KR20140068217A - 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 Download PDFInfo
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- C23C28/021—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material including at least one metal alloy layer
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- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
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Abstract
모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며, 상기 모재 강판은, 질량％로, C:0.1∼0.40％ 미만, Si:0.5∼3.0％, Mn:1.5∼3.0％를 함유하고, O:0.006％ 이하, P:0.04％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:2.0％ 이하, N:0.01％ 이하로 제한되고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 모재 강판의 마이크로 조직은, 체적 분율로 페라이트를 40％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 8∼60％ 미만 함유하고, 잔량부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트이며, 상기 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, 특정한 결정 방위의 극밀도가 소정 범위 내이며, 상기 용융 아연 도금층은, Fe:7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는, 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
Description
본 발명은, 최대 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상이며, 도금 밀착성과 성형성이 우수한 자동차용의 구조용 부재, 보강용 부재, 하체부품용 부재에 특히 적합한 고강도 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다.
본원은, 2011년 9월 30일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-218040호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
자동차의 크로스 멤버나 사이드 멤버 등의 부재는, 최근의 연비 경량화의 동향에 대응하기 위해 경량화가 검토되고 있고, 재료면에서는, 박육화해도 강도 및 충돌 안전성이 확보된다고 하는 관점에서 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 그러나, 재료의 성형성은 강도의 상승에 수반하여 열화된다. 상기 부재의 경량화를 실현하기 위해서는, 프레스 성형성과 고강도의 양쪽을 만족하는 강판을 제조할 필요가 있다. 특히, 복잡한 형상을 갖는 자동차의 구조용 부재나 보강용 부재의 성형을 행하는 경우, 우수한 연성이 요구된다.
최근, 자동차의 골격 부재로서는, 인장 최대 강도 440㎫, 혹은, 590㎫를 갖는 강판이 주류이다. 가일층의 경량화를 위해서는, 980㎫ 이상의 고강도 강판의 개발이 요망되고 있다. 특히, 590㎫급의 강판을 980㎫급의 강판으로 치환하는 경우, 590㎫급과 동등한 연신율이 요구된다. 이것으로부터, 980㎫ 이상이며, 연신율이 우수한 강판의 개발이 요망되고 있다.
인장 시험의 전연신율(El)이 우수한 강판으로서는, 강판 조직을 주상을 연질의 페라이트로 함으로써 연성을 확보하고, 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 분산시키고, 강도를 확보하는 복상 조직 강판이 존재한다.
이 잔류 오스테나이트를 분산시킨 강에는, 소성 가공 시에 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트 변태를 이용한 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 강이 있고, 최근 용도가 확대되고 있다.
TRIP 강은, 석출 강화 강이나 DP 강(페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 강)에 비교하여, 특히 우수한 연신율을 가지므로, 적용 확대가 강하게 요망된다. 그러나, 이 강은 성형 시의 마르텐사이트 변태를 이용하여, 우수한 성형성을 확보하고 있으므로, 성형성 확보를 위해서는, 다량의 잔류 오스테나이트가 필요하다. 잔류 오스테나이트의 확보를 위해서는, 다량의 Si 첨가가 필요하다. 덧붙여 말하면, 980㎫ 이상의 강도 확보를 위해, 합금 원소가 다량으로 첨가되는 경향이 있고, 집합 조직이 발달하기 쉽다. 특히, {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 집합 조직이나, {332} <113> 방위의 집합 조직의 발달은, 재질의 이방성을 조장한다. 예를 들어, 강대를 압연 방향과 평행 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 전연신율에 비교하여, 수직 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 전연신율이 크게 떨어진다. 이 결과, 강판의 특성이 일방향으로의 연신율이 양호하며 성형성이 우수하였다고 해도, 복잡 형상을 갖는 부재에는 적용하기 어렵다.
한편, 내식성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판이 자동차용 강판으로서 알려져 있다. 이 강판은, 강판 표면에 15％ 이하의 Fe를 포함하는 아연으로 이루어지는 도금층을 구비함으로써, 우수한 내식성을 갖는다. 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, 연속식 용융 아연 도금 라인(이하, CGL이라 칭함)에 있어서 제조되는 경우가 많다. CGL에서는, 강판은, 탈지 세정 후, H2 및 N2를 포함하는 환원 분위기에서, 라디언트 튜브에 의한 간접 가열에 의해 어닐링되고, 도금욕 온도 근방까지 냉각된 후에, 용융 아연 도금욕에 침지되어, 도금이 실시된다.
합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 도금욕 침지 후에, 재가열되고, 도금층이 합금화 처리된다. 이때의 노(爐) 내 분위기는 Fe를 환원시키는 분위기이며, Fe를 산화시키는 일 없이 강판을 제조할 수 있으므로, 도금 강판의 제조 설비로서 폭넓게 사용되고 있다.
그러나, Si는, Fe에 비교하여 산화되기 쉽고, CGL 통판 중에 강판 표면에 Si 산화물이 형성된다. 이 Si 산화물은, 용융 아연 도금과의 습윤성이 나쁘므로, 비도금의 원인으로 된다. 혹은, 산화물이 Fe와 아연의 합금화 반응을 저해하므로, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 없다고 하는 문제를 갖고 있었다.
이러한 과제에 대해, 우수한 성형성과 도금성의 양립을 도모하는 방법, 특히, 다량의 Si를 함유하는 강의 도금성 개선 수단으로서, 특허문헌 1에 기재되어 있는 일단 어닐링을 행한 후, 산세를 행하여 강판 표면의 산화물을 제거한 후, 다시, 용융 아연 도금을 실시하는 방법이 있다. 그러나, 이 방법에서는, 2회의 어닐링이 행해지므로, 열처리 후의 산세 및 도금 라인의 통과는, 대폭적인 공정 증가를 초래하게 되어, 비용 증가를 초래하므로 바람직하지 않다.
Si 함유 강의 도금성 개선의 수단으로서, 특허문헌 2에 개시되어 있는 노 내의 분위기를 Si나 Mn 등의 산화 용이성 원소의 환원 분위기로 함으로써, Si나 Mn의 산화물을 억제하거나, 혹은, 형성한 산화물을 환원하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에서는, 도금성이 나쁜 재료에 대해서는, 도금 라인에 들어가기 전에 프리 도금 혹은 표면 연삭이 행해진다. 그러나, 프리 도금이나 표면 연삭의 공정이 증가하면, 비용 증가를 초래한다. 또한, 고강도 강판은, 일반적으로, 다량의 Si나 Mn을 포함하므로, 본 발명이 대상으로 하는 0.5wt.％ 이상의 Si를 포함하는 강판에 있어서, Si를 환원 가능한 분위기의 달성이 극히 곤란하며, 막대한 설비 투자를 행해야 하여 비용 증가를 초래한다. 덧붙여 말하면, 환원한 Si나 Mn 산화물로부터 방출된 산소는, 노 내 분위기를 Si의 산화 분위기로 이행시키므로, 대량 생산을 행하는 경우, 분위기를 안정시키는 것이 어렵다. 그 결과, 강판의 길이 방향이나 폭 방향에서의 도금 습윤성의 불균일이나 합금화 불균일 등의 결함이 발생할 우려가 있다.
우수한 연성과 도금성의 양립을 도모하는 수단으로서, 특허문헌 3에 기재되어 있는 냉연 후에 강판 표면에 Ni, Fe, Co 등의 금속 프리 도금을 실시한 후, 열처리 라인을 통과시켜 도금을 실시하는 방법이 있다. 이것은, 강판 표층에 Si나 Mn보다도 산화되기 어려운 금속을 프리 도금함으로써, 강판 표층을, 마치, Si나 Mn을 포함하지 않는 강판으로 하는 방법이다. 그러나, 강판 표면에 프리 도금을 행하였다고 해도, 이들 원소가 열처리 시에 강판 내부에 확산되어 버리므로, 다량의 프리 도금을 행해야 하여, 대폭적인 비용 증가를 초래한다고 하는 문제가 있다.
이들 과제를 해결하는 수단으로서, 특허문헌 4∼6에 개시되어 있는 노 내 분위기를 제어하고, Si 산화물을 강판 표면이 아니라, 강판 내부에 형성시키는 방법이 제안되어 있다. 이것은, 노 내의 산소 포텐셜을 높임으로써, Si를 강판 내부에서 산화시키고, 강판 표면으로의 Si의 확산과 표면에서의 Si 산화물의 형성을 억제할 수 있다.
또한, 특허문헌 7, 8에는, TRIP 강은 아니지만, 아연 도금 강판에 관해, CGL의 어닐링 공정에서 노 내를 환원 분위기로 하는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 9에는, 스컴에 의한 비도금을 방지하기 위해, 도금욕 중에 소정의 유속의 분류를 부여하는 것이 개시되어 있다.
그러나, 종래는, 내식성, 고강도 및 연성을 동시에 구비하는 것은, 극히 곤란하였다.
본 발명은, 최대 인장 강도(TS) 980㎫ 이상이며 우수한 도금 밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 예의 검토를 진행시킨 결과, 980㎫ 이상의 최대 인장 강도(TS)와 우수한 성형성의 양립을 위해서는, 강화 원소인 Si를 최대한 활용하고, 체적률 40％ 이상의 페라이트와, 체적률 8％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유시키는 것이 중요한 것을 발견하였다. 또한, 조압연 및 마무리 압연을 어느 특정한 범위로 제어함으로써, 첨가 원소를 다량으로 포함하는 냉연 강판이라도, 재질의 이방성이 저감된, 성형성이 우수한 강판을 제조할 수 있는 것을 발견하였다.
또한 한편, Si를 다량으로 함유하는 강의 도금성과 합금화 확보를 위해, 도금욕 내의 용융 아연을 10∼50m/min.으로 유동시켜, 비도금의 원인으로 되는 욕 내의 아연 산화물(스컴)과 강판의 반응을 억제하였다. 욕 내의 유동이 행해지지 않는 경우에는, 미세한 아연 산화물이 도금층 내에 도입되어, 합금화 반응이 저해된다.
또한, 상세한 메커니즘은 불분명하지만, 강판 표면에 Si나 Mn 산화물이 존재하는 경우, 아연 산화물에 의한 비도금이나 합금화 지연이 보다 현저해지고, 도금성에 대폭적인 악영향이 미친다. 비도금 및 합금화 지연의 원인인 강판과 스컴의 반응의 억제는, 합금화 처리의 촉진에도 큰 효과가 있다.
도금성의 개선에 의해, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, Si의 다량 첨가가 가능해진다.
본 발명은, 최대 인장 강도(TS) 980㎫ 이상이며 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이며, 그 요지는 이하와 같다.
