KR20140061457A

KR20140061457A - 고강도 용융 아연 도금 강판

Info

Publication number: KR20140061457A
Application number: KR1020147007086A
Authority: KR
Inventors: 신타로 야마나카; 소시 후지타; 고이치 사토
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-09-30
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2014-05-21
Also published as: CA2850094A1; JPWO2013047812A1; JP5370617B2; MX2014003664A; BR112014007514B1; CA2850094C; EP2762603A4; RU2567960C1; WO2013047812A1; EP2762603B1; CN103857821A; ZA201402256B; BR112014007514A2; TWI467027B; TW201319270A; US20140255724A1; US10526690B2; EP2762603A1; MX356543B; ES2725325T3

Abstract

강판이 주요 성분을 함유하고, 이 강판이 체적분율로 베이나이트와 마르텐사이트의 합계를 40% 이상, 잔류 오스테나이트를 8% 이상 내지 60% 이하, 또한 페라이트를 40% 미만 함유하며, 나머지 불가피한 조직으로 이루어지는 고강도 용융 아연 도금 강판. 상기 용융 아연 도금 강판은 용융 아연 도금층과 하지 강판과의 계면에, Fe 및 Al 및 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 금속간 화합물을, 평균 두께로 0.1㎛ 이상 2㎛ 이하를 가지고, 또한 그 금속간 화합물의 결정립경이 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하이다. 상기 용융 아연 도금층을 제거한 후의 하지 강판 표면의 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 또한 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm를 5㎛ 이상, 300㎛ 이하로 한다. 고강도 강판을 기재로 하고, 균열이나 파단을 억제할 수 있는 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제공된다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET}

본 발명은 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다. 더 상세하게는, 본 발명은 고강도(예를 들면, 인장 강도가 980 MPa 이상)를 용이하게 실현 가능하고, 성형성이 우수한 자동차 분야 및 가전 분야, 건재 분야 등의 부재로서 적합하게 사용 가능한, 고강도 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.

종래부터, 용융 아연 도금 강판은 자동차 분야를 중심으로 사용되고 있으며, 기재에 고강도(예를 들면, 인장 강도가 980 MPa 이상)의 고강도 강판을 사용한 용융 아연 도금 강판에 있어서는 굽힘 가공 등의 강가공을 하는 경우에, 특히 하지 강판에 균열이 발생하기 쉽고, 나아가 그 부분에의 응력 집중에 의하여 파단에 이르는 것이 많이 확인되었다.

이러한 관점에서, 예를 들면 특허 문헌 1에서는 소둔 분위기 제어에 의하여, 도금 욕 침지 전의 강판 표면의 Si 농화량을 일정한 값 이하로 하는 것이 제시되어 있다. 그러나, 이와 같은 소둔 분위기 제어 자체가 곤란하였다.

또한, 특허 문헌 2에는 Si＋Al가 0.7% 이상을 만족하고, 강판 조직으로서 하부 베이나이트 및 전체 마르텐사이트의 합계량의 강판 조직 전체에 대한 면적율이 10% 이상 90% 이하, 잔류 오스테나이트 양이 5% 이상 50% 이하, 상부 베이나이트 중의 베이니틱 페라이트의 강판 조직 전체에 대한 면적율이 5% 이상인 고강도 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 3에는 미세 조직이, 면적율로 20 내지 75%의 페라이트, 5 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 상기 페라이트의 평균 결정립경이 10㎛ 이하인 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 4에는 강판 표면에 강판측으로부터 Γ상, Γ1상과 δ1상의 혼재층, δ1상 또는δ1상과 ξ상이 차례차례 형성된 합금화 용융 아연 도금 강판으로, Γ상의 평균 두께가 1.5㎛ 이하, Γ1상과 δ1상의 혼재층의 평균 두께가 Γ상의 평균 두께의 2배 미만, Γ1 결정의 평균 종횡비(단면 관찰에 의한 긴 변과 짧은 변의 비)가 2 이상인 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.

또한, 특허 문헌 5에는 합금화 용융 아연 도금층이 질량%로, Fe: 10 내지 15% 및 Al: 0.20 내지 0.45%를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 가지고, 강판과 합금화 용융 아연 도금층과의 계면 밀착 강도가 20 MPa 이상인 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 6에는 20 내지 100 g/㎡의 도금 부착량을 편면 또는 양면에 가지고, 도금층의 평균 Fe 함유율이 8 내지 16%이며, 도금층 중의 Γ상의 두께가 0.2 내지 1.5㎛ 인 것을 특징으로 하는 내충격 밀착성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 7에는 아연 도금 피막이 소지 강판측으로부터 Fe－Al계 합금층, Fe－Zn계 합금층 및 아연 도금층이 이 순서로 존재하고, Fe－Al계 합금층 중의 Al 함유량이 10㎎/㎡ 이상 300㎎/㎡ 이하, 상기 Fe－Zn계 합금층의 두께가 아연 도금 피막 두께의 1/2 이하인 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다. 특허 문헌 8에는 도금 피막/지철 계면에 접하고 있는 철-아연 합금 결정이 계면 1㎛ 당 5.5개 이상인 합금화 용융 아연 도금 강판이 기재되어 있다.

그러나, 고강도(예를 들면, 인장 강도가 980 MPa 이상)의 고강도 강판에 대하여, 그 효과가 충분한 용융 아연 도금 강판은 알려져 있지 않다.

특허 문헌 1: 일본 특원평4－211887호 공보 특허 문헌 2: 일본 공개 특허 공보 2010-65273호 특허 문헌 3: 일본 공개 특허 공보 2011-17046호 특허 문헌 4: 일본 공개 특허 공보 평10-306360호 특허 문헌 5: 일본 공개 특허 공보 2006-97102호 특허 문헌 6: 일본 공개 특허 공보 평6-93402호 특허 문헌 7: 일본 공개 특허 공보 2006-307302호 특허 문헌 8: 일본 공개 특허 공보 2000-144362호

본 발명의 목적은 고강도(예를 들면, 인장 강도가 980 MPa 이상)의 고강도 강판을 기재로 한 용융 아연 도금 강판에 있어서, 균열이나 파단을 효과적으로 억제하는 것이 가능한, 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공하는 데 있다.

