KR20140139057A - 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20140139057A
KR20140139057A KR1020147029734A KR20147029734A KR20140139057A KR 20140139057 A KR20140139057 A KR 20140139057A KR 1020147029734 A KR1020147029734 A KR 1020147029734A KR 20147029734 A KR20147029734 A KR 20147029734A KR 20140139057 A KR20140139057 A KR 20140139057A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
hot
temperature
dip galvanized
less
Prior art date
Application number
KR1020147029734A
Other languages
English (en)
Inventor
미치하루 나카야
다츠야 아사이
안드레아스 피흘러
토마스 쿠르즈
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
뵈스트알파인 스탈 게엠베하
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼, 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20140139057A publication Critical patent/KR20140139057A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A47—FURNITURE; DOMESTIC ARTICLES OR APPLIANCES; COFFEE MILLS; SPICE MILLS; SUCTION CLEANERS IN GENERAL
    • A47J—KITCHEN EQUIPMENT; COFFEE MILLS; SPICE MILLS; APPARATUS FOR MAKING BEVERAGES
    • A47J27/00—Cooking-vessels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B3/00—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form
    • B32B3/26—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form characterised by a particular shape of the outline of the cross-section of a continuous layer; characterised by a layer with cavities or internal voids ; characterised by an apertured layer
    • B32B3/28—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form characterised by a particular shape of the outline of the cross-section of a continuous layer; characterised by a layer with cavities or internal voids ; characterised by an apertured layer characterised by a layer comprising a deformed thin sheet, i.e. the layer having its entire thickness deformed out of the plane, e.g. corrugated, crumpled
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B3/00—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form
    • B32B3/26—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form characterised by a particular shape of the outline of the cross-section of a continuous layer; characterised by a layer with cavities or internal voids ; characterised by an apertured layer
    • B32B3/30—Layered products comprising a layer with external or internal discontinuities or unevennesses, or a layer of non-planar form; Layered products having particular features of form characterised by a particular shape of the outline of the cross-section of a continuous layer; characterised by a layer with cavities or internal voids ; characterised by an apertured layer characterised by a layer formed with recesses or projections, e.g. hollows, grooves, protuberances, ribs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Abstract

우수한 냉간 가공성을 가짐과 더불어, 전용 설비가 없어도 비도금 등의 결함이 없는 것과 같은 표면 성상이 우수하고, 저속 냉각이어도 담금질 후에 1370MPa 이상의 강도를 확보할 수 있는 것과 같은 프레스 성형용 용융 아연도금 강판, 및 이와 같은 프레스 성형용 용융 아연도금 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공한다. 본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판은, 소지 강판 표면에 용융 아연도금층이 형성된 프레스 성형용 용융 아연도금 강판으로서, 상기 소지 강판은, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 평균 종횡비가 4.0 이하인 등축상 페라이트와, 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 시멘타이트 및/또는 펄라이트로 구성되는 조직이다.

