KR20140068198A

KR20140068198A - 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140068198A
Application number: KR20147010074A
Authority: KR
Inventors: 가츠토시 다카시마; 유키 도지; 노부스케 가리야; 고헤이 하세가와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-09-29
Filing date: 2012-09-27
Publication date: 2014-06-05
Also published as: CN103842540A; EP2762580A1; US20140234655A1; KR101615463B1; TW201323626A; EP2762580A4; TWI502081B; EP2762580B1; WO2013046695A1; JP2013076114A; JP5834717B2; CN103842540B

Abstract

가공성, 즉 연성과 구멍 확장성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판을 제공한다. 화학 성분을, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.10 ∼ 0.90 ％, Mn : 1.0 ∼ 1.9 ％, P : 0.005 ∼ 0.10 ％, S : 0.0050 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, N : 0.0050 ％ 이하 및 Nb : 0.010 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지고, 마이크로 조직을, 평균 결정립경이 15 ㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 90 ％ 이상, 평균 결정립경이 3.0 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적 분율로 0.5 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 또한 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하 함유하고, 잔부가 저온 생성상으로 이루어지는 복합 조직으로 한다.

Description

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

본 발명은 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도의 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 자동차 등의 구조 부품의 부재로서 바람직한 고강도박 강판에 관한 것이다. 또한, 항복비 (YR) 란 인장 강도 (TS) 에 대한 항복 응력 (YS) 의 비를 나타내는 값으로서 YR = YS/TS 로 표시된다.

최근, 환경 문제가 대두되면서 CO₂ 배출 규제가 엄격화되고, 자동차 분야에서는 차체의 경량화에 의한 연비 향상이 큰 과제가 되고 있다. 이 때문에 자동차 부품에 대한 고강도 용융 아연 도금 강판의 적용에 의한 박육화가 진행되고 있고, TS 가 590 ㎫ 이상인 강판의 적용이 진행되고 있다.

자동차의 구조용 부재나 보강용 부재에 사용되는 고강도 용융 아연 도금 강판은 신장 플랜지성이나 연성이 우수할 것이 요구된다. 특히, 복잡한 형상을 갖는 부품의 성형에는, 신장이나 신장 플랜지성 (구멍 확장성) 등과 같은 특성 중 어느 하나만 우수할 것이 아니라, 그 양방이 우수할 것이 요구된다.

또한, 용융 아연 도금 강판을 제조하고 나서 당해 도금 강판을 실제로 프레스 성형하기까지 시간을 필요로 하는 경우가 있고, 이 시간 경과 중의 시효에 의해서 신장이 열화되지 않는 것이 중요하다. 또, 충돌 흡수 에너지 특성이 크다는 특성이 요구되고 있고, 충돌 흡수 에너지 특성을 향상시키기 위해서는 항복비를 높이는 것이 유효하고, 낮은 변형량이어도 효율적으로 충돌 에너지를 흡수시킬 수 있다.

여기에, 590 ㎫ 이상의 인장 강도를 얻기 위해서 강판을 강화하는 경우에는, 모상인 페라이트의 경화, 혹은 마텐자이트나 잔류 오스테나이트와 같은 경질상을 이용하는 방법이 유효하다. 그 중에서도 페라이트의 경화를 Nb 등 탄화물 생성 원소를 첨가한 석출 강화형으로 실시한 고강도 강판은, 소정의 강도를 확보하기 위해서 필요한 합금 원소가 소량이면 되기 때문에 저렴하게 제조할 수 있다.

예를 들어, 특허문헌 1 에는, Nb 첨가에 의해서 석출 강화된 590 ㎫ 이상의, 프레스 성형 후의 내 2 차 가공 취성이 우수한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있고, 특허문헌 2 에는, Nb 및 Ti 첨가에 의해서 석출 강화된 항복비가 0.70 초과 0.92 미만인, 연신 플랜지 성형성과 충돌 흡수 에너지 특성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3 에는, Nb 및 Ti 첨가에 의해서 석출 강화되고, 강판 조직이 재결정 페라이트, 미재결정 페라이트 및 펄라이트를 함유하는, 590 ㎫ 이상의 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다.

한편, 마텐자이트나 잔류 오스테나이트와 같은 경질상을 이용하는 방법으로는, 예를 들어 특허문헌 4 에, 주상에 페라이트, 제 2 상에 마텐자이트상을 구성하고, 또한 마텐자이트상의 최대 입경이 2 ㎛ 이하이고, 그 면적률이 5 ％ 이상인 신장 플랜지성과 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 5 에는, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 제어한 가공성이 양호한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 제3873638호 일본 공개특허공보 2008-174776호 일본 공개특허공보 2008-156680호 일본 특허 제3887235호 일본 특허 제3527092호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 상기한 구조용 부재나 보강용 부재 등의 용도에서 요구되는, 가공성을 보증할 때에는 연성이 불충분하다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 기술은, 강판 중의 Al 함유량이 0.010 ％ 미만이기 때문에, 강의 탈산과, N 의 석출 고정을 충분히 실시할 수 없어 건전한 강을 양산하기가 곤란하고, 또한 O 를 함유하고 산화물을 분산시키고 있기 때문에, 재질 특히 국부 연성의 편차가 크다는 문제가 있다.