본 발명자들은 예의 검토한 결과, 용융 아연 도금층과 하지 강판의 계면에, 주로, Fe 및 Al 및 Zn으로 이루어지는 금속간 화합물을 소정 범위의 두께로 석출시키고, 또한 상기 용융 아연 도금층을 제거한 후의 강판 표면의 Ra와 RSm를 소정의 범위로 제어함으로써, 강가공시(强加功時)의 강판의 균열이나 파단을 억제하고, 성형성을 향상시킬 수 있는 것을 밝혀내었다.

즉, 본 발명은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이다. 본 발명은 예를 들면, 이하의 실시 상태를 포함할 수 있다.

[1]　질량%로,

C: 0.10% 이상, 0.4% 이하,

Si: 0.01% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 1.0% 이상, 3.0% 이하,

O: 0.006% 이하,

P: 0.04% 이하,

S: 0.01% 이하,

Al: 0.1이상, 3.0% 이하,

N: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강판으로,

또한, 해당 강판의 조직이 체적분율로 베이나이트와 마르텐사이트의 합계를 40% 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 8% 이상 60% 이하 함유하며, 또한 페라이트를 40% 미만 함유하고, 잔부가 불가피한 조직으로 이루어지는 강판의 표면에 용융 아연 도금이 실시된 용융 아연 도금 강판이며,

상기 용융 아연 도금 강판이, 상기 용융 아연 도금층과 하지 강판과의 계면에, Fe 및 Al 및 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 금속간 화합물의 층을 가지고, 금속간 화합물의 층의 평균 두께가 0.1㎛ 이상 2㎛ 이하이고, 또한, 그 금속간 화합물의 결정립경이 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하이며, 또한,

상기 용융 아연 도금층을 제거한 후의 하지 강판 표면의 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 그리고, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 300㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

[2] 또한, 강 중에 질량%로,

Cr: 0.05% 이상, 1.0% 이하,

Ni: 0.05% 이상, 1.0% 이하,

Cu: 0.05% 이상, 1.0% 이하,

Nb: 0.005% 이상, 0.3% 이하,

Ti: 0.005% 이상, 0.3% 이하,

V: 0.005% 이상, 0.5% 이하,

B: 0.0001% 이상, 0.01% 이하,

Ca: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,

Mg: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,

La: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,

Ce: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,

Y: 0.0005% 이상, 0.04% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는〔1〕에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판.

[3]　질량%로,

C: 0.10% 이상, 0.4% 이하,

Si: 0.01% 이상, 0.5% 이하,

Mn: 1.0% 이상, 3.0% 이하,

O: 0.006% 이하,

P: 0.04% 이하,

S: 0.01% 이하,

Al: 0.1이상, 3.0% 이하,

N: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1100 내지 1300℃로 가열하고, 마무리 압연 온도가 Ar3 온도 이상에서 열간 압연 처리를 실시하며;

상기 열간 압연 후의 강판을, 권취 온도 700℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연하며;

상기 냉간 압연 후의 강판을, 최고 가열 온도 750℃ 내지 900℃에서 소둔하고;

상기 소둔 후의 강판을, 500 내지 750℃의 범위에 있어서의 냉각 속도가 3 내지 200℃/초로 도금 욕 침지 온도까지 냉각하고, 그 후 350 내지 500℃에서 10 내지 1000초로 유지하고;

도금 욕 침지할 때의 강판 온도가, 용융 아연 도금 욕 온도보다 40℃ 낮은 온도로부터, 용융 아연 도금 욕 온도보다 50℃ 높은 온도까지의 온도 범위에서, 상기 강판을, 수소 분압 PH₂, 수증기 분압 PH₂O의 비의 대수 log (PH₂O/PH₂)의 값이 -5 이상 -2 이하, 질소 함유량이 95 질량% 이상의 질소 분위기 내에서, Al 농도 W_Al, Fe 농도 W_Fe가 질량%로 아래 관계식 (1), (2)를 만족하는 용융 아연 도금 욕 중에 침지 처리하고,

0.01≤W_Fe≤0.05…(1)

0.07≤ (W_Al－W_Fe)≤0.30…(2)

상기 냉간 압연시의 최종 스탠드의 롤 표면에 있어서, 그 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 8.0㎛ 이하, 그리고, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 1200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

이 때, Ar3＝901－325×C＋33×Si－92×(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)이며, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo는 각각의 성분의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유하고 있지 않는 경우에는 0으로 한다.

〔4〕상기 냉간 압연시의 최종 스탠드의 하나 전단(前段)의 롤 표면에 있어서, 그 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 8.0㎛ 이하, 또한, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 1200㎛ 이하인〔3〕에 기재된 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제공된다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 그 제조도 비교적 용이하고 안정적으로 실시할 수 있다. 이 때문에, 특히, 최근의 경량화를 목표로 하는 자동차용의 강판으로서 최적으로 사용 가능하며, 산업상의 가치는 극히 크다.

[도 1] 금속간 화합물의 두께, 입자 지름과 성형성의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 중의 ○, □, △, ×의 플롯은 후술하는 성형성에 관한 평가 결과를 의미하는데, ○, □, △는 모두 성형성이 합격인 실시예이고, ×는 성형성이 불합격인 비교예이다.
[도 2] 하지 강판의 거칠기와 성형성의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 중의 ○, □, △, ×의 플롯은 후술하는 성형성에 관한 평가 결과를 의미하는데, ○, □, △는 모두 성형성이 합격인 실시예이고, ×는 성형성이 불합격인 비교예이다.

이하, 순서대로 본 발명을 설명한다.

먼저, 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, %는 질량%를 의미한다.

C: C는 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 그러나, 0.1% 미만이면 980 MPa 이상의 인장 강도와 가공성을 양립하는 것이 어려워진다. 한편, 0.40% 초과가 되면 스폿 용접성의 확보가 곤란해진다. 이 때문에, 그 범위를 0.1 내지 0.40% 이하로 한다. C 함유량은 0.12 내지 0.3%인 것이 좋고, 0.13 내지 0.28%인 것이 더욱 좋다.

Si: Si는 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 데 유효하다. 또한, 세멘타이트의 석출을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하므로 첨가는 필수이다. 0.01% 미만에서는 고강도화의 효과가 작고, 또한 0.5%를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.01 내지 0.5%의 범위로 한다. Si 함유량은 0.05 내지 0.45%인 것이 좋고, 0.15 내지 0.42%인 것이 더욱 좋다.