[1]
모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며,
상기 모재 강판은, 질량％로,
C:0.1∼0.40％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 모재 강판의 마이크로 조직은, 체적 분율로 페라이트를 40％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 8∼60％ 미만 함유하고, 잔량부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트이며,
상기 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 표현되는 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하이며, 또한, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이며,
상기 용융 아연 도금층은, Fe:7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[2]
상기 모재 강판은, 질량％로,
Cr:0.05∼1.0％,
Mo:0.01∼1.0％,
Ni:0.05∼1.0％,
Cu:0.05∼1.0％,
Nb:0.005∼0.3％,
Ti:0.005∼0.3％,
V:0.005∼0.5％,
B:0.0001∼0.01％
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는,
[1]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[3]
상기 모재 강판은, 질량％로, Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.04％ 더 함유하는,
[1]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
[4]
모재 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이며,
상기 모재 강판은, 질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 모재 강판의 마이크로 조직은, 체적 분율로 페라이트를 40％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 8∼60％ 미만 함유하고, 잔량부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트이며,
상기 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 표현되는 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하이며, 또한, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이며,
상기 합금화 용융 아연 도금층은, Fe:7∼15질량％를 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
[5]
상기 모재 강판은, 질량％로,
Cr:0.05∼1.0％,
Mo:0.01∼1.0％,
Ni:0.05∼1.0％,
Cu:0.05∼1.0％,
Nb:0.005∼0.3％,
Ti:0.005∼0.3％,
V:0.005∼0.5％,
B:0.0001∼0.01％
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는,
[4]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
[6]
상기 모재 강판은, 질량％로, Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.04％ 더 함유하는,
[4]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
[7]
질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상, 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 수학식 1로 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하고,
700℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고,
압하율 40％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연을 행하고,
연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 750 이상, 900℃ 이하의 어닐링 온도까지 가열하여 어닐링하고,
어닐링 온도로부터 500℃까지, 0.1∼200℃/초로 냉각하고,
500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량％. Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우에는, 0으로 하여 계산함.).
[수학식 2]
여기서, t1은, 하기 수학식 3으로 구해진다.
[수학식 3]
여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다.
[8]
T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계의 압하율이 30％ 이하인,
[7]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[9]
상기 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 어닐링 온도까지 가열하는 데 있어서,
실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 4로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 5로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는,
[7]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 4]
[수학식 5]
[10]
상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 모재 강판의 온도가 (아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하인,
[7]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[11]
상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 유속이 부여되는,
[7]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[12]
질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상, 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 수학식 1로 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하고,
700℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고,
압하율 40％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연을 행하고,
연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 750 이상, 900℃ 이하의 어닐링 온도까지 가열하여 어닐링하고,
어닐링 온도로부터 500℃까지, 0.1∼200℃/초로 냉각하고,
500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하고,
460℃ 이상의 온도에서 합금화 처리를 실시하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량％. Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우에는, 0으로 하여 계산함.).
[수학식 2]
여기서, t1은, 하기 수학식 3으로 구해진다.
[수학식 3]
여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다.
[13]
T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계의 압하율이 30％ 이하인,
[12]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[14]
상기 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 어닐링 온도까지 가열하는 데 있어서,
실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 4로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 5로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는, [12]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 4]
[수학식 5]
[15]
상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 모재 강판의 온도가 (아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하인,
[12]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[16]
상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 유속이 부여되는,
[12]에 기재된 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 자동차용의 구조용 부재, 보강용 부재, 서스펜션용 부재에 적합한 인장 강도이며, 인장 최대 강도 980㎫ 이상 갖는 재질 이방성이 작은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 저렴하게 제공된다.
도 1은 ΔEl과 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 ΔEl과 {332} <113> 방위의 극밀도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 연속 열간 압연 라인의 설명도이다.
도 2는 ΔEl과 {332} <113> 방위의 극밀도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 연속 열간 압연 라인의 설명도이다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해 예의 검토를 행한 결과, 모재 강판의 마이크로 조직의 주상을 페라이트로 하고, 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 우수한 성형성을 발휘할 수 있는 것을 발견하였다. 덧붙여 말하면, Si나 Mn을 다량으로 포함하는 강판이라도, 열연 조건을 소정의 범위로 제어함으로써, 재질 이방성이 작은 냉연 강판을 제조할 수 있는 것을 발견하였다. 덧붙여 말하면, 도금욕 내의 용융 아연을 유동시킴으로써, Si를 다량으로 포함하는 강판이라도 도금의 습윤성이나 합금화가 확보된다.
이하에 본 발명의 내용을 상세하게 설명한다.
(모재 강판의 결정 방위)
모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도는, 본 발명에서, 특히 중요한 특성값이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8 판 두께 범위에 있어서 X선 회절을 행하고, 각 방위의 극밀도를 구하였을 때의, {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하이면, 재질 이방성이 적고 성형성이 우수한 고강도 강판으로 된다. {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 평균값은, 바람직하게는 4.0 이하이다.
{100} <011>∼{223} <110> 방위군에 포함되는 방위는, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>이다.
재질 이방성이 큰 강판이라 함은, 압연 방향에 평행한 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 전연신율(L-El)과, 압연 방향에 수직한 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 전연신율(C-El)의 차로 정의되는 ΔEl[＝(L-El)－(C-El)]이, 5％ 초과로 되는 강판을 의미한다. 합금 원소를 많이 포함하는 강판은, 집합 조직의 발달이 원인으로 이방성이 크고, 특히, C-El이 작아진다. 이 결과, L-El이 양호하여도, 여러 방향으로의 가공을 받는 부재에의 적용이 어렵다고 하는 문제를 갖고 있었다.
본 발명에서는, ΔEl이 5％ 미만으로 하였지만, 전연신율의 차가 －5％ 미만이라도 재질의 이방성이 본 발명의 범위로부터 크게 벗어난다. 그러나, 일반적으로는, 상기 집합 조직이 발달하고, C-El이 열화되므로, 상기 범위로 하였다. 바람직하게는, ΔEl이 3％ 이하이다.
극밀도는, X선 랜덤 강도비와 동일한 의미이다. 극밀도(X선 랜덤 강도비)는, 특정한 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동일한 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 제산한 수치이다. 극밀도는, X선 회절이나 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction) 등의 장치를 사용하여 측정한다. 또한, EBSP(전자 후방 산란 패턴:Electron Back Scattering Pattern)법 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법 중 어느 것으로도 측정이 가능하다. {110} 극점도에 기초하여 벡터법에 의해 계산한 3차원 집합 조직이나, {110}, {100}, {211}, {310}의 극점도 중, 복수의 극점도(바람직하게는 3개 이상)를 사용하여 급수 전개법으로 계산한 3차원 집합 조직으로부터 구하면 된다.
예를 들어, 상기 각 결정 방위의 극밀도에는, 3차원 집합 조직(ODF)의 φ2＝45° 단면에 있어서의 (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10]의 각 강도를, 그대로 사용하면 된다.
{100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이라 함은, 상기한 각 방위의 극밀도의 상가 평균을 말한다. 상기한 모든 방위의 강도를 얻을 수 없는 경우에는, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110>의 각 방위의 극밀도의 상가 평균으로 대체해도 된다.
마찬가지로, 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8 판 두께 범위에 있어서의 {332} <113>의 결정 방위의 극밀도도, 도 2에 나타내는 바와 같이, 5.0 이하여야 한다. 바람직하게는 3.0 이하이면 좋다. {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이면, ΔEl이 5％ 이하, 또한, 인장 최대 강도×전연신율≥16000㎫×％의 강판이 제조된다.
X선 회절에 제공하는 시료는, 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께까지 표면으로부터 두께 감소하고, 이어서, 화학 연마나 전해 연마 등에 의해 변형을 제거하는 동시에, 판 두께가 3/8∼5/8의 범위에서, 적당한 면이 측정면으로 되도록 상술한 방법에 따라 시료를 조정하여 측정하면 된다.
당연한 것이지만, 상술한 X선 강도의 한정이 판 두께 1/2 근방뿐만 아니라, 가능한 한 많은 두께에 대해 만족됨으로써, 한층 더 재질 이방성이 작아진다. 그러나, 강판의 표면으로부터 3/8∼5/8의 측정을 행함으로써, 대략 강판 전체의 재질 특성을 대표할 수 있다. 따라서, 판 두께의 5/8∼3/8을 측정 범위라고 규정한다.
또한, {hkl} <uvw>로 표현되는 결정 방위는, 강판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행하며, 압연 방향이 <uvw>와 평행한 것을 의미하고 있다. 결정의 방위는, 통상, 판면에 수직한 방위를 [hkl] 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 (uvw) 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}, <uvw>는 등가의 면의 총칭이며, [hkl], (uvw)는 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 발명에 있어서는 체심 입방 구조를 대상으로 하고 있으므로, 예를 들어 (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가이며 구별이 되지 않는다. 이러한 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111}이라고 칭한다. ODF 표시에서는 다른 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되므로, 개개의 방위를 [hkl] (uvw)로 표시하는 것이 일반적이지만, 본 발명에 있어서는 [hkl] (uvw)와 {hkl} <uvw>는 동일한 의미이다. X선에 의한 결정 방위의 측정은, 예를 들어, 신판 컬리티 X선 회절 요론(1986년 발행, 마쯔무라 겐타로 번역, 가부시끼가이샤 아그네 출판)의 274∼296페이지에 기재된 방법에 따라 행해진다.
본 발명에서는, 인장 시험에 있어서의 전연신율로 평가하였지만, 집합 조직이 발달한 강판에서는, 균일 연신율이나 굽힘성에 대해서도 마찬가지의 이방성이 발생한다. 따라서, 본 발명의 강판은, 굽힘성이나 균일 연신율의 이방성도 작다.
본 발명에 있어서의 우수한 성형성이라 함은, 인장 최대 강도와 압연 방향에 수직 방향의 전연신율의 곱으로 표현되는 인장 최대 강도×전연신율(C-El)≥16000㎫·％인 강판을 의미한다. 바람직하게는, 18000㎫·％ 이상이며, 더욱 바람직하게는, 20000㎫·％ 이상이다.
(모재 강판의 마이크로 조직)
다음으로, 모재 강판의 마이크로 조직에 대해 설명한다.
본 발명에서는, 모재 강판의 주상을 체적률로 40％ 이상의 페라이트로 하고, 체적률 8％ 이상 60％ 미만의 잔류 오스테나이트를 분산시킴으로써, 980㎫ 이상의 인장 최대 강도와 우수한 성형성이 확보된다. 이것으로부터, 잔류 오스테나이트를 포함할 필요가 있다. 또한, 페라이트상의 형태로서는, 폴리고널 페라이트 이외에, 애시큘러 페라이트를 포함해도 된다.