특허문헌 3 에 기재된 기술은, 미재결정 페라이트를 균일하게 분산시켜 연성의 저하를 억제하고 있지만, 성형성을 충분히 만족시키는 연성은 얻어지지 않는다. 또, 마텐자이트를 활용한 특허문헌 4 에 기재된 기술은 연성에 대해서는 전혀 고려되고 있지 않다. 또한, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 활용한, 특허문헌 5 에 기재된 기술에 대해서는 항복비가 70 ％ 미만이고, 게다가 구멍 확장성에 대해서 전혀 고려되고 있지 않다.

이와 같이 고항복비를 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판에 대해서, 연성과 구멍 확장성의 쌍방이 요구되는 가공성을 향상시키는 것은 곤란하였다.

따라서, 본 발명의 목적은, 상기 종래 기술의 문제점을 해소하여 가공성, 즉 연성과 구멍 확장성이 우수하고, 고항복비를 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

발명자들은 상기 서술한 과제를 해결하기 위한 수단에 대해서 예의 구명한 바, Nb 를 사용한 석출 강화에 더하여, 강판의 마이크로 조직에 있어서의 페라이트의 평균 입경과 체적 분율, 마텐자이트의 평균 입경과 체적 분율 및 펄라이트의 체적 분율을 제어함으로써, 70 ％ 이상의 높은 항복비를 갖고, 또한, 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 알아내었다. 종래, 강판의 마이크로 조직 중에 마텐자이트가 존재하면, 가공성으로서, 신장이 향상되기는 하지만, 구멍 확장성이 저하되고, 또한 YR 이 저하된다고 생각되었다. 그러나, 본 발명자들은, 마텐자이트의 체적 분율 및 결정립경을 제어하고, 또한, Si 첨가에 의한 페라이트의 고용 강화, Nb 첨가에 의한 석출 강화 및 결정립 미세화를 활용함으로써, YR 를 저하시키지 않고, 신장과 구멍 확장성이 향상되고, 또한, 시효에 의한 신장의 열화를 방지할 수 있는 것을 알아내었다.

구체적으로는, 본 발명의 강 성분으로서, 고항복비와 고강도에 유효한 석출 강화에 효과가 높은 Nb 를 0.010 ∼ 0.100 ％ 첨가하고, 추가로 평균 결정립경 15 ㎛ 이하의 페라이트를 체적 분율로 90 ％ 이상, 평균 결정립경 3.0 ㎛ 이하의 마텐자이트를 체적 분율로 0.5 이상 5.0 ％ 미만, 또한, 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하의 범위로 강판의 마이크로 조직을 제어함으로써, 고강도이고 가공성이 우수한 고항복비의 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 알아내고, 본 발명을 완성시키기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 아래와 같다.

(1) 화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.10 ∼ 0.90 ％, Mn : 1.0 ∼ 1.9 ％, P : 0.005 ∼ 0.10 ％, S : 0.0050 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, N : 0.0050 ％ 이하 및 Nb : 0.010 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

마이크로 조직이, 평균 결정립경이 15 ㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 90 ％ 이상, 평균 결정립경이 3.0 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적 분율로 0.5 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 또한, 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하 함유하고, 잔부가 저온 생성상 (生成相) 으로 이루어지는 복합 조직이고, 항복비가 70 ％ 이상이고 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.

(2) 평균 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Nb 계 석출물을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(3) Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, Ti : 0.10 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(4) 상기 마이크로 조직에 있어서, 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트의 체적 분율을 강판의 마이크로 조직 내에 있어서의 모든 페라이트의 체적 분율로 나눈 값이 0.25 이상을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(5) Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, V : 0.10 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 및 B : 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(6) Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 ％ 및 REM : 0.001 ∼ 0.005 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 용융 아연 도금 강판.

(7) 아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 합금화 용융 아연 도금 강판.

(8) 상기 (1), (3), (5) 및 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 냉각 후에 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에 있는 권취 온도에서 권취하고, 산세 후, 냉간 압연을 실시하고, 그 후 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 계속하여 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 그 후 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(9) 상기 (1), (3), (5) 및 (6) 중 어느 하나에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 냉각 후에 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에 있는 권취 온도에서 권취하고, 산세 후, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 계속하여 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 그 후 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(10) 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 450 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (8) 또는 (9) 에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 강판의 성분 조성 및 마이크로 조직을 제어함으로써, 인장 강도가 590 ㎫ 이상, 항복비가 70 ％ 이상, 전체 신장이 26.5 ％ 이상 및 구멍 확장률이 60 ％ 이상인, 신장 특성과 신장 플랜지성이 모두 우수하고, 또한 시효에 의한 신장 특성의 열화가 없고, 고항복비를 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

이하, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 각 화학 성분 함유량의 한정 이유를 설명한다. 이하에서, 화학 성분의「％」표시는 특별히 언급하지 않는 한「질량％」를 의미한다.