Mn: Mn은 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 데 유효하다. 그러나, 1.0% 미만이면 980 MPa 이상의 인장 강도를 얻기가 곤란하다. 반대로 많으면 P, S와의 공편석을 조장하고, 가공성의 현저한 열화를 초래하므로, 3.0%를 상한으로 한다. 따라서, Mn 함유량은 1.0 내지 3.0%의 범위로 한다. Mn 함유량은 2.0 내지 2.7%인 것이 좋고, 2.03 내지 2.6%인 것이 더욱 좋다.

O: O는 산화물을 형성하고, 연신, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 타발 단면, 또는 절단면에 존재하면, 단면에 절결 형태의 스크래치나 조대한 딤플을 형성하므로, 구멍 확장시나 강가공시에, 응력 집중을 초래하여, 균열 형성의 기점이 되어 대폭적인 구멍 확장성 또는 굽힘성의 열화를 초래한다. 이것은 O가 0.006%를 초과하면, 이 경향이 현저하게 되기 때문에, O 함유량의 상한을 0.006%로 한다. 즉, O는 불순물로서 0.006% 이하로 제한한다. O 함유량은 0.004% 이하인 것이 좋고, 0.003% 이하인 것이 더욱 좋다. O 함유량을 0.0001% 미만으로 하는 것은 과도한 고비용을 초래하여 경제적으로 바람직하지 않기 때문에, 이것이 실질적인 하한이다.

P: P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. 0.04%를 초과하면 용접부의 취화가 현저하게 되고, 또한 성형성도 열화시키기 때문에, 그 적정 범위를 0.04% 이하로 한다. 즉, P는 불순물로서 0.04% 이하로 제한한다. P 함유량은 0.03% 이하인 것이 좋고, 0.025% 이하인 것이 더욱 좋다. P의 하한 값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하기 때문에 이 값을 하한 값으로 하는 것이 좋다.

S: S는 용접성 및 주조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미친다. 이 때문에 그 상한값을 0.01% 이하로 한다. 즉, S는 불순물로서 0.01% 이하로 제한한다. S 함유량은 0.006% 이하인 것이 좋고, 0.005% 이하인 것이 더욱 좋다. S의 하한 값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001% 미만으로 하는 것은 경제적으로 불리하기 때문에 이 값을 하한 값으로 하는 것이 좋다. 또한, S는 Mn와 결합되어 조대한 MnS를 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성 등의 성형성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 줄일 필요가 있다.

Al: Al는 페라이트 형성을 촉진하고, 연성을 향상시키므로 첨가하여도 좋다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 0.1% 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, 과잉인 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시키고, 구멍 확장성의 열화나 표면 스크래치의 원인이 된다. 이 때문에 Al 첨가의 상한을 3.0%로 한다. Al 함유량은 0.2 내지 1.5%인 것이 좋고, 0.3 내지 1.0%인 것이 더욱 좋다.

N: N는 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은 N이 0.01%를 초과하면, 이 경향이 현저하게 되기 때문에, N 함유량의 범위를 0.01% 이하로 한다. N 함유량은 0.007% 이하인 것이 좋고, 0.005% 이하인 것이 더욱 좋다. 또한, 용접시의 블로우 홀 발생의 원인이 되기 때문에, N 함유량은 적은 것이 좋다. 하한은 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과는 발휘되지만, N 함유량을 0.0005% 미만으로 하는 것은 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 이것이 실질적인 하한이다.

Cr: Cr는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.05% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.05%로 한다. 반대로, 1.0%를 초과하여 함유하면 제조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미치기 때문에, 상한 값을 1.0%로 한다. Cr 함유량은 0.6% 이하인 것이 좋고, 0.5% 이하인 것이 더욱 좋다.

Ni: Ni는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 또한, 용융 도금의 젖음성의 향상이나 반응의 촉진을 초래하기 때문에, Ni를 첨가하여도 좋다. 그러나, 0.05% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.05%로 한다. 반대로, 1.0%를 초과하여 함유하면 제조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미치기 때문에, 상한 값을 1.0%로 한다. Ni 함유량은 0.7% 이하인 것이 좋고, 0.6% 이하인 것이 더욱 좋다.

Cu: Cu는 강화 원소인 동시에 담금질성의 향상에 중요하다. 또한, 용융 도금의 젖음성의 향상이나 반응의 촉진을 초래하기 때문에 Cu를 첨가하여도 좋다. 그러나, 0.05% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.05%로 한다. 반대로, 1%를 초과하여 함유하면 제조시 및 열연시의 제조성에 악영향을 미치기 때문에, 상한 값을 1.0%로 하였다. Cu 함유량은 0.6% 이하인 것이 좋고, 0.5% 이하인 것이 더욱 좋다.

Nb: Nb는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.005%로 한다. 0.3%를 초과하여 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화하기 때문에, 상한 값을 0.3%로 한다. Nb 함유량은 0.25% 이하인 것이 좋고, 0.20% 이하인 것이 더욱 좋다.

Ti: Ti는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.005%로 한다. 0.3%를 초과하여 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화하기 때문에, 상한 값을 0.3%로 한다. Ti 함유량은 0.25% 이하인 것이 좋고, 0.20% 이하인 것이 더욱 좋다.

V: V는 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 세립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화로, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005% 미만이면 이러한 효과를 얻을 수 없기 때문에, 하한 값을 0.005%로 한다. 0.5%를 초과하여 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져서 성형성이 열화하기 때문에, 상한 값을 0.5%로 한다. V 함유량은 0.45% 이하인 것이 좋고, 0.3% 이하인 것이 더욱 좋다.

B는 0.0001% 이상의 첨가로 입계의 강화나 강재의 강도화에 유효하지만, 그 첨가량이 0.01%를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만이 아니고, 열연시의 제조성을 저하시키기 때문에, 그 상한을 0.01%로 한다.

Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005 내지 0.04% 첨가할 수 있다. Ca, Mg 및 REM은 탈산에 이용하는 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005% 이상 함유하는 것이 좋다. REM란, Rare Earth Metal이다. 그러나, Ca, Mg 및 REM의 함유량이 합계로 0.04%를 초과하면, 성형 가공성의 악화의 원인이 된다. 그 때문에, 함유량을 합계로 0.0005 내지 0.04%로 한다. 또한, 본 발명에 있어서, REM는 미슈메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피한 불순물로서 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 함유하고 있다고 하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다. 다만, 금속 La나 Ce를 첨가하였다고 하더라도 본 발명의 효과는 발휘된다.