주상을 페라이트로 한 것은, 연성이 풍부한 페라이트를 주상으로 함으로써, 연성을 향상시키기 위해서이다. 제2상으로서, 잔류 오스테나이트를 포함함으로써, 고강도화와 가일층의 연성의 향상이 동시에 달성된다. 잔류 오스테나이트의 체적률이 8％ 미만에서는, 그 효과를 얻기 어려우므로, 하한을 8％로 하였다. 베이나이트 조직은, 잔류 오스테나이트의 안정화에 활용하므로, 불가피적으로 함유한다. 가일층의 고강도화를 위해, 마르텐사이트를 함유해도 된다. 또한, 체적률 10％ 미만이면, 펄라이트 조직을 함유해도 된다.
또한, 상기 마이크로 조직의 각 상, 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 오스테나이트, 펄라이트 및 잔량부 조직의 동정, 존재 위치의 관찰 및 체적률의 측정은, 나이탈 시약 및 일본 특허 출원 공개 제59-219473호 공보에 개시된 시약에 의해 강판 압연 방향 단면 또는 압연 방향 직각 방향 단면을 부식하여, 1000배의 광학 현미경 관찰 및 1000∼100000배의 주사형 및 투과형 전자 현미경에 의해 정량화가 가능하다. 각 20시야 이상의 관찰을 행하고, 포인트 카운트법이나 화상 해석에 의해 각 조직의 면적률을 구할 수 있다. 그리고, 구해진 면적률을, 각 조직의 체적률이라고 정의한다.
(모재 강판의 화학 성분)
다음으로, 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, ％는 질량％를 의미한다. 본 발명에 있어서, 모재 강판은, 질량％로, C:0.1∼0.40％ 미만, Si:0.5∼3.0％, Mn:1.5∼3.0％를 함유하고, O:0.006％ 이하, P:0.04％ 이하, S:0.01％ 이하, Al:2.0％ 이하, N:0.01％ 이하로 제한되고, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
C:C는, 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 원소이다. 그러나, 0.1％ 미만이면 980㎫ 이상의 인장 강도와 가공성을 양립하는 것이 어려워진다. 한편, 0.40％ 초과로 되면 스폿 용접성의 확보가 곤란해진다. 이로 인해, 그 범위를 0.1∼0.40％ 이하로 한정하였다.
Si:Si는, 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 또한, 시멘타이트의 석출을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하므로, 첨가는 필수이다. 그러나, 0.5％ 미만이면 고강도화의 효과가 작고, 또한, 3.0％를 초과하면 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.5∼3.0％의 범위로 제한하였다.
Mn:Mn은, 강화 원소이며, 강판의 강도를 상승시키는 것에 유효하다. 그러나, 1.5％ 미만이면 980㎫ 이상의 인장 강도를 얻는 것이 곤란하다. 반대로 많으면, P, S와의 공편석을 조장하고, 가공성의 현저한 열화를 초래하므로, 3.0％를 상한으로 한다. 보다 바람직한 범위는, 2.0∼2.7％이다.
O:O는, 산화물을 형성하고, 연신율, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 특히, 산화물은 개재물로서 존재하는 경우가 많고, 펀칭 단부면, 혹은, 절단면에 존재하면, 단부면에 절결 형상의 흠집이나 조대한 딤플을 형성하므로, 구멍 확장 시나 강 가공 시에, 응력 집중을 초래하고, 균열 형성의 기점으로 되어 대폭적인 구멍 확장성 혹은 굽힘성의 열화를 초래한다. O가 0.006％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, O 함유량의 상한을 0.006％ 이하로 하였다. 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 과도한 비용 증가를 초래하여 경제적으로 바람직하지 않으므로, 이것이 실질적인 하한이다.
P:P는 강판의 판 두께 중앙부에 편석하는 경향이 있고, 용접부를 취화시킨다. 0.04％를 초과하면 용접부의 취화가 현저해지므로, 그 적정 범위를 0.04％ 이하로 한정하였다. P의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로 이 값을 하한값으로 하는 것이 바람직하다.
S:S는, 용접성 및 주조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미친다. 이것으로부터, 그 상한값을 0.01％ 이하로 하였다. S의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하므로 이 값을 하한값으로 하는 것이 바람직하다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하므로, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로 가능한 한 적게 할 필요가 있다.
Al:Al은, 페라이트 형성을 촉진하고, 연성을 향상시키므로 첨가해도 된다. 또한, 탈산재로서도 활용 가능하다. 그러나, 과잉의 첨가는 Al계의 조대 개재물의 개수를 증대시켜, 구멍 확장성의 열화나 표면 흠집의 원인으로 된다. 이것으로부터, Al 첨가의 상한을 2.0％로 하였다. 0.05％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 하한은, 특별히 한정하지 않지만, 0.0005％ 미만으로 하는 것은 곤란하므로 이것이 실질적인 하한이다.
N:N은, 조대한 질화물을 형성하고, 굽힘성이나 구멍 확장성을 열화시키므로, 첨가량을 억제할 필요가 있다. 이것은, N이 0.01％를 초과하면, 이 경향이 현저해지므로, N 함유량의 범위를 0.01％ 이하로 하였다. 덧붙여 말하면, 용접 시의 블로홀 발생의 원인으로 되므로 적은 쪽이 좋다. 하한은, 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘되지만, N 함유량을 0.0005％ 미만으로 하는 것은, 제조 비용의 대폭적인 증가를 초래하므로, 이것이 실질적인 하한이다.
본 발명에 있어서, 모재 강판은, 강도의 강화 등을 위해 종래부터 사용하고 있는 원소로서, 이하의 원소 중 어느 1종 또는 2종 이상을 더 함유할 수 있다.
Mo:Mo는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.01％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.01％로 하였다. 반대로, 1％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 1％로 하였다.
Cr:Cr은, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.05％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.05％로 하였다. 반대로, 1％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 1％로 하였다.
Ni:Ni는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.05％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.05％로 하였다. 반대로, 1％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 1％로 하였다. 덧붙여 말하면, 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하므로 첨가해도 된다.
Cu:Cu는, 강화 원소임과 함께 켄칭성의 향상에 중요하다. 그러나, 0.05％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로 하한값을 0.05％로 하였다. 반대로, 1％ 초과 함유하면 제조 시 및 열연 시의 제조성에 악영향을 미치므로, 상한값을 1％로 하였다. 덧붙여 말하면, 습윤성의 향상이나 합금화 반응의 촉진을 초래하므로 첨가해도 된다.
B는, 0.0001질량％ 이상의 첨가로 입계의 강화나 강재의 강도화에 유효하지만, 그 첨가량이 0.01질량％를 초과하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열연 시의 제조제를 저하시키므로, 그 상한을 0.01％로 하였다.
Ti:Ti는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.005％로 하였다. 0.3％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.3％로 하였다.
Nb:Nb는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.005％로 하였다. 0.3％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.3％로 하였다.
V:V는, 강화 원소이다. 석출물 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화 및 재결정의 억제를 통한 전위 강화에 의해, 강판의 강도 상승에 기여한다. 첨가량이 0.005％ 미만에서는 이들 효과가 얻어지지 않으므로, 하한값을 0.005％로 하였다. 0.5％ 초과 함유하면, 탄질화물의 석출이 많아져 성형성이 열화되므로, 상한값을 0.5％로 하였다.
Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.04％ 첨가할 수 있다. Ca, Mg 및 REM은 탈산에 사용하는 원소이며, 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. REM이라 함은, Rare Earth Metal을 말한다. 그러나, 함유량이 합계로 0.04％를 초과하면, 성형 가공성의 악화의 원인으로 된다. 그로 인해, 함유량을 합계로 0.0005∼0.04％로 하였다. 또한, 본 발명에 있어서, REM은 미슈 메탈로 첨가되는 경우가 많고, La나 Ce 이외에 란타노이드 계열의 원소를 복합으로 함유하는 경우가 있다. 불가피 불순물로서, 이들 La나 Ce 이외의 란타노이드 계열의 원소를 포함하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다. 단, 금속 La나 Ce를 첨가하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘된다.
(용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층의 화학 성분)
본 발명에 있어서, 모재 강판의 표면에 형성되는 용융 아연 도금층은, Fe:7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물이다. 또한, 합금화 용융 아연 도금층은, Fe:7∼15질량％를 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물이다. 또한, 모재 강판을 용융 아연 도금욕에 침지시켜 용융 아연 도금 처리가 행해지면, 모재 강판의 표면에, Fe:7질량％ 미만을 함유하는 용융 아연 도금층이 형성된다. 또한, 도금 처리에 이어 합금화 처리가 행해진 경우에는, 모재 강판의 표면에, Fe:7∼15질량％를 함유하는 합금화 용융 아연 도금층이 형성된다.
도금층은, 합금화 처리의 유무에 따라, 아연, 혹은, 철-아연의 합금에 의해 구성되어 있다. 도금층의 표면에 아연의 산화물을 포함하는 경우가 있지만, 도금층 중의 Fe％를 본 발명의 범위로 함으로써, 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 모재 강판은, Si, Mn 혹은 Al을 포함하므로, 어닐링 중에 형성한 산화물이 모재 강판과 도금층의 계면, 혹은, 도금층 중에 존재하는 경우가 있지만, 어느 경우라도 본 발명의 효과는 발휘된다.
스폿 용접성이나 도장성이 요망되는 경우에는, 7∼15질량％의 Fe를 함유하는 합금화 용융 아연 도금층을 모재 강판의 표면에 형성함으로써, 그들의 특성을 높일 수 있다. 구체적으로는, 모재 강판을 Zn 도금욕에 침지한 후, 합금화 처리를 실시함으로써, 도금층 중에 Fe가 도입되고, 도장성이나 스폿 용접성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 합금화 처리 후의 Fe량이 7질량％ 미만에서는 스폿 용접성이 불충분해진다. 한편, Fe량이 15질량％를 초과하면 도금층 자체의 밀착성을 손상시키고, 가공 시, 도금층이 파괴·탈락하고, 금형에 부착됨으로써, 성형 시의 흠집의 원인으로 된다. 따라서, 합금화 처리를 행하는 경우의 도금층 중 Fe량의 범위는 7∼15질량％로 한다.
또한, 합금화 처리를 행하지 않는 경우, 도금층 중의 Fe량이 7질량％ 미만이라도, 합금화에 의해 얻어지는 스폿 용접을 제외한 효과인 내식성과 성형성이나 구멍 확장성은 양호하다.
또한, 도금층 중에는, Fe 이외에, Al, Mg, Mn, Si, Cr, Ni, Cu 등을 함유해도 상관없다.