C : 0.05 ∼ 0.15 ％

탄소 (C) 는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 특히 Nb 와 같은 탄화물 형성 원소와 미세한 합금 탄화물 혹은 합금 탄질화물을 형성하여 강판의 강화에 기여한다. 또, 본 발명에 있어서의, 마텐자이트 및 펄라이트의 형성에 필요한 원소로서, 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, C 함유량을 0.15 ％ 보다 많이 함유시키면, 스폿 용접성이 저하되는 점에서 C 함유량의 상한은 0.15 ％ 로 한다. 또한, 보다 양호한 용접성을 확보하는 관점에서는, C 함유량을 0.12 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.10 ∼ 0.90 ％

규소 (Si) 는 고강도화에 기여하는 원소로서, 높은 가공 경화능을 갖는 점에서 강도 상승에 대해서 연성의 저하가 비교적 적어 강도-연성 밸런스의 향상에도 기여하는 원소이다. 추가로, 페라이트상의 고용 강화에 의해서 페라이트와 마텐자이트 혹은 펄라이트와의 계면으로부터의 보이드 형성을 억제하는 효과가 있고, 이 효과를 얻기 위해서는 Si 함유량을 0.10 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 특히, 강도-연성 밸런스의 향상을 보다 중시하는 경우에는, Si 함유량을 0.20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 0.90 ％ 보다 많으면 용융 아연 도금성의 열화가 현저해지기 때문에, Si 함유량을 0.90 ％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 미만으로 한다.

Mn : 1.0 ∼ 1.9 ％

망간 (Mn) 은 고용 강화 및 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 Mn 함유량을 1.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 1.9 ％ 보다 많으면 마텐자이트 혹은 펄라이트의 체적률이 과잉으로 되기 때문에, 그 함유량은 1.9 ％ 이하로 한다.

P : 0.005 ∼ 0.10 ％

인 (P) 은 고용 강화에 의해서 고강도화에 기여하는 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 P 의 함유량은 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, P 함유량이 0.10 ％ 보다 많으면 입계에 대한 편석이 현저해져 입계를 취화시키는 점이나 용접성이 저하되는 점에서, P 의 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

S : 0.0050 ％ 이하

황 (S) 의 함유량이 많은 경우에는 MnS 등의 황화물이 많이 생성되고, 신장 플랜지성으로 대표되는 국부 신장이 저하되기 때문에, 함유량의 상한을 0.0050 ％ 로 한다. 또한, S 함유량의 하한치에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없지만, S 의 극저화는 제강 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0005 ％ 이상의 범위에서 저감하면 된다.

Al : 0.01 ∼ 0.10 ％

알루미늄 (Al) 은 탈산에 필요한 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있지만, 0.10 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

N : 0.0050 ％ 이하

질소 (N) 는 C 와 마찬가지로 Nb 와 화합물을 형성하여 합금 질화물이나 합금 탄질화물이 되어 고강도화에 기여한다. 그러나, 질화물은 비교적 고온에서 쉽게 생성되기 때문에 조대해지기 쉽고, 탄화물에 비해서 강도에 대한 기여가 상대적으로 작다. 또, 강판 중에 고용된 N 은 시효 후의 신장 열화에 영향을 미친다. 이 때문에, 고강도화 및 시효 후의 신장 열화를 억제하기 위해서는, N 함유량을 저감시켜 합금 탄화물을 더욱 생성시키는 편이 유리하다. 이와 같은 관점에서, N 의 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.010 ∼ 0.100 ％

니오브 (Nb) 는 C 나 N 과 화합물을 형성하여 탄화물이나 탄질화물이 되고, 나아가서는 결정립 미세화에 효과가 있고, 고항복비나 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 Nb 함유량을 0.010 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.020 ％ 이상으로 한다. 그러나, Nb 함유량이 0.100 ％ 보다 많으면 성형성의 저하가 현저해지기 때문에, Nb 함유량의 상한치를 0.100 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.080 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 미만으로 한다.

본 발명에서는, 상기한 기본 성분에 추가하여 이하에 나타내는 임의 성분을 필요에 따라서 소정의 범위에서 첨가해도 된다.

Ti : 0.10 ％ 이하

티탄 (Ti) 은 Nb 와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성하여 결정립 미세화에도 효과가 있고, 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라서 함유할 수 있는 원소이지만, Ti 함유량을 0.10 ％ 보다 많이 하면 성형성이 현저하게 저하되기 때문에, Ti 함유량은 0.10 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 또한, 강도 상승 효과를 발휘하는 데 있어서, Ti 를 함유시키는 경우에는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

V : 0.10 ％ 이하

바나듐 (V) 도 또한 Nb 와 마찬가지로 미세한 탄질화물을 형성하여 결정립 미세화에도 효과가 있고, 강도 상승에 기여할 수 있기 때문에, 필요에 따라서 함유할 수 있는 원소이지만, V 함유량을 0.10 ％ 보다 많이 해도 0.10 ％ 를 초과하는 만큼의 강도 상승 효과는 작고, 게다가 합금 비용의 증가까지 초래한다. 이 때문에, V 함유량은 0.10 ％ 이하로 한다. 또한, 강도 상승 효과를 발휘하는 데 있어서, V 를 함유시키는 경우에는 0.005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Cr : 0.50 ％ 이하