다음으로, 강재의 조직에 대하여 설명한다.

본 강판에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 합계를 40% 이상 함유할 필요가 있다. 베이나이트와 마르텐사이트는 연신과 강도를 확보시키기 위하여 필요하다. 체적분율로 40% 미만이면 그 효과가 부족하기 때문에, 하한 값을 40%로 한다.

또한, 체적분율 8% 이상 60% 이하의 잔류 오스테나이트를 함유할 필요가 있다. 잔류 오스테나이트를 함유함으로써, 고강도화와 추가적인 연성의 향상이 동시에 달성된다. 체적분율이 8% 미만이면 그 효과를 얻기 어렵기 때문에, 그 하한을 8% 미만으로 한다. 상한을 60% 이하로 한 것은 60% 초과로 하면, 베이나이트 또는 마르텐사이트의 체적분율이 40% 미만이 되어 충분한 연신과 강도를 확보할 수 없기 때문이다. 잔류 오스테나이트의 체적분율은 9 내지 40%가 좋고, 10 내지 30%가 더 좋다.

또한, 페라이트는 40% 미만으로 할 필요가 있다. 페라이트는 연성을 향상시키지만, 40% 이상에서는 강도를 확보할 수 없다. 페라이트의 형태로서는, 폴리고날 페라이트 외에, 어시큘러 페라이트를 포함하여도 좋다.

또한, 본 발명에 있어서의 「나머지 불가피한 조직」이란 펄라이트 조직을 가리킨다.

또한, 상기 미세 조직의 각 상, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트, 펄라이트 및 잔부 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 면적율의 측정은 나이탈 시약 및 일본 공개 특허 공보 59－219473호 공보에 개시된 시약에 의하여 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식시키고, 1000배의 광학 현미경 관찰 및 1000 내지 100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의하여 정량화가 가능하다. 각 20 시야 이상의 관찰을 실시하고, 포인트 카운트법이나 화상 분석에 의하여 각 조직의 면적율을 구할 수 있다.

다음으로, 용융 아연 도금층의 구조에 대하여 설명한다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판은 용융 아연 도금층과 하지 강판과의 계면에는 Fe 및 Al 및 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 금속간 화합물을, 평균 두께로 0.1㎛ 이상 2㎛ 이하를 가진다. 또한, 그 금속간 화합물의 결정립경이 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하이고, 또한 상기 용융 아연 도금층을 제거한 후의 하지 강판 표면의 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 또한, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 300㎛ 이하이다.

상기의 Fe 및 Al 및 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 금속간 화합물은 하지 강판의 파단 억제에 필요하다. 이 이유는 반드시 명확하지 않지만, 본 발명자의 지견에 의하면, 굽힘 가공시에 이 금속간 화합물은 미세하게 분산하여 균열이 생기므로, 하지 강판의 균열부에 있어서의 응력 집중을 막는 효과가 있는 것으로 추정된다.

도 1에 나타내는 바와 같이, 이 금속간 화합물의 두께가 0.1㎛ 미만이면 그 효과가 부족하고, 2㎛ 초과이면 이 금속간 화합물 자체의 균열이 미세하게는 생기지 않고, 국부적으로 균열이 발생하기 때문에 응력 집중을 완화할 수 없게 된다. 이 때문에, 이 금속간 화합물의 두께는 0.1㎛ 이상, 2㎛ 이하로 한다. 이 두께의 바람직한 범위는 0.2㎛ 이상 1.5㎛ 이하, 더 좋기로는, 0.4㎛ 이상 1㎛ 이하이다.

또한, 마찬가지로 도 1로부터, 이 금속간 화합물의 평균 결정립경은 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하일 필요가 있다. 평균 결정립경이 1㎛를 초과하는 경우에는 금속간 화합물에 미세하게 균열이 생기지 않고, 국부적으로 균열이 생겨서 그 부분에 응력 집중하기 쉬워진다. 입자 지름은 작으면 작을수록 바람직하지만, 0.01㎛ 미만에서는 이미 그 효과는 포화할 뿐만 아니라, 두께 0.1㎛ 이상을 확보하기 위한 제조 부하가 커진다. 따라서, 이 금속간 화합물의 평균 결정립경은 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하로 한다. 평균 결정립경의 바람직한 범위는 0.01㎛ 이상, 0.8㎛ 이하, 더 바람직한 범위는 0.01㎛ 이상 0.5㎛ 이하이다.

이 금속간 화합물의 두께의 측정 방법에 대하여는 여러 가지 방법이 있지만, 예를 들면 현미경 단면 시험법(JIS　H　8501)을 들 수 있다. 이것은 시료의 단면을 매립하여 연마한 후, 필요에 따라서 부식액으로 에칭하고, 연마면을 광학 현미경이나 주사형 전자 현미경(SEM), 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA) 등으로 분석하여 두께를 구하는 방법이다.

본 발명에서는 테크노비트 4002(주식회사 마루토사제)에 매립하고, ＃240, ＃320, ＃400, ＃600, ＃800, ＃1000의 연마지(JIS　R 6001)로 순서대로 연마한 후, 연마면을 EPMA로 도금층으로부터 하지 강판의 깊이 5㎛ 까지를, 도금층과 하지 강판의 계면에 수직으로 선분석하여 두께를 구하였다.

다만, 여기서 말하는 두께란, 서로 1 mm 이상 떨어진 임의의 10개소의 위치의 금속간 화합물의 두께를 각각 구하고, 구한 두께를 평균한 값을 의미한다. 또 금속간 화합물은 Fe, Zn, 및 Fe－Zn 합금 상의 ξ상(FeZn₁₃), δ1상(FeZn₇), Γ1상(Fe₅Zn₂₁), Γ상(Fe₃Zn₁₀)이란, 조성, 구조가 다르기 때문에, EPMA나 X선 회절법(XRD), 투과형 전자 현미경(TEM) 등으로 분석하여, 금속간 화합물을 동정할 수 있다.

본 발명에 있어서는 TEM로 분석함으로써 각 합금상의 종류를 동정하였다(예를 들면, Hong, M. N. , and Saka, H. ;1998, Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98, p. 248이나, Kato, T. , Hong, M. H. , Nunome, K. , Sasaki, K. , Kuroda, K. , and Saka, H. ;1998, Thin Solid Films, 319, 132에 기재된 것과 동일한 분석이다). 따라서, 이 TEM에 의한 분석 방법의 상세에 관하여는 필요에 따라서, 이 문헌들을 참조할 수 있다.

