 속도는, 상술한 바와 같다.
여기서, 연속 어닐링 도금 라인에서는, 우선, 상기의 600 내지 750℃의 범위 내에서의 20℃/sec 이하의 평균 승온 속도로의 승온을 포함하는 승온 과정을 예열대에서 행한다. 이것에 계속해서 환원대에서, 모재 강판의 온도를 어닐링의 최고 가열 온도(750℃ 이상)에 도달시킨다. 그 후, 도금대에 이르기까지의 동안의 냉각 과정 중에서, 제1 냉각으로서 상기의 750 내지 650℃의 범위 내에서의 1.0 내지 15.0℃/초의 평균 냉각 속도로의 냉각을 행한다.
이것들의 어닐링 조건에 대해서 다음에 설명한다.
어닐링 공정에서의 모재 강판의 승온 속도는, 모재 강판 내에서의 재결정의 거동에 영향을 준다. 특히 600 내지 750℃에서의 승온 속도는 중요해서, 이 사이의 평균 승온 속도를 20℃/초 이하로 함으로써 충분히 재결정을 진행시킬 수 있다. 이에 의해, 집합 조직, 페라이트 결정립 및 섬 형상 경질 조직을 등방적으로 함과 함께, 모재 강판의 연성을 열화시키는 원인이 되는 미 재결정 페라이트를 감소시킬 수 있다. 또한 미 재결정 페라이트를 감소시켜서 모재 강판의 연성을 향상하기 위해, 600 내지 750℃에서의 평균 승온 속도는, 15℃/초 이하로 하는 것이 바람직하고, 12℃/초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 평균 승온 속도의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 0.5℃/초 이하의 평균 승온 속도로 하면, 모재 강판의 생산성이 현저하게 저하되기 때문에, 평균 승온 속도는 0.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한 여기서, 어닐링 공정에서의 승온 과정은, 연속 어닐링 도금 라인 중의 예열대에서 행하여진다. 그 예열대의 적어도 일부는, 산화 처리 존으로 한다. 그리고, 그 산화 처리 존에서, 모재 강판의 표층부에 적절한 두께의 Fe 산화 피막을 형성하기 위한 산화 처리를 행하는 것이 바람직하다. 즉, 그 후의 환원대에서의 가열에 의해 강판의 표층부에 탈탄층을 형성하는 단계의 전처리로서, 예열대의 적어도 일부의 산화 처리 존에서 적절한 두께의 Fe 산화 피막을 모재 강판의 표층부에 형성해 두는 것이 바람직하다. 그 경우, 산화 처리 존을 통과할 때의 강판 온도는 400 내지 800℃로 하고, 또한, 공기비(예열 버너에 사용하는 공기와 연소 가스의 혼합 가스이며 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적을, 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 연소 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적으로 나눈 값(=[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적]÷[단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 연소 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적])을 0.7 내지 1.2로 한 조건에서 예열을 행한다. 이에 의해, 모재 강판의 표층부에 0.01 내지 20㎛의 두께의 Fe 산화 피막을 형성하는 것이 바람직하다.
여기서 산화 처리 존에서의 상기 공기비가 1.2를 초과하면, 산화 피막이 과도하게 성장하여, 그 후의 환원대에서 탈탄층이 과도하게 성장할 우려가 있다. 또한, 환원대에서 산화 피막을 전부 환원할 수 없어, 강판의 표층부에 산화 피막이 잔류하여, 도금성이 저하될 우려가 있다. 한편, 상기 공기비가 0.7 미만에서는, 모재 강판의 표층부에 산화 피막이 충분히 생성되지 않는다. 여기서, 예열대의 산화 처리 존에서 모재 강판의 표층부에 생성되는 산화 피막은, 그 후의 환원대에서 형성되는 탈탄층 중의 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물의 산소 공급원으로서 기능한다. 따라서, 모재 강판의 표층부에 산화 피막이 충분히 생성되지 않으면, 이미 설명한 바와 같은 고밀도로 산화물이 분산되는 탈탄층을 얻을 수 없게 될 우려가 있다.
또한, 예열대의 산화 처리 존을 통과할 때의 강판의 온도가 400℃ 미만에서는, 충분한 산화 피막을 모재 강판의 표층부에 형성할 수 없다. 한편, 예열대의 산화 처리 존을 통과할 때의 모재 강판의 온도가 800℃를 초과하는 고온에서는, 모재 강판의 표층부에 산화 피막이 과도하게 성장하기 때문에, 탈탄층의 두께를 소정의 범위에 들어가게 하는 것이 곤란해진다.
어닐링 공정에서의 모재 강판의 최고 가열 온도는 750℃ 이상으로 하는데, 그 이유는 다음과 같다.