크롬 (Cr) 은 ?칭성을 향상시키고, 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있는 원소이지만, 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Cr 함유량은 0.10 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량을 0.50 ％ 보다 많이 해도 효과의 향상은 확인할 수 없게 되기 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.50 ％ 이하

몰리브덴 (Mo) 은 ?칭성을 향상시키고, 제 2 상을 생성함으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있는 원소이지만, 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Mo 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량을 0.50 ％ 보다 많이 해도 효과의 향상은 확인할 수 없게 되기 때문에, Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Cu : 0.50 ％ 이하

구리 (Cu) 는 고용 강화에 더하여, ?칭성을 향상시켜 제 2 상을 생성시킴으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Cu 함유량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량을 0.50 ％ 보다 많이 해도, 효과의 향상은 확인할 수 없게 되고, 추가로 Cu 에서 기인되는 표면 결함이 발생되기 쉬워지기 때문에 Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.50 ％ 이하

니켈 (Ni) 도 또한 Cu 와 마찬가지로 고용 강화에 더하여, ?칭성을 향상시켜 제 2 상을 생성시킴으로써 고강도화에 기여하고, 추가로 Cu 와 함께 첨가하면, Cu 에서 기인되는 표면 결함을 억제하는 효과가 있기 때문에 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량을 0.50 ％ 보다 많이 해도 효과의 향상은 확인할 수 없게 되기 때문에, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

B : 0.0030 ％ 이하

B 는 ?칭성을 향상시키고, 제 2 상을 생성시킴으로써 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 0.0005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.0030 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되기 때문에, 그 함유량을 0.0030 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.001 ∼ 0.005 ％, REM : 0.001 ∼ 0.005 ％ 에서 선택되는 1 종 이상

Ca 및 REM 은 황화물의 형상을 구상화하여 구멍 확장성에 대한 황화물로 인한 악영향의 개선에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가할 수 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 각각 0.001 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 0.005 ％ 를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화되기 때문에, 그 함유량을 0.005 ％ 이하로 한다.

상기 화학 성분 외에, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

또한, 불가피적 불순물로는, 예를 들어 Sb, Sn, Co 등을 들 수 있고, 이것들의 함유량의 허용 범위로는 Sb : 0.01 ％ 이하, Sn : 0.1 ％ 이하, Zn : 0.01 ％ 이하, Co : 0.1 ％ 이하이다. 또, 본 발명에서는 Ta, Mg, Zr 을 통상적인 강 조성의 범위 내에서 함유해도 그 효과는 없어지지 않는다.

다음으로, 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 마이크로 조직에 대해서 상세하게 설명한다.

즉, 마이크로 조직은 평균 결정립경이 15 ㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 90 ％ 이상, 평균 결정립경이 3.0 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적 분율로 0.5 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 또한, 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하 함유하고, 잔부가 저온 생성상으로 이루어지는 복합 조직인 것이 중요하다. 여기서 말하는 체적 분율은 강판 조직 전체에 대한 체적 분율로서, 이하 동일하다.

먼저, 페라이트의 체적 분율이 90 ％ 미만에서는 제 1 상의 페라이트가 적어져 경질인 제 2 상이 많이 존재하게 되기 때문에, 결과적으로 연질인 페라이트와의 경도차가 큰 곳이 많이 발생되어 구멍 확장성이 저하된다. 그 때문에 페라이트의 체적 분율은 90 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 92 ％ 이상이다. 또, 페라이트의 평균 입경이 15 ㎛ 초과에서는, 구멍 확장시의 타발 (打拔) 단면에 보이드가 쉽게 형성되어 양호한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 페라이트의 평균 결정립경은 15 ㎛ 이하로 한다. 특히, 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트의 체적 분율을 모든 페라이트의 체적 분율로 나눈 값이 0.25 이상이면, 구멍 확장 시험시에 보이드끼리가 결정립을 따라서 연결되는 것을 억제할 수 있기 때문에, 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트의 체적 분율을 강판의 마이크로 조직 내에서의 모든 페라이트의 체적 분율로 나눈 값은 0.25 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 여기서 말하는「페라이트」란 재결정 페라이트나 미재결정 페라이트를 포함하는 전체 페라이트를 의미한다.

다음으로, 마텐자이트의 체적 분율이 0.5 ％ 미만에서는, 강도에 미치는 효과가 적고, 시효에 의해서 신장 특성이 열화되기 때문에, 마텐자이트의 체적 분율은 0.5 ％ 이상으로 한다. 한편, 마텐자이트의 체적 분율이 5.0 ％ 이상인 경우에는, 경질인 마텐자이트가 주위의 페라이트에 가동 전위를 발생시키기 때문에, 항복비가 저하됨과 함께 구멍 확장성이 저하된다. 이 때문에, 마텐자이트의 체적 분율은 5.0 ％ 미만으로 하고, 바람직하게는 3.5 ％ 이하이다. 또, 마텐자이트의 평균 입경이 3.0 ㎛ 초과인 경우에는, 구멍 확장시의 타발 단면에 생성되는 보이드의 면적이 커지기 때문에, 구멍 확장 시험 중에 보이드끼리가 연결되기 쉬워져, 양호한 구멍 확장성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 마텐자이트의 평균 결정립경은 3.0 ㎛ 이하로 한다.