또한, 이 금속간 화합물의 결정립경은 여러 가지 방법으로 측정할 수 있지만, 본 발명에서는 이하의 방법으로 측정하였다. 우선 본 발명의 강판을 발연질산에 침지함으로써 용융 아연 도금층을 용해 제거한 샘플을 제작한다. 침지하는 시간은 도금층의 두께에 따라서 다르지만, 용해 중에는 도금층의 부식 반응에 의하여 기포가 발생하지만, 용해의 종료와 함께 기포는 발생하지 않게 된다. 그 때문에, 기포가 소실한 시간에 침지를 멈춘다. 금속간 화합물은 발연 질산에서는 용해되기 어렵기 때문에, 도금층을 용해 제거한 샘플의 표면을 SEM으로 50,000배로 관찰함으로써 잔존하는 금속간 화합물의 결정립경을 측정하였다. 다만 여기서 말하는 금속간 화합물의 결정립경이란, SEM의 관찰 시야에 있어서의 임의의 금속간 화합물의 결정입자 10개에 대하여, 결정립의 직경(결정 입자가 다각형의 경우에는 결정 입자를 포함하는 최소의 원을 가정하였을 경우의 원의 직경)을 각각 구하고, 그 직경의 평균 값을 의미한다.

또한, 용융 아연 도금층을 제거한 후의 하지 강판 표면은 어느 정도의 거칠기를 가지는 것이 필요하다. 이 이유는 하지 강판 표면이 평활에 가까운 경우에는 금속간 화합물의 하지 강판 표면에의 앵커 효과가 불충분하고, 가공시에 금속간 화합물이 박리하기 쉬우며, 하지 강판의 파단 억제에 아무런 효과를 가지지 않게 되기 때문이다. 그 효과가 발휘되는 것은, 도 2에 나타내는 바와 같이, 하지 강판 표면의 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상이다. 한편, Ra가 2㎛ 를 초과하는 경우에는 반대로 그 요철에 의하여 응력 집중 부분이 생기기 때문에, 파단하기 쉬워진다. 따라서, Ra는 0.1㎛ 이상, 2.0㎛ 이하로 한다. 좋기로는, Ra는 0.2㎛ 이상 1.0㎛ 이하이다.

본 발명에 있어서는 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm도, 어느 범위 내로 할 필요가 있다. 도 2에 나타내는 바와 같이 RSm이 300㎛ 초과이면 평활에 가깝게 되어 앵커 효과가 불충분하게 된다. RSm는 작으면 작을수록 바람직하지만, 5㎛ 미만에서는 이미 그 효과는 포화하고, 단지 필요없이 제조 비용을 증대시킬 뿐이기 때문에, RSm의 범위는 5㎛ 이상 300㎛ 이하로 한다. RSm의 바람직한 범위는 10㎛ 이상 200㎛ 이하이다.

또한, 여기서 말하는 Ra, RSm란, 각각 JIS　B　0601에서 정의되는 산술 평균 거칠기, 거칠기 곡선 요소의 평균 길이의 의미이다.

이와 같은 측정에 있어서는 우선 용융 아연 도금 강판을 인히비터가 들어있는 염산으로 도금층을 제거하여 하지 강판 표면을 노출시킨 후, 강판 표면의 거칠기를 측정하였다. 예를 들면 본 발명에서는 5% 염산 수용액에 인히비터인 이빗트 700 A(아사히카가쿠코교가부시키가이샤제)를 0.02% 첨가한 용액에, 용융 아연 도금 강판을 침지하고, 하지 강판 표면을 노출시켰다.

침지하는 시간은 도금층의 두께에 따라서 다르지만, 용해 중에는 도금층의 부식 반응에 의하여 기포가 발생하지만, 용해의 종료와 함께 기포는 발생하지 않게 된다. 그 때문에, 기포가 소실한 시간에 침지를 멈춘다. 하지 강판 표면은 인히비터의 작용으로 용해되기 어렵기 때문에, 상기의 방법에 의하여, 하지 강판 표면이 노출된 샘플을 얻을 수 있다. 이어서 그 표면을 핸디서프 E－40 A(가부시키가이샤도쿄세이미쓰제)로, 평가 길이 4 mm, 절단 값 0.8 mm의 조건으로 Ra, RSm를 측정하였다.

다음으로, 본 발명의 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 있어서, 열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제에 이어서 각종 2차 제련을 실시하고, 다음으로, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 따른 주조 외에, 박슬라브 주조 등의 방법으로 주조하면 좋다. 연속 주조의 경우에는 한번 저온까지 냉각한 후, 재차 가열하고나서 열간 압연하여도 좋고, 주조 슬라브를 연속적으로 열연하여도 좋다. 원료에는 스크랩을 사용하여도 무방하다.

열연 슬라브 가열 온도는 특별히 규정하지 않고, 본 발명의 효과는 발휘된다. 가열 온도를 과도하게 고온으로 하는 것은 경제상 바람직하지 않기 때문에, 가열 온도의 상한은 1300℃ 미만으로 하는 것이 좋다. 또한, 과도하게 저온으로 가열하면 마무리 압연 온도를 Ar3 온도 이상으로 하는 것이 곤란하기 때문에, 하한 온도를 1100℃로 하는 것이 좋다.

마무리 압연 온도는 오스테나이트＋페라이트의 2상역이 되면, 강판 내의 조직 불균일성이 커지게 되고, 소둔 후의 성형성이 열화하므로, Ar3 온도 이상이 좋다. 또한, Ar3 온도는 다음의 식에 의하여 계산한다.