즉, 어닐링 공정에서의 모재 강판의 최고 가열 온도가 낮으면, 조대한 시멘타이트가 녹다가 남아, 모재 강판의 연성이 현저하게 열화된다. 시멘타이트를 충분히 고용시켜, 모재 강판의 연성을 확보하기 위해서, 모재 강판의 최고 가열 온도는 750℃ 이상으로 하고, 760℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 모재 강판의 최고 가열 온도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 1000℃를 초과해서 가열하면, 강판 표면의 품위를 현저하게 손상시키고, 도금의 습윤성을 열화시킨다. 이로부터, 모재 강판의 최고 가열 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 연속 어닐링 도금 라인 내의 환원대에서, 어닐링 공정에서의 모재 강판의 온도를 최고 가열 온도에 도달시키는 것이 바람직하다. 환원대에서는, 예열대의 산화 처리 존에서 생성된 Fe 산화 피막을 환원하여, 탈탄층을 형성함과 함께, 그 탈탄층(표층)을 적절하게 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물이 분산된 조직으로 할 수 있다. 환원대의 분위기는, 수증기 분압 P(H2O)를 수소 분압 P(H2)로 나눈 값인 분압비 P(H2O)/P(H2)의 값이 0.0001 내지 2.00의 범위 내의 분위기로 하는 것이 바람직하다. 상기 분압비 P(H2O)/P(H2)가 0.0001 미만에서는, Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물은 모재 강판의 최표면층에만 형성되어, 탈탄층의 내부에 Si 및/또는 Mn을 포함하는 산화물을 적절하게 분산시키는 것이 곤란해진다. 한편, 상기 분압비 P(H2O)/P(H2)가 2.00을 초과하면, 탈탄이 과도하게 진행하여, 탈탄층의 두께를 소정의 범위 내로 제어할 수 없게 될 우려가 있다. 또한, 상기 분압비 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.
어닐링 공정에서의 모재 강판의 최고 가열 온도로부터의 냉각 과정은, 모재 강판에 충분한 페라이트를 생성시키기 위해 중요하다. 따라서, 이 냉각 과정에서의 750 내지 650℃의 범위 내에서의 냉각(제1 냉각 공정)의 평균 냉각 속도가, 1.0 내지 15.0℃/초가 되도록 냉각할 필요가 있다. 즉, 750℃ 내지 650℃는, 모재 강판에 페라이트가 생성되는 온도 영역이다. 따라서, 그 온도 영역에서의 제1 냉각의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상 15℃/초 이하로 함으로써, 충분한 양의 페라이트를 모재 강판에 생성시킬 수 있다. 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 충분한 양의 페라이트가 얻어질 수 없는 경우가 있어, 모재 강판의 연성이 열화되어버린다. 한편, 제1 냉각의 평균 냉각 속도가 1.0℃/초를 하회하면, 모재 강판에 페라이트가 과도하게 생성되거나, 펄라이트가 생성되거나 하여, 충분한 양의 경질 조직이 얻어지지 않는다. 그 결과, 모재 강판의 강도가 열화된다.
또한, 어닐링 공정의 냉각 과정에서의, 모재 강판의 온도가, 650℃에서부터, 도금욕 진입을 위해 냉각을 정지하는 온도가 될 때까지의 냉각(제2 냉각 공정)에서의 평균 냉각 속도는 3.0℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 경질 조직으로의 변태 온도를 보다 저하시킴으로써, 결정 방위가 보다 임의적인 경질 조직을 얻기 위해서다. 이러한 관점에서, 제2 냉각의 평균 냉각 속도는 5.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 특히 제2 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 정하지 않지만, 200℃/초 이상의 평균 냉각 속도로 하기 위해서는 특수한 냉각 설비가 필요해지기 때문에, 200℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에서는, 열연 공정에서의 가열 후의 압연인 조 압연·마무리 압연, 냉각 공정 및 권취 공정에서의 강판의 변형 부여와 온도 이력 부여, 및 그것에 계속되는 냉간 압연 공정 및 어닐링 공정에서의 강판의 변형 부여와 온도 이력 부여에 의해, 집합 조직이 등방화한다. 그 결과, 재결정 및 결정 성장의 속도도 등방화하여, 페라이트와 경질 조직의 입경의 압연 방향과 판 폭 방향의 비(d(RD)/d(TD))가 0.75 내지 1.33이 된다.
〔용융 아연 도금〕
계속해서, 모재 강판을 도금대의 용융 아연 도금 욕에 침지하여, 용융 아연 도금을 행한다. 도금욕의 조성은, 아연을 주체로 한다. 또한, 도금욕 중의 전체 Al량에서 전체 Fe량을 뺀 값인 유효 Al량을 0.01 내지 0.18질량%의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 특히, 도금 후에 합금화 처리를 실시하는 경우에는, 도금층의 합금화의 진행을 제어하기 위해서, 도금욕 중의 유효 Al량을 0.07 내지 0.12질량%의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.
또한, 도금층을 합금화하지 않는 경우에는, 도금욕 중의 유효 Al량은 0.18 내지 0.30질량%의 범위이어도 문제없다.
또한, 아연 도금 욕 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 않는다. 그 양에 따라서는 내식성이나 가공성이 개선되는 등 바람직한 경우도 있다.
도금욕의 온도는 450℃ 내지 470℃로 하는 것이 바람직하다. 도금욕의 온도가 450℃ 미만에서는, 도금욕의 점도가 과도하게 높아져서, 도금층의 두께를 제어하는 것이 곤란해져, 강판의 외관을 손상시킨다. 한편, 도금욕의 온도가 470℃를 초과하면 다량의 흄이 발생하고, 안전하게 제조하는 것이 곤란해지기 때문에, 도금욕 온도는 470℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판의 온도가 430℃를 하회하면, 도금욕의 온도를 450℃ 이상으로 안정시키기 위해서 도금욕에 다량의 열량을 부여할 필요가 발생하기 때문에, 실용상 바람직하지 않다. 한편, 강판이 도금욕에 진입할 때의 강판 온도가 490℃를 상회하면, 도금욕의 온도를 470℃ 이하로 안정시키기 위해서 도금욕으로부터 다량의 열량을 제거하는 설비를 도입할 필요가 있어, 제조 비용의 점에서 바람직하지 않다. 따라서, 도금욕의 욕 온도를 안정시키기 위해서, 도금욕으로의 강판의 진입 온도는 430℃ 내지 490℃로 하는 것이 바람직하다.