또한, 펄라이트의 체적 분율이 5.0 ％ 초과에서는, 페라이트와 펄라이트의 계면에서 보이드가 현저하게 발생되어 보이드가 연결되기 쉽기 때문에, 가공성의 관점에서 펄라이트의 체적 분율은 5.0 ％ 이하로 한다. 또, 펄라이트의 체적 분율의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 펄라이트가 존재하면 항복비를 높임과 함께 고강도화에도 효과가 있기 때문에, 펄라이트의 체적 분율은 0.5 ％ 이상인 것이 바람직하다.

상기한 페라이트, 마텐자이트 및 펄라이트 이외의 조직을 포함하고 있어도 된다. 그 경우의 잔부 조직은, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 구상 시멘타이트 등에서 선택되는 저온 생성상의 1 종이거나 혹은 2 종 이상을 조합한 혼합 조직으로 해도 된다. 이 페라이트, 마텐자이트 및 펄라이트 이외의 잔부 조직은, 체적 분율로 합계 5.0 ％ 미만으로 하는 것이 성형성의 관점에서 바람직하다. 따라서, 상기 잔부 조직은 0 체적％ 이어도 되는 것은 물론이다.

이상의 마이크로 조직은 상기한 성분 조성 범위를 만족한 후, 다음에서 나타내는 제조 조건에 의해서 제조함으로써 얻을 수 있다.

또, 본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 평균 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Nb 계 석출물을 함유하는 것이 바람직하다. Nb 계 석출물의 평균 입경을 0.10 ㎛ 이하로 함으로써, Nb 계 석출물 주위의 변형이 전위 이동의 저항으로서 효과적으로 작용하여 강의 강화에 기여할 수 있기 때문이다.

또한, 용융 아연 도금층으로는, 강판의 표면에 편면당 도금 부착량이 20 ∼ 120 g/㎡ 인 아연 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 그 이유는 20 g/㎡ 미만에서는 내식성의 확보가 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 120 g/㎡ 를 초과하면 내도금 박리성이 열화되는 경우가 있다.

다음으로, 본 발명의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 용융 아연 도금 강판은, 상기한 성분 조성 범위에 적합한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 냉각 후에 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에 있는 권취 온도에서 권취하고, 산세 후, 냉간 압연을 실시하고, 그 후 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시켜 어닐링 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 방법에 의해서 제조할 수 있다.

또한, 상기한 제조 공정은, 도금의 하지 강판을 냉연 강판으로 한 경우이지만, 도금의 하지 강판은 상기한 열간 압연 그리고 산세한 후의 강판으로 할 수도 있다. 그 때, 산세 후에, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시켜 어닐링 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 것은 냉간 압연판을 사용하는 경우와 동일하다.

본 발명의 고항복비를 갖는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후에 450 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시할 수도 있다.

또, 열간 압연 공정에서는, 강 슬래브를 주조 후, 재가열하지 않고 1150 ∼ 1270 ℃ 에서 열간 압연을 개시하거나 혹은 1150 ∼ 1270 ℃ 로 재가열한 후, 열간 압연을 개시하는 것이 바람직하다. 사용하는 강 슬래브는 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해서 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하지만, 조괴법, 박슬래브 주조법에 의해서도 제조할 수 있다. 열간 압연 공정의 바람직한 조건은, 먼저 1150 ∼ 1270 ℃ 의 열간 압연 개시 온도에서 강 슬래브를 열간 압연한다. 본 발명에서는 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후, 재가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고, 온편 (溫片) 인 상태에서 가열로에 장입하거나, 혹은 보열한 후에 즉시 압연하거나, 혹은 주조 후 그대로 압연하는 직송 압연·직접 압연 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

이하, 제조 공정별로 상세하게 설명한다.

[열간 압연 공정]

·열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃

열간 압연 개시 온도는 1150 ℃ 보다 낮아지면 압연 부하가 증대되어 생산성이 저하되기 때문에 바람직하지 않고, 또 1270 ℃ 보다 높게 해도 가열 비용이 증대될 뿐이기 때문에 1150 ∼ 1270 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

·마무리 압연 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃

열간 압연은 강판 내의 조직 균일화, 재질의 이방성 저감에 의해서, 어닐링 후의 신장 및 구멍 확장성을 향상시키기 위해서 오스테나이트 단상역에서 종료할 필요가 있기 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 830 ℃ 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 950 ℃ 초과인 경우에는, 열연 조직이 조대해져 어닐링 후의 특성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에 마무리 압연 종료 온도를 830 ∼ 950 ℃ 로 한다. 마무리 압연 후의 냉각 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도까지 15 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시키는 것이 바람직하다.