도금층 중의 Fe 및 Al의 함유량을 측정하기 위해서는, 도금층을 산으로 용해하고, 용해액을 화학 분석하는 방법을 이용하면 된다. 예를 들어, 30㎜×40㎜로 절단한 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해, 인히비터를 첨가한 5％ HCl 수용액으로, 강판 모재의 용출을 억제하면서 도금층만을 용해시킨다. 그리고, 용해액을 ICP 발광 분석하여 얻어진 신호 강도와, 농도 기지 용액으로부터 작성한 검량선으로부터, Fe 및 Al의 함유량이 정량된다. 또한, 각 시료간의 측정 편차를 고려하여, 동일한 합금화 용융 아연 도금 강판으로부터 잘라낸, 적어도 3개의 시료를 측정한 평균값이 채용된다.
도금 부착량에 대해서는, 특별히 제약은 설정하지 않지만, 내식성의 관점에서 모재 강판의 편면 부착량으로 5g/㎡ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 도금 밀착성을 확보한다고 하는 관점에서는, 편면 부착량으로 100g/㎡를 초과하지 않는 것이 바람직하다.
(강판의 제조 방법)
본 발명에 있어서, 재질의 이방성이 적은 980㎫ 이상의 강판을 얻기 위해서는, 특정한 집합 조직의 형성을 억제한 강판으로 하는 것이 중요하며, 이들을 동시에 만족하기 위한 제조 조건의 상세를 이하에 기재한다.
열간 압연에 선행하는 제조 방법은 특별히 한정하는 것은 아니다. 즉, 고로나 전로 등에 의한 용제에 이어 각종 2차 제련을 행하고, 이어서, 통상의 연속 주조, 잉곳법에 의한 주조 외에, 박 슬래브 주조 등의 방법으로 주조하면 된다. 연속 주조의 경우에는 한번 저온까지 냉각한 후, 다시 가열하고 나서 열간 압연해도 되고, 주조 슬래브를 연속적으로 열연해도 된다. 원료에는 스크랩을 사용해도 상관없다.
(제1 열간 압연)
가열로로부터 추출한 슬래브를, 제1 열간 압연인 조압연 공정에 제공하여 조압연을 행하고, 조바아를 얻는다. 본 발명 강판은, 이하의 요건을 충족시킬 필요가 있다. 우선, 조압연 후의 오스테나이트 입경, 즉, 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경이 중요하다. 마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은 작은 것이 바람직하고, 200㎛ 이하이면, 결정립의 미세화 및 균질화에 크게 기여한다.
마무리 압연 전에 있어서 200㎛ 이하의 오스테나이트 입경을 얻기 위해서는, 1000∼1200℃의 온도 영역에서의 조압연에 있어서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행할 필요가 있다.
마무리 압연 전의 오스테나이트 입경은, 160㎛ 이하가 바람직하고, 나아가서는 100㎛ 이하가 바람직하지만, 이 입경을 얻기 위해서는, 40％ 이상의 압연을 2회 이상 행한다. 단, 70％를 초과하는 압하나, 10회를 초과하는 조압연은, 압연 온도의 저하나, 스케일의 과잉 생성의 우려가 있다.
조압연 후(즉, 마무리 압연 전)의 오스테나이트 입계는, 마무리 압연 중의 재결정 핵의 하나로서 기능한다고 추측된다. 조압연 후의 오스테나이트 입경은, 마무리 압연에 들어가기 전의 강판편을 가능한 한 급냉(예를 들어, 10℃/초 이상으로 냉각)하고, 강판편의 단면을 에칭하여 오스테나이트 입계를 들뜨게 하고, 광학 현미경으로 관찰하여 확인한다. 이때, 50배 이상의 배율로 20시야 이상을, 화상 해석이나 포인트 카운트법으로, 오스테나이트 입경을 측정한다.
(제2 열간 압연)
조압연 공정(제1 열간 압연)이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연 공정을 개시한다. 조압연 공정 종료로부터 마무리 압연 공정 개시까지의 시간은 150초 이하로 하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 공정(제2 열간 압연)에 있어서는, 마무리 압연 개시 온도를 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 개시 온도가 1000℃ 미만이면, 각 마무리 압연 패스에 있어서, 압연 대상의 조바아에 부여하는 압연 온도가 저온화되고, 미재결정 온도 영역에서의 압하로 되어 집합 조직이 발달하고 등방성이 열화된다.
또한, 마무리 압연 개시 온도의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 그러나, 1150℃ 이상이면, 마무리 압연 전 및 패스간에서, 강판 지철과 표면 스케일 사이에, 비늘 형상의 방추 스케일 결함의 기점으로 되는 블리스터가 발생할 우려가 있으므로, 1150℃ 미만이 바람직하다.
마무리 압연에서는, 강판의 성분 조성에 의해 결정되는 온도를 T1로 하여, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에 있어서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행한다. 또한, 마무리 압연에서는, 합계의 압하율을 50％ 이상으로 한다. 이 조건을 만족함으로써, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서의, {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하로 되고, 또한, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하로 된다. 이에 의해, 재질 이방성이 적은 고강도 강판이 얻어진다.
여기서, T1은, 하기 수학식 1로 산출되는 온도이다.
[수학식 1]
C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량％)이다. 또한, Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우에는, 0으로 하여 계산한다.
T1＋30℃ 이상 T1＋150℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 대압하와, 그 후의 T1 이상 T1＋30℃ 미만에서의 경압하는, 후술하는 실시예의 표 2, 3에 보이는 바와 같이, 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서의 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도를 제어하여, 최종 제품의 재질의 이방성을 비약적으로 개선한다.
T1 온도 자체는 경험적으로 구한 것이다. T1 온도를 기준으로 하여, 각 강의 오스테나이트 영역에서의 재결정이 촉진되는 것을 발명자들은 실험에 의해 경험적으로 발견하였다. 더욱 양호한 재질 균일성을 얻기 위해서는, 대압하에 의한 변형을 축적하는 것이 중요하며, 마무리 압연에 있어서, 합계의 압하율로서 50％ 이상은 필수이다. 나아가서는, 70％ 이상의 압하를 취하는 것이 바람직하고, 한편 90％를 초과하는 압하율을 취하는 것은 온도 확보나 과대한 압연 부가를 더하게 된다.
T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계 압하율이 50％ 미만이면, 열간 압연 중에 축적되는 압연 변형이 충분하지 않아, 오스테나이트의 재결정이 충분히 진행되지 않는다. 그로 인해, 집합 조직이 발달하여 등방성이 열화된다. 합계 압하율이 70％ 이상이면, 온도 변동 등에 기인하는 편차를 고려해도, 충분한 등방성이 얻어진다. 한편, 합계 압하율이 90％를 초과하면, 가공 발열에 의해, T1＋200℃ 이하의 온도 영역으로 하는 것이 어려워지고, 또한, 압연 하중이 증가하여 압연이 곤란해질 우려가 있다.
마무리 압연에서는, 축적한 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 촉구하기 위해, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하에서, 적어도 1회는, 1패스에서 30％ 이상의 압연을 행한다.
또한, 축적한 변형의 개방에 의한 균일한 재결정을 촉구하기 위해, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하에서의 대압하 후, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량을 가능한 한 적게 억제하는 것이 필요하다. 이를 위해, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 30％ 이하인 것이 바람직하다. 판 형상을 향상시키기 위해서는, 10％ 이상의 압하율이 바람직하지만, 보다 구멍 확장성을 중시하는 경우에는 압하율은 0％가 바람직하다. 또한, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 크면, 겨우 재결정한 오스테나이트립이 신전되어 버리고, 마무리 압연 후의 정류 시간이 짧으면 재결정이 충분히 진행되지 않고, 재질의 이방성이 커져 버린다. 즉, 본원 발명의 제조 조건에 있어서는, 마무리 압연에 있어서 오스테나이트를 균일·미세하게 재결정시킴으로써, 제품의 집합 조직을 제어하여 재질의 이방성을 개선한다.
압연율은, 압연 하중, 판 두께 측정 등으로부터, 실적 또는 계산에 의해 구할 수 있다. 온도는, 스탠드간 온도계로 실측 가능하며, 또한, 라인 스피드나 압하율 등으로부터 가공 발열을 고려한 계산 시뮬레이션으로 구해진다. 혹은, 그 양쪽에 의해 구해진다.
이상과 같이 행해지는 열간 압연(제1, 2의 열간 압연)은, Ar3 변태 온도 이상의 온도에서 종료된다. 열간 압연을 Ar3 이하에서 종료하면, 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역 압연으로 되어 버리고, {100} <011>∼{223} <110> 방위군으로의 집적이 강해진다. 그 결과, 재질 이방성이 조장된다.
(냉간 압연 전 냉각)
마무리 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시한다.
[수학식 2]
여기서, t1은, 하기 수학식 3으로 구해진다.
[수학식 3]
여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다.
또한, "압하율이 30％ 이상인 최종 압하"라 함은, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연 중 마지막으로 행해진 압연을 가리킨다. 예를 들어, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단에서 행해진 압연의 압하율이 30％ 이상인 경우에는, 그 최종단에서 행해진 압연이, "압하율이 30％ 이상인 최종 압하"이다. 또한, 마무리 압연에 있어서 행해지는 복수 패스의 압연 중, 최종단보다도 전에 행해진 압연의 압하율이 30％ 이상이며, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30％ 이상인 압연)이 행해진 후에는, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연이 행해지지 않은 경우이면, 그 최종단보다도 전에 행해진 압연(압하율이 30％ 이상인 압연)이, "압하율이 30％ 이상인 최종 압하"이다.
마무리 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 냉간 압연 전 냉각이 개시될 때까지의 대기 시간 t초는, 오스테나이트의 입경에 큰 영향을 미치고, 냉연 어닐링 후의 조직에 강하게 영향을 미친다. 대기 시간 t가, t1×2.5를 초과하면, 조립화(粗粒化)가 진행되어 연신율이 현저하게 저하된다.
대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2a를 만족함으로써, 결정립의 성장을 우선적으로 억제할 수 있다. 그 결과, 재결정이 충분히 진행되어 있지 않아도 강판의 연신율을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에, 피로 특성을 향상시킬 수 있다.
[수학식 2a]
한편, 대기 시간 t초가, 또한, 하기 수학식 2b를 만족함으로써, 재결정화가 충분히 진행되어 결정 방위가 랜덤화된다. 그로 인해, 강판의 연신율을 충분히 향상시킬 수 있고, 동시에, 등방성을 크게 향상시킬 수 있다.