〔베이나이트 변태 처리〕
또한, 도금욕에 침지하기 전 또는 침지한 후에, 강판의 강도나 연성 등의 향상을 위해 베이나이트 변태를 진행시키는 것을 목적으로, 300 내지 470℃의 범위 내의 온도에 강판을 20 내지 1000초 체류시키는 처리(베이나이트 변태 처리)를 행해도 좋다. 또한, 도금 후에 합금화 처리를 행하는 경우, 베이나이트 변태 처리는, 합금화 처리 전에 행하거나 후에 행해도 상관없다.
단, 베이나이트 변태 처리는, 모재 강판 중의 최종적인 잔류 오스테나이트의 비율에 영향을 준다. 한편, 본 실시 형태에서는, 모재 강판의 잔류 오스테나이트를 소량으로 규제하고 있다. 따라서 베이나이트 변태 처리를 행하는 타이밍은, 베이나이트 처리가 잔류 오스테나이트량에 미치는 영향을 고려해서 적절하게 선정하는 것이 바람직하다.
즉, 베이나이트 변태 처리를 430℃ 이하(300℃ 이상)의 온도에서 행한 경우, 베이나이트 변태의 진행에 수반하여, 미 변태의 오스테나이트에 다량의 탄소가 농화하여, 그 후에 실온까지 냉각했을 때에 모재 강판에 남는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 커져버리는 경우가 있다. 한편, 오스테나이트 중의 고용 탄소량은, 베이나이트 변태를 일으킨 온도보다 높은 온도로 재가열함으로써 감소한다. 그리고, 베이나이트 변태 처리를, 모재 강판이 도금욕에 침지되기 전의 단계에서 행해 두면, 그 후의 도금욕 침지시에 강판이 도금욕의 온도까지 재가열됨으로써, 미 변태의 오스테나이트에서의 고용 탄소량을 저감시켜, 그 후에 실온까지 냉각했을 때에 모재 강판 중에 남는 잔류 오스테나이트의 양을 저감할 수 있다. 이러한 관점에서, 베이나이트 변태 처리는, 모재 강판의 도금욕에 대한 침지 전에 행하는 것이 바람직하다. 이 경우, 베이나이트 변태 처리 온도는, 300 내지 470℃의 범위 내이면, 430℃를 초과하는 온도 영역에 한정되지 않는다.
한편, 도금욕 침지 후에 베이나이트 변태 처리를 행하는 경우에는, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 되지 않도록, 베이나이트 변태 처리를, 430℃를 초과하고, 470℃ 이하의 온도 영역에서 행하는 것이 적당하다.
또한, 베이나이트 변태 처리 온도(300 내지 470℃)는, 모재 강판의 도금욕으로의 진입 온도(통상은 430 내지 490℃)보다 낮은 경우가 많다. 따라서, 모재 강판을 도금욕에 침지시키기 전의 단계에서 베이나이트 변태 처리를 행하는 경우에는, 베이나이트 변태 처리에 이어서 모재 강판을 재가열하고, 그 후에 모재 강판을 도금욕 중에 진입시키는 것이 바람직하다.
〔도금층의 합금화 처리〕
도금욕으로의 침지 후에는, 도금층의 합금화 처리를 행해도 좋다. 합금화 처리 온도가 470℃ 미만에서는 도금층의 합금화가 충분히 진행되지 않는다. 이로 인해, 합금화 처리 온도는 470℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 합금화 처리 온도가 620℃를 초과하면, 조대한 시멘타이트가 생성하여, 강판의 강도가 현저하게 저하된다. 이로부터, 합금화 처리 온도는 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이러한 관점에서, 합금화 처리 온도는 480 내지 600℃로 하는 것이 보다 바람직하고, 490 내지 580℃로 하는 것이 더욱 바람직하다.
합금화 처리 시간은, 충분히 도금층의 합금화를 진행시키기 위해서, 2초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5초 이상이 보다 바람직하다. 한편, 합금화 처리 시간이 200초를 초과하면, 도금층이 과도하게 합금화되어, 특성이 열화될 우려가 있으므로, 합금화 처리 시간은 200초 이하로 하는 것이 바람직하고, 100초 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 합금화 처리는 모재 강판의 도금욕에 대한 침지 후에 즉시 행하는 것이 바람직한데, 모재 강판의 침지 후에 모재 강판의 온도를 일단 150℃ 이하까지 내리고나서, 합금화 처리 온도까지 재가열해도 좋다.
〔도금 후의 냉각(제3 냉각 공정)〕
용융 아연 도금 후(용융 아연 도금 후에 즉시 합금화 처리를 실시하는 경우에는 합금화 처리 후)의 냉각 과정에서, 150℃ 이하의 온도 영역까지 냉각할 때의 냉각 공정(제3 냉각 공정)에서의 강판의 평균 냉각 속도가 0.5℃/초를 하회하면, 조대한 시멘타이트가 생성되어, 강판의 강도 및/또는 연성이 열화될 우려가 있다. 이로부터, 그 제3 냉각 공정에서의 강판의 평균 냉각 속도는 0.5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 1.0℃/초 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 용융 아연 도금 후(용융 아연 도금 후에 즉시 합금화 처리를 실시하는 경우에는 합금화 처리 후)의 제3 냉각 공정의 냉각 도중 또는 냉각 후에는, 마르텐사이트를 템퍼링하는 것을 목적으로 재가열 처리를 행해도 상관없다. 재가열할 때의 가열 온도는, 200℃ 미만에서는 충분히 템퍼링이 진행되지 않기 때문에, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 온도가 620℃를 초과하면 강판의 강도가 현저하게 열화되기 때문에, 가열 온도는 620℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 550℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 실온까지 냉각한 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해서는, 그 형상의 교정을 위해 압하율 3.00% 이하의 냉간 압연(교정 압연)을 실시해도 된다.