·권취 온도 : 450 ∼ 650 ℃

권취 온도가 650 ℃ 보다 높으면, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 생성된 합금 탄화물 등의 석출물이 현저하게 조대화되어 어닐링 후의 강도가 저하되기 때문에, 권취 온도의 상한을 650 ℃ 로 한다. 바람직하게는 600 ℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 450 ℃ 보다 낮으면 경질인 베이나이트나 마텐자이트가 과잉으로 생성되고, 냉간 압연 부하가 증대되어 생산성을 저해하기 때문에, 권취 온도의 하한은 450 ℃ 로 한다.

[산세 공정]

열간 압연 공정 후, 산세 공정을 실시하여 열연판 표층의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다. 이 산세 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상적인 방법에 따라서 실시하면 된다.

[냉간 압연 공정]

필요에 따라서, 산세 후의 열연판에 대해서 소정 판두께의 냉연판으로 압연하는 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연을 실시할 때에는 특별히 그 조건을 한정할 필요는 없지만, 30 ％ 이상의 압하율로 냉간 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 이 압하율이 낮으면 페라이트의 재결정이 촉진되지 않고, 미재결정 페라이트가 과잉으로 잔존하여 연성과 구멍 확장성이 저하되는 경우가 있기 때문이다.

[어닐링]

열간 압연·산세 후 또는 냉간 압연 후의 강판에는 어닐링이 실시된다.

·어닐링시의 가열 조건 : 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열

가열하는 온도역이 650 ℃ 미만, 또는, 평균 가열 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 어닐링 중에 미세하고 균일하게 분산된 오스테나이트상이 생성되지 않고, 최종 조직에 있어서 제 2 상이 국소적으로 집중되어 존재하는 조직이 형성되어 양호한 구멍 확장성의 확보가 곤란하다. 또, 평균 가열 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 통상보다 긴 노가 필요해져, 다대한 에너지 소비에 수반되는 비용 증가와 생산 효율의 악화를 야기한다.

·어닐링시의 균열 조건 : 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지

본 발명에서는 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서, 구체적으로는 오스테나이트 단상역, 혹은 오스테나이트상과 페라이트상의 2 상역에서 15 ∼ 600 s 간 어닐링 (유지) 한다. 어닐링 온도가 730 ℃ 미만인 경우 또는 유지 (어닐링) 시간이 15 s 미만인 경우에는, 페라이트의 재결정이 충분히 진행되지 않고, 과잉된 미재결정 페라이트가 강판 조직에 존재하게 되어 성형성이 열화된다. 한편, 어닐링 온도가 880 ℃ 를 초과하는 경우에는 석출물이 조대화되어 강도가 저하된다. 또, 유지 시간이 600 s 초과로 되면 페라이트가 조대화되어 구멍 확장성이 열화되기 때문에, 균열 시간은 600 s 이하로 하고, 바람직하게는 450 s 이하이다.

·어닐링시의 냉각 조건 : 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각

상기한 균열 후에는, 균열 온도부터 600 ℃ 이하의 온도역 (냉각 정지 온도) 까지 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있다. 평균 냉각 속도가 3 ℃/s 미만인 경우에는, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행되어 마텐자이트의 체적 분율이 감소되기 때문에 강도 확보가 곤란하다. 한편, 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 를 초과하는 경우에는, 마텐자이트가 과잉으로 생성됨과 함께 설비상 이것을 실현하는 것이 곤란하기도 하다. 또, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 를 초과하는 경우에는, 펄라이트가 과잉으로 생성되기 때문에, 강판의 마이크로 조직에 있어서의 소정의 체적 분율을 얻을 수 없기 때문에 연성 및 구멍 확장성이 저하된다.

또한, 상기한 평균 냉각 속도는 600 ℃ 이하, 용융 아연 도금욕 온도까지의 영역에 있어서의 냉각 속도의 평균이고, 이 온도 영역에 있어서 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도가 유지되면 된다.

[용융 아연 도금 처리]

어닐링 후에는 용융 아연 도금이 실시된다. 도금욕에 침지되는 강판 온도는 (용융 아연 도금욕 온도 - 40) ℃ ∼ (용융 아연 도금욕 온도 ＋ 50) ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 도금욕에 침지되는 강판 온도가 (용융 아연 도금욕 온도 - 40) ℃ 를 밑돌면, 강판이 도금욕에 침지될 때 용융 아연의 일부가 응고되어 버려 도금 외관을 열화시키는 경우가 있는 점에서, 하한을 (용융 아연 도금욕 온도 -40) ℃ 로 한다. 또, 도금욕에 침지되는 강판 온도가 (용융 아연 도금욕 온도 ＋ 50) ℃ 를 초과하면, 도금욕의 온도가 상승되기 때문에 양산성에 문제가 있다.

또, 도금 후에는 450 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금을 합금화 처리할 수 있다. 450 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 합금화 처리함으로써, 도금 중의 Fe 농도는 7 ∼ 15 ％ 가 되어 도금의 밀착성이나 도장 후의 내식성이 향상된다. 450 ℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행하지 않아 희생 방식 (犧牲防蝕) 작용의 저하나 슬라이딩성의 저하를 초래하고, 600 ℃ 보다 높은 온도에서는 합금화의 진행이 현저해져 파우더링성이 저하된다.