Ar3＝901－325×C＋33×Si－92×(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)

압연 후의 냉각에 대하여는 특별히 규정은 하지 않고, 각각의 목적에 맞는 조직 제어를 행하기 위한 냉각 패턴을 취하여도 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

본 발명에 있어서, 권취 온도는 700℃ 이하로 할 필요가 있다. 700℃를 넘으면 열연 조직 중에 조대한 페라이트나 펄라이트 조직이 존재하기 때문에, 소둔 후의 조직 불균일성이 커지게 되어, 최종 제품의 재질 이방성이 커진다. 소둔 후의 조직을 미세하게 하여 강도 연성 밸런스를 향상시킨다. 또한, 700℃를 넘는 온도에서 권취하는 것은 강판 표면에 형성하는 산화물의 두께를 과도하게 증대시키기 때문에, 산세성이 떨어지므로 바람직하지 않다. 하한에 대하여는 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과는 발휘되지만, 실온 이하의 온도로 권취하는 것은 기술적으로 어렵기 때문에, 이것이 실질적인 하한이 된다. 또한, 열연시에 조압연판끼리를 접합하여 연속적으로 마무리 압연을 실시하여도 좋다. 또한, 조압연판을 일단 권취하여도 좋다.

열연 후의 강판은 통상, 산세 처리로 표면의 스케일을 제거한다. 1회의 산세이어도 좋고, 복수회로 나누어 산세를 실시하여도 좋다.

산세한 열연 강판은 통상, 냉간 압연을 한다. 압하율은 40% 이상, 80% 이하가 좋다. 압하율이 40% 미만에서는 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하고, 또한, 최종제품의 연성이 열악하게 된다. 한편, 80%를 초과하는 냉연은 냉연 하중이 너무 커지게 되어 냉연이 곤란해진다.

압연 패스의 회수, 각 패스 마다의 압하율에 대하여는 특별히 규정하지 않고 본 발명의 효과를 발휘시킬 수 있다. 다만, 냉간 압연 후의 강판 표면은 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 2.0㎛ 이하, 또한, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 300㎛ 이하로 해 둘 필요 있다. 이를 위하여 냉간 압연의 최종 스탠드의 롤 표면에, 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 8.0㎛ 이하, 또한, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 1200㎛ 이하가 되는 가공을 해 두는 것이 좋다. 또한, 최종 스탠드의 하나 전단의 롤도, 동일한 범위의 Ra, RSm로 해두면 한층 좋다.

본 발명에 있어서는, 냉간 압연한 강판은 통상, 연속 소둔 도금 라인에서 소둔 및 도금을 한다. 통판할 때의 가열 속도는 특별히 정하지 않고 본 발명의 효과를 발휘시킬 수 있다. 그러나, 0.5℃/초 미만의 가열 속도는 생산성이 크게 손상되기 때문에 좋지 않고, 또한, 100℃ 초과로 하는 것은 과도한 설비 투자를 초래하므로, 경제적으로 좋지 않다.

본 발명에 있어서, 최고 가열 온도(소둔 온도)는 750℃ 이상, 900℃ 이하로 할 필요가 있다. 최고 가열 온도가 750℃ 미만이 되면, 열연시에 형성한 탄화물이 재고용되는데 시간이 너무 걸려서 탄화물 또는 그 일부가 잔존하기 때문에, 980 MPa 이상의 강도를 확보하기 어렵다. 이 때문에, 750℃가 최고 가열 온도의 하한이다. 한편, 과도한 고온 가열은 비용의 상승을 초래하므로 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만이 아니라, 고온 통판시의 판 형상이 열악하게 되거나, 롤의 수명을 저하시키거나 문제를 유발하므로, 최고 가열 온도의 상한을 900℃로 한다.

이 온도역에 있어서의 열처리 시간은 특별히 한정하지 않지만, 탄화물의 용해를 위하여, 10초 이상의 열처리가 좋다. 한편, 열처리 시간이 600초 초과가 되면, 비용 상승을 초래하므로 경제적으로 바람직하지 않다. 열처리에 있어서도, 최고 가열 온도에서 등온 유지를 실시하여도 좋고, 경사 가열을 실시하여 최고 가열 온도에 도달한 후, 즉시 냉각을 개시하여도, 본 발명의 효과를 발휘시킬 수 있다.

상기 소둔 종료 후, 도금 욕 침지 온도까지 냉각한다. 최고 가열 온도로부터 750℃까지의 평균 냉각 속도는 0.1℃/초 이상, 200℃/초 이하로 하는 것이 좋다. 냉각 속도를 0.1℃/초 미만으로 하는 것은 생산성이 크게 저해되기 때문에 바람직하지 않다. 과도하게 냉각 속도를 높이는 것은 제조 비용을 높이게 되므로, 상한을 200℃/초로 하는 것이 좋다.

본 발명에 있어서, 500℃ 이상, 750℃ 이하의 범위에 있어서의 냉각 속도는 3℃/초 이상, 200℃/초 이하로 할 필요가 있다. 냉각 속도가 너무 작으면, 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트 조직으로 변태하여, 8% 이상의 오스테나이트 체적율의 확보가 곤란하기 때문에, 하한을 3℃/초 이상으로 하였다. 냉각 속도를 크게 하더라도, 재질상 아무런 문제가 없지만, 과도하게 냉각 속도를 높이는 것은 제조 고비용을 초래하게 되므로, 상한을 200℃/초로 하는 것이 좋다. 냉각 방법에 대하여는 롤 냉각, 공랭, 수랭 및 이들을 병용한 어떠한 방법이어도 좋다.

본 발명에 있어서는, 상기 공정 후에, 350℃ 이상, 500℃ 이하의 범위에 있어서, 10초 이상, 1000초 이하의 범위에서 유지함으로써, 베이나이트 변태를 일으키게 하여 잔류 오스테나이트를 안정화한다. 유지 온도의 상한을 500℃로 하는 것은 이 온도 이하에서 베이나이트 변태가 일어나기 때문이다. 또한, 350℃ 미만의 온도에서의 유지는 베이나이트 변태에 장시간을 필요로 하기 때문에, 설비가 과대가 되어 생산성이 떨어진다. 이로부터, 유지 온도는 350℃ 이상, 500℃ 이하의 범위로 할 필요가 있다. 하한을 10초로 한 것은 10초 미만의 유지에서는 베이나이트 변태의 진행이 충분하지 않아서, 잔류 오스테나이트를 안정화하지 못하고, 우수한 성형성을 얻을 수 없다. 한편, 1000초를 초과하는 유지는 생산성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 유지란, 등온 유지만을 가리키는 것이 아니라, 이 온도역에서의 제랭이나 가열도 포함한다.