[수학식 2b]
여기서, 도 3에 도시하는 바와 같이, 연속 열간 압연 라인(1)에서는, 가열로에서 소정 온도로 가열된 강편(슬래브)이, 조압연기(2), 마무리 압연기(3)에서 순서대로 압연되고, 소정의 두께의 열연 강판(4)으로 되어 런아웃 테이블(5)로 송출된다. 본 발명의 제조 방법에서는, 조압연기(2)에서 행해지는 조압연 공정(제1 열간 압연)에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연이 강편(슬래브)에 1회 이상 행해진다.
이렇게 하여 조압연기(2)에서 소정 두께로 압연된 조바아는, 다음으로, 마무리 압연기(3)의 복수의 압연 스탠드(6)에서 마무리 압연(제2 열간 압연)되어, 열연 강판(4)으로 된다. 그리고, 마무리 압연기(3)에서는, 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 30％ 이상의 압연이 행해진다. 또한, 마무리 압연기(3)에서는, 합계의 압하율은 50％ 이상으로 된다.
또한, 마무리 압연 공정에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b 중 어느 하나를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각이 개시된다. 이 냉간 압연 냉각의 개시는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6)간에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10), 혹은, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해진다.
예를 들어, 마무리 압연기(3)의 전단(도 3에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에 있어서만, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해지고, 마무리 압연기(3)의 후단(도 3에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서는, 압하율이 30％ 이상으로 되는 압연이 행해지지 않는 경우, 냉간 압연 전 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행한 것으로는, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b를 만족하지 않게 되어 버리는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6)간에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10)에 의해, 냉간 압연 전 냉각을 개시한다.
또한, 예를 들어, 마무리 압연기(3)의 후단(도 3에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 압연 스탠드(6)에서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해지는 경우, 냉간 압연 전 냉각의 개시를, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해 행해도, 대기 시간 t초가 상기 수학식 2, 혹은, 상기 수학식 2a, 2b를 만족하는 것이 가능한 경우도 있다. 이러한 경우에는, 런아웃 테이블(5)에 배치된 냉각 노즐(11)에 의해, 냉간 압연 전 냉각을 개시해도 상관없다. 물론, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하가 행해진 후이면, 마무리 압연기(3)의 각 압연 스탠드(6)간에 배치된 스탠드간 냉각 노즐(10)에 의해, 냉간 압연 전 1차 냉각을 개시해도 된다.
그리고, 이 냉간 압연 전 냉각에서는, 50℃/초 이상의 평균 냉각 속도로, 온도 변화(온도 강하)가 40℃ 이상 140℃ 이하로 되는 냉각이 행해진다.
온도 변화가 40℃ 미만이면, 재결정한 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 40℃ 이상으로 함으로써, 오스테나이트립의 조대화를 억제할 수 있다. 40℃ 미만에서는, 그 효과는 얻어지지 않는다. 한편, 140℃를 초과하면, 재결정이 불충분해져, 목표의 랜덤 집합 조직이 얻어지기 어려워진다. 또한, 연신율에 유효한 페라이트상도 얻어지기 어렵고, 또한 페라이트상의 경도가 높아짐으로써, 성형성도 열화된다. 또한, 온도 변화가 140℃ 초과에서는, Ar3 변태점 온도 이하까지, 오버슈트할 우려가 있다. 그 경우, 재결정 오스테나이트로부터의 변태라도, 밸리언트 선택의 첨예화의 결과, 역시, 집합 조직이 형성되어 등방성이 저하된다.
냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 미만이면, 역시, 재결정한 오스테나이트립이 입성장하여, 저온 인성이 열화된다. 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 정하지 않지만, 강판 형상의 관점에서, 200℃/초 이하가 타당하다고 생각된다.
또한, 앞서 설명한 바와 같이, 균일한 재결정을 촉구하기 위해서는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 가공량이 가능한 한 적은 것이 바람직하고, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율이 30％ 이하인 것이 바람직하다. 예를 들어, 도 3에 도시하는 연속 열간 압연 라인(1)의 마무리 압연기(3)에 있어서, 전단측(도 3에 있어서 좌측, 압연의 상류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역이며, 그 후단측(도 3에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 강판이 T1＋30℃ 미만의 온도 영역인 경우, 그 후단측(도 3에 있어서 우측, 압연의 하류측)에 배치된 1 또는 2 이상의 압연 스탠드(6)를 통과할 때에는, 압하가 행해지지 않는지, 혹은, 압하가 행해져도, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 합계로 30％ 이하인 것이 바람직하다. 판 두께 정밀도나 판 형상의 관점에서는, T1＋30℃ 미만에서의 압하율이 합계로 10％ 이하인 압하율이 바람직하다. 보다 등방성을 요구하는 경우에는, T1＋30℃ 미만의 온도 영역에서의 압하율은 0％가 바람직하다.
본 발명 제조 방법에 있어서, 압연 속도는 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 마무리 압연의 최종 스탠드측에서의 압연 속도가 400mpm 미만이면, γ립이 성장하여 조대화되고, 연성을 얻기 위한 페라이트의 석출 가능한 영역이 감소하여, 연성이 열화될 우려가 있다. 압연 속도의 상한을 특별히 한정하지 않더라도, 본 발명의 효과는 얻어지지만, 설비 제약상, 1800mpm 이하가 현실적이다. 그러므로, 마무리 압연 공정에 있어서, 압연 속도는, 400mpm 이상 1800mpm 이하가 바람직하다. 또한, 열간 압연에 있어서는, 조압연 후에 시트바아(조바아)를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 해도 된다. 그때에 조바아를 일단 코일 형상으로 권취하고, 필요에 따라 보온 기능을 갖는 커버에 저장하고, 다시 되감고 나서 접합을 행해도 된다.
(권취)
이와 같이 하여 열연 강판을 얻은 후, 700℃ 이하에서 권취한다. 권취 온도가 700℃를 초과하면, 열연 조직 중에 조대한 페라이트나 펄라이트 조직이 생성되고, 어닐링 후의 조직 불균일성이 커지고, 최종 제품의 재질 이방성이 커진다. 또한, 700℃를 초과하는 온도에서 권취하면, 강판 표면에 형성되는 산화물의 두께가 과도하게 커져, 산세가 곤란해진다. 권취 온도의 하한은 특별히 정하지 않아도, 본 발명의 효과는 발휘된다. 그러나, 실온 이하의 온도에서 권취하는 것은 기술적으로 어려우므로, 실온이 실질적인 하한으로 된다.
(산세)
이와 같이 하여 제조한 열연 강판에, 산세를 행한다. 산세는 모재 강판의 표면의 산화물을 제거하므로, 도금성 향상을 위해 중요하다. 또한, 1회의 산세를 행해도 되고, 복수회로 나누어 산세를 행해도 된다.
(냉간 압연)
다음으로, 산세한 열연 강판을 압하율 40∼80％로 냉간 압연한다. 압하율이 40％ 미만에서는, 형상을 평탄하게 유지하는 것이 곤란하다. 또한, 최종 제품의 연성이 열악해지므로 이것을 하한으로 한다. 한편, 80％를 초과하는 냉연은, 냉연 하중이 지나치게 커져 버려 냉연이 곤란해지므로, 이것을 상한으로 한다. 45∼70％가 보다 바람직한 범위이다. 압연 패스의 횟수, 각 패스마다의 압하율에 대해서는 특별히 규정하는 일 없이 본 발명의 효과는 발휘된다.
(용융 아연 도금)
냉간 압연 후, 모재 강판을 연속 용융 아연 도금 라인(CGL)에 통과시켜, 용융 아연 도금을 행한다.
(어닐링)
냉간 압연된 강판(모재 강판)은, 그 후, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 750∼900℃의 어닐링 온도까지 가열된다. 어닐링 온도가 750℃ 미만에서는, 열간 압연 시에 형성되어 탄화물이 재고용하는 데 시간이 지나치게 걸려 버려, 탄화물의 전부 혹은 일부가 잔존하고, 980㎫ 이상의 강도가 확보되기 어렵다. 이것으로부터, 750℃가 어닐링 온도의 하한이다. 한편, 과도한 고온까지의 가열은, 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 판 형상이 열악해지거나, 롤의 수명을 저하시킨다. 따라서, 어닐링 온도의 상한을 900℃로 한다. 어닐링 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정되지 않지만, 탄화물의 용해를 위해, 10초 이상의 열처리가 바람직하다. 한편, 열처리 시간이 600초 초과로 되면, 비용의 상승을 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않다. 750∼900℃의 어닐링 온도에서, 등온 유지를 행해도 되고, 경사 가열을 행하고, 최고 온도에 도달한 후, 즉시, 냉각을 개시하였다고 해도, 본 발명의 효과는 발휘된다.
모재 강판을 어닐링 온도까지 가열하는 데 있어서, 실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 4로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고, 650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 5로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 한다.
[수학식 4]
[수학식 5]
상기한 조건에서 열간 압연이 행해지고, 또한 냉간 압연 전 냉각이 행해짐으로써, 결정립의 미세화와 결정 방위의 랜덤화가 양립시켜진다. 그러나, 그 후에 행해지는 냉간 압연에 의해, 강한 집합 조직이 발달하고, 그 집합 조직이 강판 중에 남기 쉬워진다. 그 결과, 모재 강판의 등방성이 저하되어 버린다. 따라서, 냉간 압연 후에 행해지는 가열을 적절하게 행함으로써, 냉간 압연에서 발달한 집합 조직을 가능한 한 소멸시키는 것이 바람직하다. 이를 위해서는, 가열의 평균 가열 속도를, 상기 수학식 4, 5로 나타내어지는 2단계로 나누는 것이 필요해진다.
이 2단계의 가열에 의해, 모재 강판의 집합 조직이나 특성이 향상되는 상세한 이유는 불분명하지만, 본 효과는 냉연 시에 도입된 전위의 회복과 재결정에 관련이 있다고 생각된다. 즉, 가열에 의해 강판 중에 발생하는 재결정의 구동력은, 냉간 압연에 의해 강판 중에 축적된 변형이다. 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위에서의 평균 가열 속도 HR1이 작은 경우, 냉간 압연에 의해 도입된 전위는 회복되어 버리고, 재결정은 일어나지 않게 된다. 그 결과, 냉간 압연 시에 발달한 집합 조직이 그대로 남게 되고, 등방성 등의 특성이 열화되어 버린다. 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위의 평균 가열 속도 HR1이 0.3℃/초 미만에서는, 냉간 압연에서 도입된 전위가 회복되어 버리고, 냉간 압연 시에 형성된 강한 집합 조직이 잔존해 버린다. 이로 인해, 실온 이상, 650℃ 이하의 온도 범위의 평균 가열 속도 HR1은, 0.3(℃/초) 이상으로 할 필요가 있다. 평균 가열 속도 HR1이 0.3(℃/초) 이상이면, 전위 밀도가 큰 페라이트(전위의 회복 늦음)로부터의 재결정이 가능해지고, 여러 가지 결정 방위를 갖는 재결정립이 형성되고, 집합 조직이 랜덤화되고, 이방성이 저감된다. 또한, 가열 속도를 100(℃/초) 초과로 하는 것은, 과도한 설비 투자를 초래하여, 경제적으로 바람직하지 않다. 따라서, 평균 가열 속도 HR1의 실질적인 상한은, 100(℃/초)이다.