그 밖의 제조 방법의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 생산성의 관점에서 상기한 어닐링, 용융 아연 도금, 아연 도금의 합금화 처리 등의 일련의 처리는 연속 용융 아연 도금 라인 (CGL) 에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 용융 아연 도금에는 Al 량을 0.10 ∼ 0.20 ％ 함유하는 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 도금 후에는 도금의 단위 면적당 중량을 조정하기 위해서 와이핑을 실시할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 단, 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해서 제한되는 것이 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경하여 실시할 수도 있고, 그것들은 어느 것이나 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1 에 나타내는 화학 조성의 강을 용제하여 주조하고, 230 ㎜ 두께의 슬래브를 제조하여, 열간 압연 개시 온도, 마무리 압연 종료 온도 (FDT) 를 표 2 에 나타내는 조건으로 하여 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후 냉각시켜 판두께 : 3.2 ㎜ 의 열연 강판으로 한 후, 표 2 에 나타내는 권취 온도 (CT) 에서 권취하였다. 이어서, 얻어진 열연판을 산세한 후, 표 2 에 나타내는 조건에 따라서 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판을 제작하였다. 이렇게 하여, 얻어진 냉연 강판을 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 표 2 에 나타내는 제조 조건에 따른, 어닐링 처리를 실시하고, 용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 추가로 표 2 에 나타내는 온도에서 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻었다. 또, 일부 강판에 대해서는 냉간 압연을 실시하지 않고 열연판을 도금의 하지 강판으로 하였다. 또한, 표 2 에 나타내는 바와 같이, 일부 강판에 대해서는 도금의 합금화 처리는 실시하지 않았다.

여기서, 도금 처리는 아연 도금욕 온도 : 460 ℃, 아연 도금욕 Al 농도 : 0.14 질량％ (합금화 처리하는 경우), 0.18 질량％ (합금화 처리를 실시하지 않는 경우), 편면당 도금 부착량 45 g/㎡ (양면 도금) 로 하였다.

제조된 도금 강판으로부터, JIS 5 호 인장 시험편을 압연 직각 방향이 길이 방향 (인장 방향) 이 되도록 채취하고, 인장 시험 (JIS Z 2241 (1998)) 에 의해서, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 전체 신장 (EL), 항복비 (YR) 를 측정하였다. EL 이 26.5 ％ 이상이면 양호한 신장을 갖는 강판, YR 이 70 ％ 이상이면 고항복비를 갖는 강판으로 평가하였다. 또, 시효에 의한 평가는 70 ℃ 에서 10 일간 방치 후, 인장 시험에 의해서 EL 을 측정하고, 방치 전의 제조 후의 강판의 EL 과의 차 ΔEL 을 산출하고, ΔEL ≤ 1.0 ％ 인 경우에, 시효 후에도 EL 의 열화가 적다고 판단하였다. 여기서, 70 ℃ 에서 10 일간이라는 것은 Hundy 의 보고 (Metallurgia, vol.52, p.203 (1956)) 로부터, 38 ℃ 에서 6 개월간 방치한 상태에 상당하는 시효이다.

구멍 확장성에 관해서는, 일본 철강 연맹 규격 (JFS T1001 (1996)) 에 준거하여, 클리어런스 12.5 ％ 에서 10 ㎜φ 의 구멍을 타발하고, 버 (burr) 가 다이측이 되도록 시험기에 세트한 후, 60°의 원추 펀치로 성형함으로써 구멍 확장률 (λ) 을 측정하였다. λ (％) 가 60 ％ 이상을 갖는 것을 양호한 신장 플랜지성을 갖는 강판으로 하였다.

강판의 마이크로 조직은 3 ％ 나이탈 시약 (3 ％ 질산 ＋ 에탄올) 을 사용하여, 강판의 압연 방향과 평행한 수직 단면 (판두께 1/4 의 깊이 위치) 을 부식시키고, 500 ∼ 1000 배의 광학 현미경 및 1000 ∼ 10000 배의 전자 현미경 (주사형 및 투과형) 에 의해서 관찰, 촬영한 조직 사진을 사용하여 페라이트의 체적 분율 및 평균 결정립경, 마텐자이트의 체적 분율 및 평균 결정립경, 펄라이트의 체적 분율을 정량화하였다. 각 12 시야의 관찰을 실시하고, 포인트 카운트법 (ASTM E562-83 (1988) 에 준거) 에 의해서 면적률을 측정하고, 그 면적률을 체적 분율로 하였다.