또한, 상술한 방법에 의해 얻어진 고강도 용융 아연 도금 강판에 대하여 인산계 피막 형성 처리를 실시하여, 인산화물 및/또는 인을 함유하는 복합 산화물을 포함하는 피막을 형성해도 좋다. 인산화물 및/또는 인을 포함하는 복합 산화물을 포함하는 피막은, 고강도 용융 아연 도금 강판을 가공할 때에 윤활제로서 기능시킬 수 있어, 모재 강판의 표면에 형성한 도금층을 보호할 수 있다.
이상 설명한 본 실시 형태에 따르면, 고강도 강판을 모재로서 사용한 용융 아연 도금 강판으로서, 연성 및 강도를 손상시키지 않고, 내지연 파괴 특성이 우수하고, 또한 박판으로도 내지연 파괴 특성의 이방성(특히 판면(압연면)과 평행한 면내에서의 내지연 파괴 특성의 이방성(면내 이방성))이 작은 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 따라서, 고강도 용융 아연 도금 강판을, 박판으로 해서 고부하가 작용하는 부재로서 사용함에 있어서도, 높은 안전성을 확보할 수 있음과 함께, 설계상이나 가공상의 제약을 받을 우려가 적고, 그 때문에 설계나 가공의 자유도를 높여서 고강도 용융 아연 도금 강판의 적용 범위를 확대할 수 있다.
또한, 상술한 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시함에 있어서의 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이것들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그 기술 사상, 또는 그 주요한 특징으로부터 일탈하지 않고, 여러 형태로 실시할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명에 대해서 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 실시예는, 본 발명에 의한 구체적인 효과를 나타내기 위한 것으로서, 실시예에 기재된 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것이 아님은 물론이다.
표 1 내지 표 2에 나타내는 화학 성분 A 내지 Z, AA 내지 AG를 갖는 슬래브를 통상법에 따라서 주조한다. 주조 후 즉시 표 3 내지 표 7의 실험예 1 내지 123에 나타내는 각 조건에서 슬래브에 대해 가열과, 열간 압연을 이 순서대로 행하고, 냉각(1차 냉각, 2차 냉각)을 행해서 열연 강판을 코일로 권취한다. 그 후, 열연 강판에 대해 냉간 압연을 실시하여, 판 두께 1.4mm의 냉연 강판으로 마무리하였다.
얻어진 각 실험예 1 내지 128의 냉연 강판에 대해서, 연속 어닐링 도금 라인을 사용하여, 표 8 내지 표 12에 나타내는 각 조건에서 어닐링(최고 가열 온도까지 가열 후, 제1 냉각, 제2 냉각으로 냉각)하고, 계속해서 용융 아연 도금을 실시하고, 그 후, 제3 냉각으로서 150℃ 이하의 온도까지 냉각하였다. 또한, 연속 어닐링 도금 라인으로서는, 예열대, 환원대, 도금대(용융 아연 도금로)를 갖는 것을 사용하였다.
또한 실험예 1 내지 128 중, 일부의 예(강종 GA)에서는, 연속 어닐링 도금 라인에서의 용융 아연 도금로의 하류측에 합금화 로를 배치해 두고, 용융 아연 도금 후에 도금층의 합금화 처리를 행하였다. 그 이외의 강종(강종 GI)은, 용융 아연 도금 후에 도금층의 합금화 처리를 행하지 않거나, 합금화 처리 온도를 470℃ 미만으로 하여, 도금층이 합금화되지 않은 용융 아연 도금 강판(GI)으로 하였다.
또한, 실험예 1 내지 128 중, 일부의 예에서는, 어닐링 공정에서의 제2 냉각에 이어서 베이나이트 변태 처리(300 내지 470℃에서의 체류 처리)를 행하고, 그 후에 모재 강판을 도금대의 도금로에 진입시켰다. 단, 베이나이트 변태 처리를 행한 예 중의 실험예 60에서는, 용융 아연 도금 후에 베이나이트 변태 처리를 실시하였다. 또한, 베이나이트 변태 처리를 행하고나서 모재 강판을 도금욕에 진입시킨 예에서는, 베이나이트 변태 처리(체류 처리)에 이어서, 모재 강판을 약간 재가열한 후에 도금욕에 진입시켰다.
또한, 실험예 1 내지 128 중, 일부의 예에서는, 도금 후(합금화 처리를 실시한 경우에는 합금화 처리 후)에 제3 냉각으로서 150℃ 이하의 온도까지 용융 아연 도금 강판(합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)을 냉각한 후, 템퍼링 공정을 실시하였다.
마찬가지로, 실험예 1 내지 128 중, 일부의 예에서는, 도금 후(합금화 처리를 실시한 경우에는 합금화 처리 후)에 제3 냉각으로서 150℃ 이하의 온도까지 용융 아연 도금 강판(합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)을 냉각한 후, 냉각 후의 용융 아연 도금 강판(합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)에 대하여 냉간으로 교정 압연을 실시하였다.
얻어진 각 실험예 1 내지 128의 용융 아연 도금 강판(합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)에 대해, 모재 강판의 마이크로 조직(각 상의 체적 분율, 페라이트 상에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 체적 분율, 페라이트의 압연 방향 입경/판 폭 방향 입경의 비 d(RD)/d(TD), 섬 형상의 경질 조직의 압연 방향 길이/판 폭 방향 길이의 비 L(RD)/L(TD), BCC철의 X선 랜덤 강도비), 모재 강판의 표층(탈탄층)의 두께, 모재 강판의 표층(탈탄층) 중의 산화물의 밀도 및 크기(평균 입자 직경)를 각각 이미 설명한 방법에 의해 측정하였다. 그 결과를, 표 13 내지 표 21 중에 나타내었다.