한편, 650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도 HR2가 크면, 냉연 후의 강판 중에 존재하고 있었던 페라이트가 재결정하는 일 없이, 가공 상태의 미재결정 페라이트가 잔류한다. 특히, 0.1％를 초과하는 C를 포함하는 강은, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역으로 가열하면, 형성된 오스테나이트가 재결정 페라이트의 성장을 저해하고, 미재결정 페라이트가 보다 남기 쉬워진다. 이 미재결정 페라이트는, 강한 집합 조직을 가지므로, 등방성에 악영향을 미침과 함께, 전위를 많이 포함하므로 연성을 대폭 열화시킨다. 이것으로부터, 650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 온도 범위에서는, 평균 가열 속도 HR2가, 0.5×HR1(℃/초) 이하일 필요가 있다. 평균 가열 속도 HR2가, 0.5×HR1(℃/초) 초과이면, 재결정에 앞서, 탄화물이 오스테나이트로 되고, 형성된 오스테나이트립이 재결정립의 성장을 지연시킨다. 그 결과, 냉연 상태의 집합 조직이 남아 버려, 이방성이 커진다.
본 발명자들은, 제조 조건과 집합 조직의 관계를 예의 조사한 결과, HR2에 대해, HR1을 2배 이상으로 함으로써, 집합 조직의 랜덤화와 이방성 저감이 가능해지는 것을 발견하였다. 이러한 가열 속도 제어에 의한 집합 조직의 랜덤화는, 가열 속도를 일정하게 하는 통상의 어닐링에서는 얻어지기 어렵다.
(어닐링 후의 냉각)
어닐링 종료 후, 모재 강판을, 어닐링 온도로부터 500℃까지, 평균 냉각 속도 0.1∼200℃/초로 냉각한다. 평균 냉각 속도가 0.1℃/초 미만이면, 생산성이 크게 손상되어 버린다. 한편, 과도하게 냉각 속도를 올리면, 제조 비용이 높아지므로, 상한을 200℃/초로 한다. 또한, 650∼500℃의 온도 영역에서의 냉각 속도는, 3∼200℃/초로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 지나치게 작으면, 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트 조직으로 변태한다. 체적률 8％ 이상의 오스테나이트를 확보하는 것이 곤란해지므로, 3℃/초 이상이 바람직하다. 냉각 방법은, 롤 냉각, 공냉, 수냉 및 이들을 병용한 어느 방법이어도 상관없다.
(온도 유지)
그 후, 500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지한다. 이 온도 유지로, 베이나이트 변태를 일으키게 하고, 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다. 유지 온도의 상한을 500℃로 하는 것은, 이 온도 이하에서 베이나이트 변태가 일어나기 때문이다. 한편, 350℃ 미만의 온도 영역에서의 유지는, 베이나이트 변태에 장시간을 필요로 하므로, 설비가 과대해져, 생산성이 떨어진다. 따라서, 유지 온도는, 500∼350℃로 한다. 유지 시간의 하한을 10초로 한 것은, 10초 미만의 유지에서는, 베이나이트 변태의 진행이 충분하지 않고, 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 없어, 우수한 성형성이 얻어지지 않는다. 한편, 1000초를 초과하는 유지는, 생산성이 저하된다. 또한, 유지라 함은, 등온 유지만을 가리키는 것이 아니라, 이 온도 영역에서의 제냉이나 가열도 포함한다.
(용융 아연 도금 및 합금화 용융 아연 도금)
이와 같이 하여 제조된 냉연 강판(모재 강판)은, 다음으로, 용융 아연 도금욕에 침지되어 용융 아연 도금 처리가 행해지고, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판이 제조된다. 또한, 도금 처리에 이어 합금화 처리가 행해진 경우에는, 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 제조된다.
용융 아연 도금욕에 침지시키는 모재 강판의 온도는, 용융 아연 도금욕의 온도보다 40℃ 낮은 온도로부터 용융 아연 도금욕의 온도보다 50℃ 높은 온도까지의 범위가 바람직하다. 침지되는 모재 강판의 온도가 「용융 아연 도금욕 온도－40」℃를 하회하면, 도금욕으로의 진입 시의 열 제거가 크고, 용융 아연의 일부가 응고해 버려, 도금 외관이 열화되는 경우가 있다. 도금욕 침지 전에 재가열을 행하고, 판 온도를 (용융 아연 도금욕 온도－40)℃ 이상으로 하여, 도금욕에 침지시켜도 된다. 또한, 모재 강판의 온도가 「용융 아연 도금욕 온도＋50)℃를 초과하면, 도금욕의 온도 상승에 수반하는 조업상의 문제가 유발된다.
또한, 도금층의 합금화 처리는, 460℃ 이상에서 행한다. 합금화 처리 온도가 460℃ 미만이면, 합금화의 진행이 늦어, 생산성이 나쁘다. 상한은 특별히 한정하지 않지만, 600℃를 초과하면, 탄화물이 형성되고, 경질 조직(마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트)의 체적률이 감소하고, 우수한 연성의 확보가 어려워지므로, 600℃가 실질적인 상한이다.
비도금의 억제나 합금화의 촉진을 위해, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 분류를 부여하는 것이 바람직하다. 도금욕의 표면에는, Zn이나 Al의 산화막인 스컴이 부유하고 있다. 모재 강판의 표면에 다량으로 산화막이 존재하고 있는 경우, 도금욕에의 침지 시에, 모재 강판의 표면에 스컴이 부착되고, 비도금이 발생하기 쉽다. 덧붙여 말하면, 강판에 부착된 스컴은, 비도금뿐만 아니라, 합금화도 지연시킨다.
이 성질은, Si나 Mn을 많이 포함하는 강판에서 특히 현저해진다. 상세한 메커니즘은 불분명하지만, 모재 강판의 표면에 형성된 Si나 Mn의 산화물과, 동일하게 산화물인 스컴이 반응함으로써, 비도금이나 합금화 지연이 조장된다고 생각된다. 분류의 유속을 10m/min 이상 50m/min 이하로 한 것은, 10m/min 미만에서는, 분류에 의한 비도금 억제 효과가 얻어지지 않기 때문이다. 50m/min 이하로 한 것은, 비도금 억제의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 과대한 설비 투자에 의한 비용 증가를 피하기 위해서이다.
욕 중의 용융 아연의 유속을 10m/min 이상, 50m/min 이하로 하는 목적은, 모재 강판의 표면에의 드로스의 부착을 방지하는 것이다. 이것으로부터, 주로, 모재 강판이 도금욕에 침지하고 있는 깊이까지의 유속을 상기 범위로 하는 것이 바람직하다. 한편, 도금욕의 바닥에는, 드로스가 퇴적되어 있는 경우가 있고, 욕의 바닥 부근의 용융 아연을 유동시키는 것은, 퇴적되어 있는 드로스의 말려 올라감에 의한 모재 강판 표면에의 드로스의 부착의 우려가 증대된다. 이것으로부터, 유속은, 도금욕의 표면으로부터 모재 강판이 침지하고 있는 깊이의 영역으로 하는 것이 바람직하다. 도금욕의 크기는, 모재 강판을 침지 가능하면, 어떠한 폭이어도 상관없지만, 일반적으로, 자동차 외판용의 강판의 사이즈는, 최대로 2m 정도의 폭으로 된다. 도금욕의 크기는, 이것보다 충분히 크면 된다. 도금욕의 바닥에는, 드로스가 퇴적되므로, 통판하는 판에 의해, 욕 중의 아연이 유동하고, 이들이 말려 올라가 모재 강판 표면에 부착될 우려가 있다. 이것으로부터, 욕 깊이는, 깊은 것이 바람직하다.
또한, 도금욕은, 순 아연에 더하여, Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr 등을 함유해도 상관없다.
또한, 도금 밀착성을 더욱 향상시키기 위해, 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서의 어닐링 전에, 모재 강판에, Ni, Cu, Co, Fe의 단독 혹은 복수로 이루어지는 도금을 실시해도 된다. 또한, 도금 처리는, 「탈지 산세 후, 비산화 분위기에서 가열하고, H2 및 N2를 포함하는 환원 분위기에서 어닐링 후, 도금욕 온도 근방까지 냉각하고, 도금욕에 침지한다」고 하는 젠지미어법, 「어닐링 시의 분위기를 조절하고, 최초, 강판 표면을 산화시킨 후, 그 후 환원함으로써 도금 전의 청정화를 행한 후에 도금욕에 침지한다」고 하는 전 환원로 방식, 혹은, 「강판을 탈지 산세한 후, 염화암모늄 등을 사용하여 플럭스 처리를 행하여, 도금욕에 침지한다」고 하는 플럭스법 등이 있지만, 어느 조건에서 처리를 행하였다고 해도 본 발명의 효과는 발휘할 수 있다.
또한, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 도금층의 특성을 제어하기 위해, 도금욕 중의 유효 Al 농도를 0.05∼0.500질량％의 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 여기서 도금욕 중의 유효 Al 농도라 함은, 욕 중의 Al 농도로부터, 욕 중의 Fe 농도를 뺀 값을 말한다.
유효 Al 농도가 0.05질량％보다도 낮은 경우에는 드로스 발생이 현저하여 양호한 외관이 얻어지지 않는다. 한편, 유효 Al 농도가 0.500질량％보다도 높으면, 합금화가 느려져, 생산성이 떨어진다. 이것으로부터, 욕 중의 유효 Al 농도의 상한은, 0.500질량％로 하는 것이 바람직하다.
또한, 합금화를 저온에서 행하는 경우, 합금화 처리는 베이나이트 변태의 촉진에 활용할 수 있다.
본 발명의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 표면에, 도장성, 용접성을 개선하는 목적에서, 상층 도금을 실시하는 것이나, 각종 처리, 예를 들어 크로메이트 처리, 인산염 처리, 윤활성 향상 처리, 용접성 향상 처리 등을 실시할 수도 있다.
또한, 본 발명의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 대해, 또한 스킨 패스 압연을 행해도 된다. 스킨 패스 압연의 압하율은, 0.1∼1.5％의 범위가 바람직하다. 0.1％ 미만에서는 효과가 작고, 제어도 곤란하다. 1.5％를 초과하면, 생산성이 현저하게 저하된다. 스킨 패스 압연은, 인라인에서 행해도 되고, 오프라인에서 행해도 된다. 또한, 한번에 원하는 압하율의 스킨 패스를 행해도 되고, 수회로 나누어 행해도 상관없다.