도금 욕 침지 판 온도는 용융 아연 도금 욕 온도보다 40℃ 낮은 온도로부터 용융 아연 도금 욕 온도보다 50℃ 높은 온도까지의 온도 범위로 하는 것이 좋다. 욕 침지 판 온도가 (용융 아연 도금 욕 온도 - 40)℃를 밑돌면, 도금 욕 침지 진입시에 열이 많이 빠져나가서, 용융 아연의 일부가 응고되어 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있을 뿐만 아니라, 본 발명의 필수 요건인, Fe, Al, Zn으로 이루어지는 금속간 화합물을 생성하는 것이 곤란하기 때문에, 하한을 (용융 아연 도금 욕 온도-40)℃로 한다. 단, 침지 전의 판 온도가 (용융 아연 도금 욕 온도 - 40)℃를 밑돌아도, 도금 욕 침지 전에 재가열을 실시하고, 판 온도를 (용융 아연 도금 욕 온도 - 40)℃ 이상으로 하여 도금 욕에 침지시켜도 좋다. 또한, 도금 욕 침지 온도가 (용융 아연 도금 욕 온도 + 50)℃를 초과하면, 도금 욕 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제를 유발한다. 바람직한 범위는 하한이 (용융 아연 도금 욕 온도 - 20)℃, 상한이 (용융 아연 도금 욕 온도 ＋ 30)℃, 더 바람직한 범위는 하한이 (용융 아연 도금 욕 온도 - 10)℃, 상한이 (용융 아연 도금 욕 온도 ＋ 20)℃이다.

또한, 도금 욕은 순아연에 추가하여 Al를 첨가하여 둘 필요가 있다. Al를 첨가함으로써, 본 발명의 필수 요건인, Fe, Al, Zn으로 이루어지는 금속간 화합물을 생성하는 것이 가능해진다. 도금 욕에는 Fe, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유하여도 좋다.

강판을 도금 욕 침지시의 분위기는 수소 분압 PH₂, 수증기 분압 PH₂O의 대수 log (PH₂O/PH₂)의 값이 , -5 이상 -2 이하, 질소 함유량이 95 체적% 이상인 질소 분위기이다. log (PH₂O/PH₂)의 값이 -5 미만에서는 경제상 바람직하지 않은 것 이외에 강판 표면이나 도금 욕 표면의 반응성이 높아져서, 도금층과 강판 계면에 무른 Zn－Fe 합금상이 두껍게 생성되어, 가공시의 도금 밀착성이 떨어지기 때문이다. 한편, log (PH₂O/PH₂)의 값이 -2 초과이면 도금 욕면에 Zn의 산화물이 형성되어 Fe, Al, Zn으로 이루어지는 금속간 화합물이 충분히 생성하지 않기 때문에, 본 발명의 도금을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 도금이 강판에 부착하지 않아 불량 도금이 발생하게 된다. 질소 함유량이 95체적% 미만에서는 분위기 중의 수증기와 수소의 비율이 많아져서, 경제상 및 안전상 바람직하지 않다. 분위기 중에 수소의 비율이 많아지면, 강판이 취화하여 연성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 여기서 말하는 강판을 도금 욕 침지할 때의 분위기란, 강판을 도금 욕에 침지하는 시간을 기점으로 하여 적어도 도금 욕에 침지되는 10s 이상 전의 사이의 노 내의 분위기를 의미하고, 최대로 연속 소둔한 도금 라인의 소둔으로부터 도금 욕에 침지하는 동안의 분위기 전체를 의미한다.

도금층의 특성을 제어하기 위하여, 도금 욕의 Al 농도 W_Al, Fe 농도 W_Fe는 질량%로 아래 관계 식 (1) 및 (2)을 만족하는 용융 아연 도금 욕이다.

　　　0.01≤W_Fe≤0.05…(1)

　　　0.07≤(W_Al－W_Fe)≤0.30…(2)

W_Fe가 0.01% 미만이면 도금층과 강판 계면에 무른 Zn－Fe 합금상이 두껍게 생성되어, 가공시의 도금 밀착성이 떨어지기 때문이다. W_Fe가 0.05% 초과이면 Fe, Al, Zn으로 이루어지는 금속간 화합물이 두껍게 생성되고, 금속간 화합물 자체에 균열이 들어가기 쉬워지는 것에 추가하여, 도금 욕에 Fe₂Al₅의 탑 드로스가 형성되어 눌림 자국이나 불량 도금 등이 발생하여 도금 후의 외관을 저하시킨다.

(W_Al－W_Fe)를 0.07% 이상, 0.30% 이하로 하는 이유는 (W_Al－W_Fe)가 0.07% 미만이면 도금층과 강판 계면에 무른 Zn－Fe 합금상이 두껍게 생성되고, 가공시의 도금 밀착성이 떨어지기 때문이다. 한편, (W_Al－W_Fe)가 0.30% 초과에서는 Fe, Al, Zn으로 이루어지는 금속간 화합물이 두껍게 생성되어, 금속간 화합물 자체에 균열이 생기기 쉬워진다.

본 발명의 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 소재는 통상의 제철 공정인 정련, 제강, 주조, 열연, 냉연 공정을 거쳐 제조되는 것을 원칙으로 하지만, 그 일부 또는 전부를 생략하여 제조되는 것이라도, 본 발명에 관한 조건을 만족하는 한, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명을 실시예에 의하여 상세하게 설명한다.

표 1에 나타내는 성분을 가진 슬라브를 1200℃로 가열하고, 수랭대에서 수랭 후, 표 2에 나타내는 온도로 권취하였다. 열연판의 두께는 2 내지 4.5 mm의 범위로 하였다.

열연판을 산세한 후, 냉간 압연 후의 판 두께가 1.2 mm가 되도록, 소정의 냉연율로 냉연을 실시하여, 냉연판으로 하였다. 최종 스탠드의 롤 및 이 최종 스탠드의 하나 전단의 롤의 표면의 Ra, RSm를 표 2에 나타낸다.

그 후, 이 냉연판들에 표 2에 나타내는 조건으로 연속 용융 아연 도금 설비에서, 열처리와 용융 아연 도금 처리를 실시하였다. 소둔 온도로부터 500 내지 750℃까지를 표 2의 냉각 속도로 냉각하고, 그 후, 350℃ 내지 500℃의 온도 범위에서 5 내지 300초 유지한 후, 소정의 조건으로 제어한 아연 도금 욕에 침지하고, 그 후 실온까지 냉각하고, 0.4%의 압하율로 스킨 패스 압연을 실시하였다. 아연 도금의 부착량은 양면 모두, 편면당 45g/㎡로 하였다.