여기서, 페라이트는 약간 흑색의 콘트라스트의 영역이고, 펄라이트는 층상의 조직이고, 판상의 페라이트와 시멘타이트가 교대로 늘어서 있는 조직이다. 마텐자이트는 백색의 콘트라스트로 되어 있는 것이다. 또, 잔부의 저온 생성상에 대해서는, 상기 광학 현미경 내지 전자 현미경 (주사형 혹은 투과형) 의 관찰에서 펄라이트와 베이나이트는 판별 가능하다. 펄라이트는 층상의 조직이고, 판상의 페라이트와 시멘타이트가 교대로 늘어서 있는 조직이고, 베이나이트는 폴리고날 페라이트와 비교하여 전위 밀도가 높은 판상의 베이나이틱 페라이트와 시멘타이트를 함유하는 조직이다. 또, 잔류 오스테나이트의 유무에 대해서는, 표층으로부터 판두께 1/4 의 두께분만큼 연마된 면이고, Mo 의 Kα 선을 선원으로 하여 가속 전압 50 keV 에서, X 선 회절법 (장치 : Rigaku 사 제조 RINT2200) 에 의해서 철의 페라이트의 {200} 면, {211} 면, {220} 면과, 오스테나이트의 {200} 면, {220} 면, {311} 면의 X 선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이들 측정치를 사용하여「X 선 회절 핸드북」 (2000 년) 리가쿠 전기 주식회사, p.26, 62-64 에 기재된 계산식으로부터 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 구하고, 체적 분율이 1 ％ 이상인 경우에 잔류 오스테나이트가 있음으로 판단하고, 체적 분율이 1 ％ 미만인 경우에 잔류 오스테나이트가 없음으로 판단하였다.

또, Nb 계 석출물 (탄화물) 의 평균 입경의 측정 방법은, 얻어진 강판으로부터 제작된 박막을 투과형 전자 현미경 (TEM) 으로 10 시야 관찰하여 (사진 확대로 배율 : 500000 배) 석출된 탄화물의 평균 입경을 구하였다. 각각의 탄화물의 입경은, 탄화물이 구상 형상인 경우에는 그 직경을 입경으로 하고, 또 탄화물이 타원형인 경우에는 탄화물의 장축 a 와 장축에 직교하는 방향의 단축을 측정하고, 장축 a 와 단축 b 의 곱 a × b 의 제곱근을 입경으로 하였다. 10 시야에서 관찰된 각각의 탄화물의 입경을 더하고, 탄화물의 개수로 나눈 값을 탄화물의 평균 입경으로 하였다.

측정된 강판의 마이크로 조직과 인장 특성과 구멍 확장성을 표 3 에 나타낸다. 표 3 에 나타내는 결과로부터, 본 발명의 요건을 만족하는 발명예는 어느 것이나 평균 결정립경이 15 ㎛ 이하인 페라이트의 체적 분율이 90 ％ 이상이고, 평균 결정립경이 3.0 ㎛ 이하인 마텐자이트의 체적 분율이 0.5 ％ 이상 5.0 ％ 미만이고, 또한, 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하를 나타내고, 그 결과, 590 ㎫ 이상의 인장 강도와 70 ％ 이상의 항복비를 확보하면서, 또한, 26.5 ％ 이상의 전체 신장, 60 ％ 이상의 구멍 확장률 및 시효 후의 전체 신장의 열화가 적다는 양호한 가공성을 얻을 수 있었다.

Claims

화학 성분이, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.15 ％, Si : 0.10 ∼ 0.90 ％, Mn : 1.0 ∼ 1.9 ％, P : 0.005 ∼ 0.10 ％, S : 0.0050 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, N : 0.0050 ％ 이하 및 Nb : 0.010 ∼ 0.100 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
마이크로 조직이, 평균 결정립경이 15 ㎛ 이하인 페라이트를 체적 분율로 90 ％ 이상, 평균 결정립경이 3.0 ㎛ 이하인 마텐자이트를 체적 분율로 0.5 ％ 이상 5.0 ％ 미만, 또한, 펄라이트를 체적 분율로 5.0 ％ 이하 함유하고, 잔부가 저온 생성상으로 이루어지는 복합 조직이고, 항복비가 70 ％ 이상 또한 인장 강도가 590 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
평균 입경이 0.10 ㎛ 이하인 Nb 계 석출물을 함유하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, Ti : 0.10 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 마이크로 조직에 있어서, 결정립경이 5 ㎛ 이하인 페라이트의 체적 분율을 강판의 마이크로 조직 내에 있어서의 모든 페라이트의 체적 분율로 나눈 값이 0.25 이상을 만족하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, V : 0.10 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 및 B : 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
Fe 성분의 일부를 대신하여, 추가로 질량％ 로, Ca : 0.001 ∼ 0.005 ％ 및 REM : 0.001 ∼ 0.005 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
아연 도금이 합금화 아연 도금인 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판.
제 1 항, 제 3 항, 제 5 항 및 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 냉각 후에 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에 있는 권취 온도에서 권취하고, 산세 후, 냉간 압연을 실시하고, 그 후 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 계속하여 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 그 후 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 1 항, 제 3 항, 제 5 항 및 제 6 항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연 개시 온도 : 1150 ∼ 1270 ℃, 마무리 압연의 종료 온도 : 830 ∼ 950 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 냉각 후에 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에 있는 권취 온도에서 권취하고, 산세 후, 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로 650 ℃ 이상의 온도역까지 가열하고, 730 ∼ 880 ℃ 의 온도역에서 15 ∼ 600 s 유지하고, 계속하여 3 ∼ 30 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도역까지 냉각시키고, 그 후 용융 아연 도금 처리를 실시하여 실온까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
용융 아연 도금 처리를 실시한 후, 450 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 아연 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.