실시예
다음으로, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다. 또한, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다. 실시예에 사용한 각 강의 화학 성분을 표 1에 나타낸다. 표 2, 3에 각 제조 조건을 나타낸다. 또한, 표 2의 제조 조건에 의한 각 강종의 조직 구성과 기계적 특성을 표 4에 나타낸다. 또한, 각 표에 있어서의 하선은, 본 발명의 범위 밖 혹은 본 발명의 바람직한 범위의 범위 밖인 것을 나타낸다.
표 1에 나타내는 성분을 갖는 "A∼S"의 발명강 및 "a∼d"의 비교강을 사용하여 검토한 결과에 대해 설명한다. 또한, 표 1에 있어서, 각 성분 조성의 수치는, 질량％를 나타낸다. 표 2∼4에 있어서, 강종에 부여되어 있는 A∼U의 영문자와 a∼g의 영문자는, 표 1의 각 발명강 A∼U 및 각 비교강 a∼g의 성분인 것을 나타낸다.
이들 강(발명강 A∼S 및 비교강 a∼d)을 1200℃로 가열하고, 표 2에 나타내는 조건에서, 열간 압연을 행하고, Ar3 변태 온도 이상에서 열간 압연을 종료하였다.
열간 압연에서는, 우선, 제1 열간 압연인 조압연에 있어서, 1000℃ 이상 1200℃ 이하의 온도 영역에서, 40％ 이상의 압하율로 1회 이상 압연하였다. 단, 강종 A2, C2, E2, J2, O2에 대해서는, 조압연에 있어서, 1패스에서 압하율이 40％ 이상인 압연은 행해지지 않았다. 조압연에 있어서의, 압하율이 40％ 이상인 압하 횟수, 각 압하율(％), 조압연 후(마무리 압연 전)의 오스테나이트 입경(㎛)을 표 2에 나타낸다. 또한, 각 강종의 온도 T1(℃)을, 표 2에 나타낸다.
조압연이 종료된 후, 제2 열간 압연인 마무리 압연을 행하였다. 마무리 압연에서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하고, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서는, 합계의 압하율을 30％ 이하로 하였다. 또한, 마무리 압연에서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서, 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하였다.
단, 강종 C3, E3, J3, O3에 대해서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 압하율 30％ 이상의 압연은 행해지지 않았다. 또한, 강종 A4, C4는, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 합계의 압하율이 30％ 초과였다.
또한, 마무리 압연에서는, 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하였다. 단, 강종 A3, C3, E3, J3, O3에 대해서는, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계의 압하율이 50％ 미만이었다.
마무리 압연에 있어서의, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 합계의 압하율(％), T1＋30℃ 이상, T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스에서의 압하 후의 온도(℃), P1:30％ 이상의 최종 압하의 압하율(T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 패스의 압하율)(％)을 표 2에 나타낸다. 또한, 마무리 압연에 있어서의, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에서의 압하 시의 압하율(％)을 표 2에 나타낸다.
마무리 압연에 있어서 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 2.5×t1을 경과하기 전에, 냉간 압연 전 냉각을 개시하였다. 냉간 압연 전 냉각에서는, 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상으로 하였다. 또한, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(냉각 온도량)는, 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하였다.
단, 강종 A6, C4, E4, J4, O3은, 마무리 압연에 있어서의 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하로부터, 대기 시간 t초가 2.5×t1을 경과한 후에, 냉간 압연 전 냉각(열간 압연 마무리 압연 후·냉각)을 개시하였다. 강종 A22, C16, E12, E13은, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(열간 압연 마무리 압연 후·냉각량)가 40℃ 미만이며, 강종 A21, C15, E11은, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(열간 압연 마무리 압연 후·냉각량)가 140℃ 초과였다. 강종 A22, C16, E13은, 냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도(열간 압연 마무리 압연 후·냉각 속도)가 50℃/초 미만이었다.
각 강종의 t1(초), 마무리 압연에 있어서의 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서의 최종 압하로부터, 냉간 압연 전 냉각을 개시할 때까지의 대기 시간 t(초), t/t1, 냉간 압연 전 냉각에서의 온도 변화(냉각량)(℃), 냉간 압연 전 냉각에서의 평균 냉각 속도(℃/초)를 표 2에 나타낸다.
냉간 압연 전 냉각 이후, 700℃ 이하에서 권취를 행하고, 2∼4.5㎜ 두께의 열연 원판을 얻었다.
단, 강종 A7, C8은, 권취 온도가 700℃ 초과였다. 각 강종에 대해, 냉간 압연 전 냉각의 정지 온도(권취 온도)(℃)를 표 2에 나타낸다.
다음으로, 열연 원판을, 산세한 후, 냉간 압연 후의 판 두께가 1.2㎜로 되도록, 압하율 40％ 이상, 80％ 이하로 냉간 압연하였다. 단, 강종 A17, E9, J15는, 냉간 압연의 압하율이 40％ 미만이었다. 냉간 압연에 있어서의, 각 강종의 압하율(％)을 표 3에 나타낸다. 또한, 냉간 압연의 압하율을 80％로 하는 경우, 압연 하중이 지나치게 높아 버려 소정의 판 두께까지 냉간 압연할 수 없었다. 이것으로부터, 실질적인 상한의 압하율은, 80％ 정도이다.
그 후, 이들 냉연판(모재 강판)에, 연속 용융 아연 도금 라인에서, 열처리와 용융 아연 도금 처리를 실시하였다.
연속 용융 아연 도금 라인에서는, 우선, 750 이상, 900℃ 이하의 온도 영역까지 가열하고, 그 온도 영역으로 10초 이상, 600초 이하 유지하여, 어닐링을 행하였다. 또한, 750∼900℃의 온도 영역까지 가열하는 데 있어서, 실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도 HR1(℃/초)을 0.3 이상(HR1≥0.3)으로 하고, 650℃를 초과하고, 750∼900℃까지의 평균 가열 속도 HR2(℃/초)를, 0.5×HR1 이하(HR2≤0.5×HR1)로 하였다. 각 강종의 가열 온도(어닐링 온도), 가열 유지 시간(냉간 압연 후 1차 냉각 개시까지의 시간)(초), 평균 가열 속도 HR1, HR2(℃/초)를 표 3에 나타낸다.
단, 강종 A20은, 어닐링 온도가 900℃ 초과였다. 강종 A7, C4, E5, J5, O4는, 어닐링 온도가 750℃ 미만이었다. 강종 C3, E6, J5는, 유지 시간이 1초 미만이었다. 강종 A18, C13은, 유지 시간이 600초 초과였다. 또한, 강종 C12는, 평균 가열 속도 HR1이 0.3(℃/초) 미만이었다. 강종 A12, A13, A15, A15, C3, C4, C9, C11, J10, J11, J13, J14, O10은, 평균 가열 속도 HR2(℃/초)가 0.5×HR1 초과였다.
어닐링 후, 0.1∼200℃/초의 평균 냉각 속도로, 어닐링 온도로부터 500℃까지 냉각하였다. 강종 A19, C13은, 평균 냉각 속도가 0.1℃/초 미만이었다. 각 강종의 평균 냉각 속도(℃/초)를 표 3에 나타낸다.
냉각을 행한 후, 500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지하였다. 각 강의 유지 시간을 표 3에 나타낸다. 단, 강종 A8, C5, J6, O5는, 유지 시간이 10초 미만이었다.
다음으로, 소정의 조건으로 제어한 용융 아연 도금욕에 모재 강판을 침지하고, 그 후, 실온까지 냉각하였다. 도금욕의 온도는, 440∼470℃로 관리하였다. 또한, 용융 아연 도금이 행해질 때에, 모재 강판의 온도는, (아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하로 하였다. 용융 아연 도금욕 중의 유효 Al 농도는, 0.09∼0.17질량％의 범위로 하였다. 일부의 강판에 대해서는, 용융 아연 도금욕에 침지 후, 460℃ 이상, 600℃ 이하에서 합금화 처리를 행한 후, 실온까지 냉각하였다. 그때의 도포량으로서는, 양면 모두 약 35g/㎡로 하였다. 마지막으로, 얻어진 강판에 대해 0.4％의 압하율로 스킨 패스 압연을 행하였다.
도금의 억제나 합금화의 촉진을 위해, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 분류를 부여하였다. 각 강을 용융 아연 도금할 때에, 도금욕 중에 부여된 분류의 속도 m/min, 합금화 처리 온도를 표 3에 나타낸다. 단, 강종 A9, C5, C8, E7, J7, O6에 대해서는, 도금욕 중에 부여된 분류의 속도가 10m/min 미만이었다. 또한, 강종 A11, C8, E9, J9, O9는, 합금화 처리의 온도가 600℃ 초과였다.
각 강종의 강판 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서의, {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도, 각 강종의 금속 조직에 있어서의, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 체적률(조직 분율)(％)을 표 4에 나타낸다. 또한, 각 체적률(조직 분율)은, 스킨 패스 압연 전의 조직 분율로 평가하였다. 또한, 각 강종의 기계적 특성으로서, 인장 강도 TS(㎫), 연신율(L-El), 연신율의 차(ΔEl), 강도(TS)－전연신율(C-El)의 밸런스(TS×El)를 표 4에 나타냈다. 또한, 비도금의 발생의 유무, 용융 아연 도금층의 Fe 농도(질량％), 합금화 용융 아연 도금층의 Fe 농도(질량％)를 나타냈다.
인장 시험은, 1.2㎜ 두께의 판으로부터 압연 방향에 직각 방향 및 평행으로 JIS5호 시험편을 채취하고, 인장 특성을 평가하였다. 얻어진 연신율의 값으로부터, 압연 방향에 평행한 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 연신율(L-El)과, 수직한 방향으로 인장 시험을 행한 경우의 연신율(C-El)의 차(ΔEl)를 산출하였다. 각 5개에 대해 인장 시험을 행하여 각 값의 평균값을 구하고, 그 평균값으로부터 연신율이나 TS를 산출하였다. 또한, 재질의 이방성이 큰 강판에 관해서는, 연신율의 값이 변동되는 경향이 있었다. 강도(TS)－전연신율(C-El)의 밸런스(TS×El)가 16000(㎫·％)을 초과하는 것을, 성형성이 우수한 고강도 강판으로 하였다.
도금성, 합금화 반응은 각각 하기와 같이 평가하였다.