또한, 각 실험예 1 내지 128의 용융 아연 도금 강판에 대해서 그 성능 평가로서, 외관 검사, 인장 시험, 도금 박리 시험을 행하고, 또한 내지연 파괴 특성 평가로서 염수 분무 시험을 행함과 함께, 내지연 파괴 특성의 이방성 평가로서, 압연 방향 한계 확산성 수소량과 압연 폭 방향 한계 확산성 수소량의 비를 조사하였다. 그 결과를 표 13 내지 표 21 중에 나타내었다.
또한 각 평가 시험의 방법은 다음과 같다.
「외관 검사」
상기 수순으로 제작한 용융 아연 도금 강판(합금화 용융 아연 도금 강판을 포함함)에 대해서, 그 외관의 검사를 행하였다. 이때, 강판 표면의 외관에 대해서, 육안으로 비 도금의 발생 상황을 육안 판단하여, 결과를 표 13 내지 21 중에 「○」, 「×」로 나타냈다. 또한, 표 13 내지 21 중에 나타내는 「×」는, 직경 0.5mm 이상의 비 도금이 관찰되어, 외관상의 허용 범위를 일탈한 강판이며, 「○」는, 그 이외의, 실용상 허용할 수 있는 외관을 갖는 강판이다.
「도금 박리 시험」
상기 수순으로 제작한 강판에 대해서, 비특허문헌 2에 기재되어 있는 바와 같이 하여, 강판에 압축 응력이 가해지는 가공시에서의 도금 밀착성을 평가하는 도금 박리 시험을 행하였다. 구체적으로는, 각 강판을 사용하여, JIS Z 2248에 기재된 금속 재료 굽힘 시험 방법에 따라, 60°V 굽힘 시험을 행해서 시험편을 제작한 후, 시험편의 굽힘부의 내측에 셀로판 테이프를 붙였다가 그 셀로판 테이프를 뗐다. 그리고, 셀로판 테이프와 함께 박리한 도금층의 박리 상황으로부터 도금 밀착성을 평가하고, 결과를 표 13 내지 표 21 중에 「○」, 「×」로 나타냈다. 여기서 표 13 내지 21 중에 나타내는 「×」는, 박리 폭이 7.0mm 이상으로 실용상 허용할 수 없는 강판인 것을 나타낸다. 「○」는, 그 이외의, 실용상 허용할 수 있는 도금 밀착성을 갖는 강판인 것을 나타낸다.
「인장 특성」
각 실험예의 강판을 가공하여, JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 얻었다. 얻어진 시험편에 대해서, JIS Z 2241에 기재된 시험 방법에 따라, 인장 강도(MPa), 전체 신장(%)을 측정하고, 또한, JIS G 0202에 기재된 시험 방법에 따라 항복 강도(MPa)를 측정하였다. 또한 n값(가공 경화 지수)은, 인장 시험의 결과로부터, 공칭 변형이 3%와 7%의 점에서의 공칭 응력을 판독하여, 공칭 응력과 공칭 변형을 각각 진응력 σ3%, σ7%와 진변형 ε3%, ε7%로 환산하여, 다음 식
{n=log(σ7%/σ3%)/log(ε7%/ε3%)}
에 따라서 구하였다. 단, 균일 신장이 7% 미만의 강판에 대해서는, 공칭 변형이 3%의 점과 인장 응력이 최대가 되는 점의 2점으로부터 상기 식에 따라서 n값(가공 경화 지수)을 구하였다.
그 밖에, 내지연 파괴 특성 및 그 이방성은, 이미 설명한 방법에 의해, 측정, 평가하였다.
Figure pct00003
Figure pct00004
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Figure pct00009
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Figure pct00014
Figure pct00015
Figure pct00016
Figure pct00017
Figure pct00018
Figure pct00019
Figure pct00020
Figure pct00021
Figure pct00022
Figure pct00023
표 13 내지 표 21로부터 명백해진 바와 같이, 모재 강판의 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위 내이고 또한 모재 강판의 마이크로 조직이 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하고, 또한 탈탄층의 두께 및 탈탄층 중의 산화물의 조건이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있는 본 발명의 실시예(실험예 1 내지 3, 5 내지 7, 9 내지 11, 1 내지 3, 5 내지 7, 9 내지 11, 13 내지 15, 17 내지 19, 21 내지 23, 25 내지 27, 29 내지 31, 33 내지 35, 37 내지 39, 41 내지 43, 45 내지 47, 49 내지 51, 53 내지 35, 57 내지 59, 61 내지 63, 65 내지 67, 69 내지 71, 73 내지 75, 77 내지 79, 81 내지 83, 85 내지 87, 89 내지 91, 93 내지 35, 97 내지 99, 101 내지 103, 105 내지 107, 109 내지 111, 113 내지 115, 117 내지 119)의 용융 아연 도금 강판에서는, 염수 분무 시험에 의해 평가되는 내지연 파괴 특성이 우수할 뿐만 아니라, 각 방향의 한계 확산성 수소량의 비에 의해 평가되는 내지연 파괴 특성의 이방성이 적고, 또한 고강도를 가짐과 함께, 고연성을 갖고 또한 n값도 높아서 가공성이 우수하고, 나아가 외관 품질이 양호함과 함께, 도금층의 내 박리성도 양호한 것으로 확인되었다.