[표 1]

[표 2-1]

[표 2-2]

인장 시험은 1.2 mm 두께의 판으로부터 압연 방향에 직각 방향 및 평행하게 JIS 5호 시험편을 채취하고, 인장 특성을 평가하였다. 얻은 연신의 값으로부터, 압연 방향에 평행한 방향으로 인장 시험을 실시하였을 경우의 연신(L-El)과 수직 방향으로 인장 시험을 실시하였을 경우의 연신(C-El)의 차(ΔEl)를 산출하였다.

각 5개 인장 시험을 실시하여 각 값의 평균 값을 구하고, 그 평균 값으로부터 인장 강도(TS)를 산출하였다. 또한, 재질의 이방성이 큰 강판에 관하여는 연신의 값이 불균일한 경향이 있었다.

성형성은 임의의 위치, 방향에서 40×100 mm로 절단한 강판을, 120도로 절곡(굽힘 반경 R＝3 mm) 가공한 후, 굽힘 가공부의 볼록측 표면을, 200㎛ ×200㎛ 의 영역에 대하여 주사형 전자 현미경으로 서로 다른 장소에서 10부분 관찰하고, 이 10부분 중에서, 몇 군데에서 균열이 관찰되었는지를 센 다음, 아래와 같은 기준으로 평가하였다. 「○」, 「□」 및 「△」을 실시예로 하고, 「×」을 비교 예로 하였다.

○: 균열 0 부분 (합격)

□: 균열 1 내지 2 부분 있음 (합격)

△: 균열 3 내지 5 부분 있음 (합격)

×: 균열 6 부분 내지 10 부분 (불합격)

산업상 이용 가능성

본 발명에 의하면, 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 제공된다. 이 아연 도금 강판은 그 제조도 비교적 용이하고 안정적으로 실시할 수 있다. 이 때문에, 특히, 최근의 경량화를 목표로 하는 자동차용 강판으로서 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은 최적으로 사용 가능하며, 산업상의 가치는 매우 크다.

Claims

질량%로,
C: 0.10% 이상, 0.4% 이하,
Si: 0.01% 이상, 0.5% 이하,
Mn: 1.0% 이상, 3.0% 이하,
O: 0.006% 이하,
P: 0.04% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.1이상, 3.0% 이하,
N: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강판으로,
또한, 해당 강판의 조직이 체적분율로 베이나이트와 마르텐사이트의 합계를 40% 이상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 8% 이상 60% 이하 함유하며, 또한 페라이트를 40% 미만 함유하고, 잔부가 불가피한 조직으로 이루어지는 강판의 표면에 용융 아연 도금이 실시된 용융 아연 도금 강판이며,
상기 용융 아연 도금 강판이, 상기 용융 아연 도금층과 하지 강판과의 계면에, Fe 및 Al 및 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 금속간 화합물의 층을 가지고, 금속간 화합물의 층의 평균 두께가 0.1㎛ 이상 2㎛ 이하이고, 또한, 그 금속간 화합물의 결정립경이 0.01㎛ 이상 1㎛ 이하이며, 또한,
상기 용융 아연 도금층을 제거한 후의 하지 강판 표면의 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하, 그리고, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상 300㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 1a에 있어서, 또한, 강 중에 질량%로,
Cr: 0.05% 이상, 1.0% 이하,
Ni: 0.05% 이상, 1.0% 이하,
Cu: 0.05% 이상, 1.0% 이하,
Nb: 0.005% 이상, 0.3% 이하,
Ti: 0.005% 이상, 0.3% 이하,
V: 0.005% 이상, 0.5% 이하,
B: 0.0001% 이상, 0.01% 이하,
Ca: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,
Mg: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,
La: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,
Ce: 0.0005% 이상, 0.04% 이하,
Y: 0.0005% 이상, 0.04% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
질량%로,
C: 0.10% 이상, 0.4% 이하,
Si: 0.01% 이상, 0.5% 이하,
Mn: 1.0% 이상, 3.0% 이하,
O: 0.006% 이하,
P: 0.04% 이하,
S: 0.01% 이하,
Al: 0.1이상, 3.0% 이하,
N: 0.01% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1100 내지 1300℃로 가열하고, 마무리 압연 온도가 Ar3 온도 이상에서 열간 압연 처리를 실시하며;
상기 열간 압연 후의 강판을, 권취 온도 700℃ 이하에서 권취하고, 냉간 압연하며;
상기 냉간 압연 후의 강판을, 최고 가열 온도 750℃ 내지 900℃에서 소둔하고;
상기 소둔 후의 강판을, 500 내지 750℃의 범위에 있어서의 냉각 속도가 3 내지 200℃/초로 도금 욕 침지 온도까지 냉각하고, 그 후 350 내지 500℃에서 10 내지 1000초로 유지하고;
도금 욕 침지할 때의 강판 온도가, 용융 아연 도금 욕 온도보다 40℃ 낮은 온도로부터, 용융 아연 도금 욕 온도보다 50℃ 높은 온도까지의 온도 범위에서, 상기 강판을, 수소 분압 PH₂, 수증기 분압 PH₂O의 비의 대수 log (PH₂O/PH₂)의 값이 -5이상 -2 이하, 질소 함유량이 95 질량% 이상인 질소 분위기 내에서, Al농도 W_Al, Fe농도 W_Fe가 질량%로 아래 관계식 (1), (2)를 만족하는 용융 아연 도금 욕 중에 침지 처리하고,
0.01≤W_Fe≤0.05…(1)
0.07≤ (W_Al－W_Fe)≤0.30…(2)
상기 냉간 압연시의 최종 스탠드의 롤 표면에 있어서, 그 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 8.0㎛ 이하, 그리고, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 1200㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
이 때, Ar3＝901－325×C＋33×Si－92×(Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2)이며, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo는 각각의 성분의 함유량(질량%)을 나타내고, 함유하고 있지 않는 경우에는 0으로 한다.
제3항에 있어서, 상기 냉간 압연시의 최종 스탠드의 하나 전단의 롤 표면에 있어서, 그 산술 평균 거칠기 Ra가 0.1㎛ 이상, 8.0㎛ 이하, 또한, 거칠기 곡선에 있어서의 윤곽 곡선 요소의 평균 길이 RSm가 5㎛ 이상, 1200㎛ 이하인 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.