○:비도금 없음
△:비도금 약간 있음
×:비도금 다수 있음
측정된 인장 특성, 도금성 및 도금층 중의 Fe％를 표 4에 나타낸다. 본 발명의 강판은 모두 성형성, 도금성이 우수한 것을 알 수 있다.
본 발명은, 자동차용의 구조용 부재, 보강용 부재, 서스펜션용 부재에 적합한, 인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 저렴하게 제공하는 것이며, 자동차의 경량화에 크게 공헌하는 것을 기대할 수 있어, 산업상의 효과는 극히 높다.
Claims (16)
- 모재 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이며,
상기 모재 강판은, 질량％로,
C:0.1∼0.40％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 모재 강판의 마이크로 조직은, 체적 분율로 페라이트를 40％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 8∼60％ 미만 함유하고, 잔량부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트이며,
상기 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 표현되는 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하이며, 또한, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이며,
상기 용융 아연 도금층은, Fe:7질량％ 미만을 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 제1항에 있어서, 상기 모재 강판은, 질량％로,
Cr:0.05∼1.0％,
Mo:0.01∼1.0％,
Ni:0.05∼1.0％,
Cu:0.05∼1.0％,
Nb:0.005∼0.3％,
Ti:0.005∼0.3％,
V:0.005∼0.5％,
B:0.0001∼0.01％
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 제1항에 있어서, 상기 모재 강판은, 질량％로, Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.04％ 더 함유하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판. - 모재 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판이며,
상기 모재 강판은, 질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 모재 강판의 마이크로 조직은, 체적 분율로 페라이트를 40％ 이상 함유하고, 잔류 오스테나이트를 8∼60％ 미만 함유하고, 잔량부가 베이나이트 혹은 마르텐사이트이며,
상기 모재 강판의 표면으로부터 5/8∼3/8의 판 두께 범위에 있어서, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> 및 {223} <110>의 각 결정 방위로 표현되는 {100} <011>∼{223} <110> 방위군의 극밀도의 평균값이 6.5 이하이며, 또한, {332} <113>의 결정 방위의 극밀도가 5.0 이하이며,
상기 합금화 용융 아연 도금층은, Fe:7∼15질량％를 함유하고, 잔량부가 Zn, Al 및 불가피적 불순물인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판. - 제4항에 있어서, 상기 모재 강판은, 질량％로,
Cr:0.05∼1.0％,
Mo:0.01∼1.0％,
Ni:0.05∼1.0％,
Cu:0.05∼1.0％,
Nb:0.005∼0.3％,
Ti:0.005∼0.3％,
V:0.005∼0.5％,
B:0.0001∼0.01％
의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판. - 제4항에 있어서, 상기 모재 강판은, 질량％로, Ca, Mg, REM으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.0005∼0.04％ 더 함유하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판. - 질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상, 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 수학식 1로 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하고,
700℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고,
압하율 40％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연을 행하고,
연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 750 이상, 900℃ 이하의 어닐링 온도까지 가열하여 어닐링하고,
어닐링 온도로부터 500℃까지, 0.1∼200℃/초로 냉각하고,
500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량％. Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우에는, 0으로 하여 계산함.).
[수학식 2]
여기서, t1은, 하기 수학식 3으로 구해진다.
[수학식 3]
여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다. - 제7항에 있어서, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계의 압하율이 30％ 이하인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제7항에 있어서, 상기 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 어닐링 온도까지 가열하는 데 있어서,
실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 4로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 5로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 4]
[수학식 5]
- 제7항에 있어서, 상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 모재 강판의 온도가 (아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제7항에 있어서, 상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 유속이 부여되는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 질량％로,
C:0.10∼0.4％ 미만,
Si:0.5∼3.0％,
Mn:1.5∼3.0％를 함유하고,
O:0.006％ 이하,
P:0.04％ 이하,
S:0.01％ 이하,
Al:2.0％ 이하,
N:0.01％ 이하로 제한되고,
잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을,
1000℃ 이상, 1200℃ 이하의 온도 범위에서, 압하율 40％ 이상의 압연을 1회 이상 행하는 제1 열간 압연을 행하고,
상기 제1 열간 압연에서, 오스테나이트 입경을 200㎛ 이하로 하고,
하기 수학식 1로 정해지는 온도 T1＋30℃ 이상, T1＋200℃ 이하의 온도 영역에서, 적어도 1회는 1패스에서 압하율 30％ 이상의 압연을 행하는 제2 열간 압연을 행하고,
상기 제2 열간 압연에서의 합계의 압하율을 50％ 이상으로 하고,
상기 제2 열간 압연에 있어서, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하를 행한 후, 대기 시간 t초가 하기 수학식 2를 만족하도록, 냉간 압연 전 냉각을 개시하고,
상기 냉간 압연 전 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도를 50℃/초 이상, 온도 변화가 40℃ 이상 140℃ 이하의 범위로 하고,
700℃ 이하의 온도 영역에서 권취하고,
압하율 40％ 이상, 80％ 이하의 냉간 압연을 행하고,
연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 750 이상, 900℃ 이하의 어닐링 온도까지 가열하여 어닐링하고,
어닐링 온도로부터 500℃까지, 0.1∼200℃/초로 냉각하고,
500∼350℃ 사이에서 10∼1000초간으로 유지한 후, 용융 아연 도금을 행하고,
460℃ 이상의 온도에서 합금화 처리를 실시하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 1]
여기서, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo 및 V는, 각 원소의 함유량(질량％. Ti, B, Cr, Mo, V에 대해서는, 함유되어 있지 않은 경우에는, 0으로 하여 계산함.).
[수학식 2]
여기서, t1은, 하기 수학식 3으로 구해진다.
[수학식 3]
여기서, 상기 수학식 3에 있어서, Tf는, 압하율이 30％ 이상인 최종 압하 후의 강편의 온도, P1은, 30％ 이상의 최종 압하의 압하율이다. - 제12항에 있어서, T1＋30℃ 미만의 온도 범위에 있어서의 합계의 압하율이 30％ 이하인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제12항에 있어서, 상기 연속 용융 아연 도금 라인에 있어서, 어닐링 온도까지 가열하는 데 있어서,
실온 이상, 650℃ 이하의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 4로 나타내어지는 HR1(℃/초)로 하고,
650℃를 초과하고, 어닐링 온도까지의 평균 가열 속도를, 하기 수학식 5로 나타내어지는 HR2(℃/초)로 하는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
[수학식 4]
[수학식 5]
- 제12항에 있어서, 상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 모재 강판의 온도가 (아연 도금욕 온도－40)℃ 이상, (아연 도금욕 온도＋50)℃ 이하인,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제12항에 있어서, 상기 용융 아연 도금이 행해질 때에, 도금욕 중에 10m/min 이상, 50m/min 이하의 유속이 부여되는,
인장 최대 강도 980㎫ 이상을 갖는 재질 이방성이 적은 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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| JP2017115205A (ja) * | 2015-12-24 | 2017-06-29 | 日新製鋼株式会社 | めっき密着性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法 |
| JP6252713B1 (ja) * | 2016-04-14 | 2017-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| EP3502291B1 (en) | 2016-08-16 | 2023-10-18 | Nippon Steel Corporation | Hot press-formed part |
| TWI602932B (zh) * | 2016-08-16 | 2017-10-21 | 新日鐵住金股份有限公司 | 熱壓製成形構件 |
| TWI607096B (zh) * | 2016-08-18 | 2017-12-01 | 新日鐵住金股份有限公司 | 熱軋鋼板 |
| BR112019002593A2 (pt) | 2016-08-18 | 2019-05-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço laminado a quente |
| US11021776B2 (en) | 2016-11-04 | 2021-06-01 | Nucor Corporation | Method of manufacture of multiphase, hot-rolled ultra-high strength steel |
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| CN106801198B (zh) * | 2017-02-07 | 2018-02-09 | 和县隆盛精密机械有限公司 | 一种适用于机械臂弯曲件的合金铸件及其热处理工艺 |
| CN110312813B (zh) * | 2017-02-13 | 2021-07-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
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| CN109207867A (zh) * | 2017-06-29 | 2019-01-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法 |
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| KR20210028610A (ko) * | 2018-06-29 | 2021-03-12 | 도요 고한 가부시키가이샤 | 열연 강판, 고강도 냉연 강판, 및 그것들의 제조 방법 |
| CN109097681B (zh) * | 2018-08-15 | 2020-09-29 | 敬业钢铁有限公司 | 一种高强度低夹杂汽车钢板及其连铸过程电磁搅拌工艺 |
| US11859260B2 (en) * | 2019-01-07 | 2024-01-02 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and manufacturing method thereof |
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| CN112319129A (zh) * | 2020-02-27 | 2021-02-05 | 浙江航通机械制造股份有限公司 | 一种轻量化汽车轮辋结构及制造方法 |
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| WO2022070608A1 (ja) * | 2020-09-30 | 2022-04-07 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及び鋼板の製造方法 |
| CN114438417B (zh) * | 2022-02-09 | 2023-02-28 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 具有良好抗脱锌粉性能及表面质量的纯锌镀层钢板及其生产方法和应用 |
| CN115216607B (zh) * | 2022-06-30 | 2023-11-10 | 武汉钢铁有限公司 | 一种热镀锌铁合金外板合金化斑迹缺陷的控制方法 |
Family Cites Families (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59219473A (ja) | 1983-05-26 | 1984-12-10 | Nippon Steel Corp | カラ−エツチング液及びエツチング方法 |
| JP2782468B2 (ja) | 1990-05-18 | 1998-07-30 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融亜鉛めっき高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JP3521851B2 (ja) | 2000-07-26 | 2004-04-26 | 住友金属工業株式会社 | 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CN101264681B (zh) * | 2001-06-06 | 2013-03-27 | 新日本制铁株式会社 | 热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理薄钢板及制造方法 |
| JP3598087B2 (ja) | 2001-10-01 | 2004-12-08 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| ATE383452T1 (de) * | 2001-10-04 | 2008-01-15 | Nippon Steel Corp | Ziehbares hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender formfixierungseigenschaft und herstellungsverfahren dafür |
| JP4718782B2 (ja) | 2003-02-06 | 2011-07-06 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法 |
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| JP4964488B2 (ja) * | 2006-04-20 | 2012-06-27 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法 |
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| JP5478804B2 (ja) | 2006-12-28 | 2014-04-23 | 新日鐵住金株式会社 | 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
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| JP5053157B2 (ja) * | 2007-07-04 | 2012-10-17 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法 |
| JP5068689B2 (ja) | 2008-04-24 | 2012-11-07 | 新日本製鐵株式会社 | 穴広げ性に優れた熱延鋼板 |
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| JP5499664B2 (ja) | 2009-11-30 | 2014-05-21 | 新日鐵住金株式会社 | 疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
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