이에 반해, 어느 하나 이상의 조건이 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어난 비교예에서는, 상기의 각 성능 중, 하나 이상의 성능이 떨어졌다.
즉, 실험예 121은 C의 함유량이 너무 작은 모재 강판을 사용한 비교예이며, 이 경우에는 강도가 불충분하였다. 실험예 122는, C의 함유량이 너무 큰 모재 강판을 사용한 비교예이며, 이 경우에는 내지연 파괴 특성이 떨어져버렸다. 실험예 123은, Mn의 함유량이 너무 작은 모재 강판을 사용한 비교예이며, 이 경우에는 강도가 불충분하였다.
실험예 124는, Si의 함유량이 너무 큰 모재 강판을 사용한 비교예이며, 냉간 압연 공정에서 모재 강판이 파단되어, 시험을 중단한 예다. 실험예 125는, Si의 함유량이 너무 작은 모재 강판을 사용한 비교예이며, 이 경우에는, 탈탄층에서의 산화물 밀도가 작아, 내지연 파괴 특성이 떨어져버렸다. 실험예 126은, Mn의 함유량이 너무 큰 모재 강판을 사용한 비교예이며, 주조가 완료하고나서 열간 압연 공정에 제공할 때까지의 동안에 슬래브가 파단되어, 시험을 중단한 예다. 실시예 127은, Al의 함유량이 너무 큰 모재 강판을 사용한 비교예이며, 연속 어닐링 공정에서 선행하는 강판과 용접한 부위가 파단되어, 시험을 중단한 예다.
상기의 실험예 121 내지 127 이외의 비교예는, 모재 강판의 성분 조성은 본 발명에서 규정하는 범위 내로 되어 있지만, 그 중 우선 실험예 4는, 열간 압연 조건이 식 (1)로 규정하는 범위로부터 벗어난 비교예(식 (1)의 상한을 초과하는 예)이며, 이 경우에는, 모재 강판 중의 개재물의 종횡비가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성이 열화됨과 함께, 내지연 파괴 특성의 이방성도 커져버렸다.
또한 실험예 8은, 도금층에 대한 합금화 처리의 온도가 너무 높았던 비교예이며, 이 경우에는, 강도가 부족한 동시에, 도금층의 내박리성이 떨어져버렸다.
실험예 12는, 모재 강판의 어닐링 공정의 냉각 과정에서의 제2 냉각 공정의 평균 냉각 속도가 너무 작았던 비교예이며, 이 경우에는 강도가 부족해져버렸다.
실험예 16은, 어닐링 공정의 환원대에서의 수증기 분압(P(H2O))과 수소 분압(P(H2))의 분압비 P(H2O)/P(H2)의 값이 너무 작았던 비교예이며, 이 경우에는, 탈탄층이 실질적으로 형성되지 않아, 그 때문에 내지연 파괴 특성이 떨어지고, 또한 외관 불량이 되었다.
실험예 20은, 모재 강판의 어닐링 공정의 1차 냉각의 냉각 속도가 너무 컸던 비교예이며, 이 경우에는 강도가 부족해져버렸다.
실험예 24는, 모재 강판의 열간 압연 공정의 1차 냉각의 냉각 속도가 너무 컸던 비교예이며, 이 경우에는, BCC철의 랜덤 강도비가 크고, 결정립의 편향의 정도가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 28은, 모재 강판의 어닐링 공정의 승온 속도가 너무 컸던 비교예이며, 이 경우에는, 페라이트 중의 미 재결정 페라이트가 차지하는 비율이 너무 많음으로써, n값이 작아져, 가공성이 떨어져버렸다.
실험예 32는, 도금 공정에서의 도금 후의 제3 냉각 공정에서의 강판의 평균 냉각 속도가 너무 작았던 비교예이며, 이 경우에는 강도가 부족하였다.
실험예 36은, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 2차 냉각에서의 체류 시간이 너무 짧았던 비교예이며, 이 경우에는 모재 강판 중의 섬 형상의 경질 조직이 압연 방향으로 신장함으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 40은, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 1차 냉각의 냉각 정지 온도가 너무 높았던 비교예이며, 이 경우에는 외관 불량이 되었다.
실험예 44는, 모재 강판의 어닐링 공정의 승온 속도가 너무 컸던 비교예이며, 이 경우에는 미 재결정 페라이트가 많아지는 동시에, 섬 형상의 경질 조직이 압연 방향으로 연장된 형상으로 되고, 또한 결정의 편향의 정도도 커져서, 이것들에 의해, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커짐과 함께, n값도 작아져서 가공성이 떨어진 것으로 판명되었다.
실험예 48은, 모재 강판의 제조 과정에서의 냉간 압연의 압하율이 너무 작았던 비교예이며, 이 경우에는 미 재결정 페라이트가 많아지는 동시에, 섬 형상의 경질 조직이 압연 방향으로 연장된 형상으로 되고, 또한 결정의 편향의 정도도 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커짐과 함께, n값도 작아져서 가공성이 떨어진 것으로 판명되었다.
실험예 52는, 모재 강판의 어닐링 공정의 예열대의 혼합 가스비가 너무 낮았던 비교예이며, 이 경우에는, 탈탄층에서의 산화물이 조대해짐과 동시에, 그 밀도가 과소해짐으로써, 내지연 파괴 특성이 떨어져버렸다.
실험예 56은, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 열간 압연 완료 후, 1차 냉각 개시까지의 대기 시간(정류 시간)이 너무 짧았던 비교예이며, 이 경우에는, 모재 강판의 결정 방위의 편향의 정도가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성도 커져버렸다.
실험예 60은, 용융 아연 도금 후에 베이나이트 변태 처리(체류 처리)를 행한 비교예이며, 이 경우에는 내지연 파괴 특성이 떨어져버렸다.
실험예 64는, 상기 공기비가 너무 높았던 비교예이며, 이 경우에는, 탈탄층의 두께가 너무 커짐으로써, 강도 부족을 초래하는 동시에, 외관 불량이 발생하였다.
실험예 68은, 모재 강판의 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도가 너무 낮았던 비교예이며, 이 경우에는, 오스테나이트에의 역변태가 충분히 일어나지 않아, 과도하게 페라이트가 잔류했기 때문에, 강도가 부족하고, 또한 가공성도 나빠졌다.
실험예 72는, 모재 강판의 어닐링 공정의 환원대에서의 수증기 분압(P(H2O))과 수소 분압(P(H2))의 분압비 P(H2O)/P(H2)의 값이 너무 컸던 비교예이며, 이 경우에는, 탈탄층이 너무 두껍기 때문에 강도 부족을 초래하였다.
실험예 76은, 모재 강판의 제조시의 슬래브 가열 온도가 너무 낮았던 비교예이며, 이 경우에는, 강판 조직의 이방성이 커짐으로써, 내지연 파괴 특성이 열화됨과 함께, 내지연 파괴 특성의 이방성도 커지고, 또한 가공성도 나빠졌다.
실험예 80은, 모재 강판의 열간 압연 조건이 식 (1)로 규정하는 범위로부터 벗어난 비교예(식 (1)의 상한을 초과하는 예)이며, 이 경우에는, 모재 강판 중의 개재물의 종횡비가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 84는, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 2차 냉각에서의 체류 시간이 너무 짧았던 비교예이며, 이 경우에는 모재 강판 중의 섬 형상 경질 조직의 형상이 압연 방향으로 신장하는 동시에, 강 조직 전체의 편향의 정도도 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 88은 용융 아연 도금의 유효 Al량이 너무 많았던 비교예이며, 이 경우 외관 불량을 초래하였다.
실험예 92는, 모재 강판의 어닐링 공정의 1차 냉각의 냉각 속도가 너무 작았던 비교예이며, 이 경우에는 강도가 부족해져버렸다.
실험예 96은, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 열간 압연 완료 후, 1차 냉각 개시까지의 대기 시간(정류 시간)이 너무 짧았던 비교예이며, 이 경우에는, 모재 강판의 개재물의 종횡비가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 100은, 용융 아연 도금 후의 합금화 처리의 시간이 너무 길었던 비교예이며, 이 경우에는, 도금층의 내박리성이 떨어져버렸다.
실험예 104는, 모재 강판의 열간 압연 조건이 식 (1)로 규정하는 범위로부터 벗어난 비교예(식 (1)의 하한값 미만의 예)이며, 이 경우에는, 모재 강판의 조직의 편향의 정도가 커져, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커져버렸다.
실험예 108은, 용융 아연 도금의 유효 Al량이 너무 적었던 비교예이며, 이 경우에는 도금층의 내박리성이 나빠졌다.
실험예 112는, 모재 강판의 열간 압연 공정에서의 1차 냉각의 냉각 정지 온도가 너무 낮았던 비교예이며, 이 경우에는, 강판 조직의 편향의 정도가 커짐과 함께, 섬 형상의 경질 조직이 압연 방향으로 신장함으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커졌다.
실험예 116은, 모재 강판의 열간 압연 조건이 식 (1)로 규정하는 범위로부터 벗어난 비교예(식 (1)의 하한값 미만의 예)이며, 이 경우, 강판 조직의 편향의 정도가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성이 커졌다.
실험예 120은, 모재 강판의 제조 과정에서의 냉간 압연의 압하율이 너무 커, 강판 조직의 편향의 정도가 커짐으로써, 내지연 파괴 특성의 이방성도 커져버렸다.
실험예 128은, 산화 처리 존에서의 상기 공기비가 너무 크기 때문에, 탈탄층 중의 산화물의 밀도가 과도하게 높아져, 도금의 밀착성이 극도로 열화됨으로써, 인장 시험과, 내지연 파괴의 특성 평가 시험을 중지한 예다.
<산업상 이용 가능성>
본 발명은, 예를 들어 자동차·건설 기계 등의 구조 부재나 보강 부재와 같은 강도가 필요한 부재 중, 용융 아연 도금이 실시되고 또한 굽힘 가공 등의 가공이 실시되어, 또한 높은 부하가 가해지는 용도의 부재에 적절하게 적용할 수 있고, 특히 지연 파괴의 발생을 피해야 할 부재에 적용할 수 있다. 그러나, 본 발명의 적용 형태는 이것들에 한정되는 것은 아니다.

Claims (11)

  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%,
    O: 0.0001 내지 0.0100%,
    N: 0.0001 내지 0.0100%,
    를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강을 포함하는 모재 강판과,
    상기 모재 강판의 표면에 형성된 용융 아연 도금층을 갖고,
    상기 모재 강판의 표면으로부터, 상기 모재 강판의 판 두께의 1/4 두께의 위치를 중심으로 한 1/8 두께 내지 3/8 두께의 범위에서, 상기 모재 강판의 조직이, 체적 분율로 40 내지 90%의 페라이트 상을 가짐과 함께, 잔류 오스테나이트 상이, 체적 분율로 5% 이하고, 또한 상기 페라이트 상 전체에서 차지하는 미 재결정 페라이트의 비율이, 체적 분율로 50% 이하의 조직으로 되고,
    상기 모재 강판에서의 상기 페라이트 상의 결정립의 압연 방향에서의 평균 입경을, 판 폭 방향에서의 평균 입경으로 나눈 값인 입경비가 0.75 내지 1.33이며, 상기 페라이트 상 중에 섬 형상으로 분산하는 경질 조직의 압연 방향에서의 평균 길이를, 판 폭 방향에서의 평균 길이로 나눈 값인 길이비가 0.75 내지 1.33이며, 또한 상기 모재 강판에 포함되는 개재물의 평균 종횡비가 1.0 내지 5.0이며,
    상기 모재 강판의 표면층이, 0.01 내지 10.0㎛의 두께의 탈탄층으로 되어 있고, 또한 그 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 입경이 30 내지 500nm이며, 또한 그 탈탄층 중에서의 산화물의 평균 밀도가, 1.0×1012개/m2 내지 1.0×1016개/m2의 범위 내로 되어 있는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판은, 질량%로, 또한,
    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%,
    중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판은, 질량%로, 또한,
    Ti: 0.001 내지 0.150%,
    Nb: 0.001 내지 0.100%,
    V: 0.001 내지 0.300%,
    중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판은, 또한, Ca, Ce, Mg, Zr, La, REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, 합계로 0.0001 내지 0.0100질량% 함유하는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고급도 용융 아연 도금 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판에서의, 전체 신장이 3 내지 7%의 범위 내에서의 평균의 가공 경화 지수(n값)가 0.060 이상인 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판에서의, 압연 방향에서의 한계 확산성 수소량을, 판 폭 방향에서의 한계 확산성 수소량으로 나눈 값이, 0.5 내지 1.5의 범위 내에 있는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판에서의, 표면으로부터 1/4 두께의 위치의 BCC철의 X선 랜덤 강도비가, 4.0 이하인 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 용융 아연 도금층은 합금화 처리된 것인 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
  9. 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%,
    O: 0.0001 내지 0.0100%,
    N: 0.0001 내지 0.0100%,
    를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 슬래브를 1080℃ 이상으로 가열해서 열간 압연을 개시하고, 열간 압연 개시부터 열간 압연 종료까지의 전체 패스 수(-)를 N, i번째의 패스에서의 압연 온도(℃)를 TPi, i번째의 패스에서의 압하율(-)을 ri로 하고, 이것들이 하기의 식 A를 만족하도록 열간 압연을 실시하여, 상기 모재 강판의 온도가, 850 내지 980℃의 범위 내의 온도일 때에 열간 압연을 종료시키는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 종료 후부터 냉각 개시까지의 경과 시간을 1.0초 이상으로 하고, 상기 열간 압연된 모재 강판을, 5℃/초 이상 50℃/초 이하의 냉각 속도로 1차 냉각하여, 상기 모재 강판의 온도가, 500 내지 650℃의 범위 내의 온도일 때에 그 1차 냉각을 정지시키는 1차 냉각 공정과,
    상기 1차 냉각 공정에 이어서, 상기 모재 강판의 온도가, 상기 1차 냉각을 정지했을 때의 온도에서부터 400℃가 될 때까지의 경과 시간이 1시간 이상이 되도록 상기 모재 강판을 서냉해서 2차 냉각하는 2차 냉각 공정과,
    상기 2차 냉각 후, 합계의 압하율을 30 내지 75%로 해서 상기 모재 강판을 냉간 압연하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 후, 상기 냉간 압연된 상기 모재 강판을, 600 내지 750℃의 범위 내에서의 평균 승온 속도가, 20℃/sec 이하가 되도록 승온하여, 750℃ 이상의 온도로 가열하고, 계속해서 750 내지 650℃의 범위 내에서의 평균 냉각 속도가, 1.0 내지 15.0℃/초가 되도록 상기 가열된 상기 모재 강판을 냉각하는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 상기 모재 강판의 표면에, 용융 아연 도금을 실시하는 도금 공정,
    을 갖는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
    [식 A]
    Figure pct00024
  10. 제9항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 및 상기 도금 공정을, 예열대, 환원대 및 도금대를 갖는 연속 어닐링 도금 라인에 의해 연속적으로 실시하는 것으로 하고,
    또한, 상기 예열대에서의 적어도 일부를, 가열을 위한 버너에 사용하는 공기와 연소 가스의 혼합 가스이며 단위 체적의 혼합 가스에 포함되는 공기의 체적을, 단위 체적의 당해 혼합 가스에 포함되는 연소 가스를 완전 연소시키기 위해 이론상 필요한 공기의 체적으로 나눈 값인 공기비가 0.7 내지 1.2로 된 산화 처리 존으로 하여, 그 산화 처리 존에서 상기 냉간 압연 후의 상기 모재 강판의 표층부에 산화물을 생성시키고,
    계속해서, 수증기 분압을 수소 분압으로 나눈 값인 분압비 P(H2O)/P(H2)가 0.0001 내지 2.0이 된 상기 환원대에서, 상기 산화물을 환원시킨 후, 상기 도금대에서, 도금욕 온도: 450 내지 470℃, 도금욕 중에서의 유효 Al량: 0.01 내지 0.18질량%가 된 용융 아연 도금욕 중에, 도금욕 진입시의 강판 온도: 430 내지 490℃의 조건에서, 상기 환원대를 통과한 상기 모재 강판을 침지시킴으로써, 당해 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 도금 공정 후, 또한 상기 용융 아연 도금의 층을 합금화시키기 위한 합금화 처리 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 내지연 파괴 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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