Description

냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법{HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET FOR STAMPING HAVING EXCELLENT COLD WORKABILITY, DIE HARDENABILITY, AND SURFACE QUALITY, AND PRODUCING METHOD THEREOF}
본 발명은 자동차 부품의 구조 부재에 사용되는 것과 같은 강도 및 내식성이 필요시 되는 프레스 성형품에 사용되는 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것으로, 특히 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
지구 환경 문제에서 발단하는 자동차의 연비 향상 대책의 하나로서, 차체의 경량화가 진행되고 있어, 자동차에 사용되는 강판을 가능한 한 고강도화하면서 제품화할 것이 필요해진다. 이러한 고강도 부품을 제조하는 기술로서, 강판(블랭크)을 오스테나이트 영역으로 가열한 후, 프레스 성형 금형으로 성형하면서 급냉하는 것에 의해, 고강도 부품을 얻는 기술의 채용이 확대되고 있다. 이 기술에는, 크게 분류하여, (1) 블랭크를 오스테나이트 영역으로 가열한 후, 열간으로 금형 성형하여, 그대로 형 내에서 급냉하는 다이렉트 공법과, (2) 블랭크를 가열하지 않고서 냉간 성형하고, 얻어진 성형품을 가열하고 나서, 금형에서 급냉하는 인다이렉트 공법이 있다.
상기 다이렉트 공법에서는, 900℃ 이상의 오스테나이트 영역으로 가열한 블랭크를 한번의 프레스 성형으로 최종 형상으로 할 필요가 있기 때문에, 부품 형상은 제약을 받는다. 또한, 치수 정밀도가 필요한 위치 결정용 구멍을 설치하기 위해서는, 성형 후에 천공을 실시할 필요가 있지만, 담금질 후의 고강도인 상태에서의 천공 가공이 필요해지기 때문에, 전단 가공보다도 고비용으로 되는 레이저 절단 등의 공법이 적용되게 된다.
한편, 인다이렉트 공법에서는, 냉간 가공과 금형 담금질을 각각 실시할 필요가 있기 때문에, 금형수는 증가하지만, 냉간 가공성이 우수한 강판을 적용함으로써, 다이렉트 공법보다도 복잡한 부품 형상을 확보할 수 있다는 이점이 있다.
상기 인다이렉트 공법에서는, 부품 내식성이나 부품 가열 중의 강판의 산화 스케일 생성 방지의 관점에서, 프레스 성형용 강판으로서는 용융 아연도금 강판이 적용되고 있다. 인다이렉트 공법에 적용되는 용융 아연도금 강판은 복잡 형상의 부품에 적용되는 경우가 많아, 신도가 크고, 신장 플랜지 성형성이 양호할 것이 요구된다. 또한 프레스 성형 시에는, 도금층의 박리나 파우더링(powdering)과 같은 문제가 없을 것, 또한 비도금 등의 표면 결함이 없을 것도 필요해진다.
이러한 기술로서, 예컨대 특허문헌 1∼3에는, 아연도금 강판을 이용하여, 담금질 후에 고강도를 확보하기 위한 부품의 제조 방법이 개시되어 있다. 이들 기술에서는, 이용하는 강판의 화학 성분 조성으로서, 부품 강도를 확보하기 위해서 각종 합금 원소(예컨대 Si, Cr, Mn, Ti, B 등)가 첨가되고 있다. 그러나, 이들 첨가 원소는 연속 용융 아연도금 라인에서의 용융 아연 포트 침지 전의 원판 표면(강판 표면)에 산화물을 형성하여, 강판 표면에 비도금을 발생시키는 경우가 있다.
그 대책으로서, 강판 표면을 한번 산화시켜 철계의 산화물을 생성하고 나서 환원시키는 산화-환원법을 행하고, 그 후 도금 처리하는 기술이 적용된다. 그러나, 이러한 기술을 실시하기 위해서는, 전용 설비로 산화 조건이나 환원 조건을 엄밀히 제어하여, 관리할 필요가 있다. 이들 관리가 적절하지 않으면, 산화-환원법을 적용해도, 도금 전의 원판 표층에 상기 합금 원소의 산화물이 부분적으로 잔류하여, 비도금의 발생 원인으로 된다. 또한, 부품 성형 후의 가열 시에 아연도금과 지철은 반응하여 합금화가 진행되지만, 지철 표층에 산화물이 잔류하고 있으면 합금화 속도가 불규칙해지는 원인으로 된다.
전술한 부품 가열 시의 합금화 속도의 격차는 표면 방사율의 격차를 통하여 가열 온도 격차의 원인으로 된다. 또한, 가열 온도의 격차는 표층의 아연 산화물의 생성량의 격차를 야기하고, 아연 산화물 생성량의 격차는 도막 밀착성이나 용접성의 격차를 야기하게 된다.
게다가, 물 담금질(냉각 속도: 수 100℃/초)이나, 냉각능을 강화한 특수 금형으로 담금질하는 경우에는, 냉각 속도가 매우 높기 때문에, 고강도를 얻는 것이 가능하지만, 인다이렉트 공법과 같이 부품 형상이 복잡해지면, 전체에서 충분한 냉각 속도가 얻어지지 않는 경우도 있어, 일정 이상의 합금 첨가가 필요하다.
냉간 가공성의 확보나 용융 아연도금 불량을 방지하기 위해서는, 합금 원소는 되도록이면 적은 편이 유리하지만, 복잡 형상이어도 안정된 금형 담금질 후의 부품 강도를 확보하기 위해서는, 일정한 합금 원소의 첨가가 필요해져, 이들을 양립시키는 기술이 필요해지고 있다.
일본 특허공표 2007-505211호 공보 일본 특허공표 2007-500285호 공보 일본 특허공개 2004-323944호 공보
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 우수한 냉간 가공성을 가짐과 더불어, 산화-환원법을 적용하기 위한 전용 설비가 없이 통상의 환원법을 행해도 비도금 등의 결함이 없어 표면 성상이 우수하고, 또한 금형에 넣은 후의 평균 냉각 속도가 저속 냉각이어도 금형 담금질 후에 1370MPa 이상의 높은 강도를 확보할 수 있는 것과 같은 금형 담금질성이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판, 및 이와 같은 프레스 성형용 용융 아연도금 강판을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판이란, 소지(素地) 강판 표면에 용융 아연도금층이 형성된 프레스 성형용 용융 아연도금 강판으로서, 상기 소지 강판은,
C: 0.20∼0.24%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일),
Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음),
Mn: 1.20∼1.5%,
P: 0.02% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.002% 이하(0%를 포함하지 않음),
Cr: 0.21∼0.5%,
Ti: 0.02∼0.05%,
sol. Al: 0.02∼0.06% 및
B: 0.001∼0.005%를 각각 함유하고,
잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
평균 종횡비가 4.0 이하인 등축상(等軸狀) 페라이트와, 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 시멘타이트 및/또는 펄라이트로 구성되는 조직인 점에 요지를 갖는 것이다.
한편, 본 발명 방법은, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1150∼1300℃로 가열한 후, 마무리 온도가 850∼950℃로 되도록 열간 압연을 행하고, 550∼700℃의 온도 범위에서 권취하고, 그 후 압하율: 30∼70%로 되도록 냉간 압연하고, 소둔 최고 온도: 700∼800℃, 700∼800℃에서의 유지 시간: 10초 이상 600초 이하이고, 또한 하기 (1)식을 만족하는 조건에서 소둔을 행하고, 추가로 500℃ 이하까지 냉각하여 용융 아연도금을 행한다는 점에 요지를 갖는 것이다.
15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000 …(1)
단, T: 소둔 최고 온도(℃), t: 700∼800℃에서의 유지 시간(초)
본 발명에 의하면, 소지 강판의 화학 성분 조성을 엄밀히 규정함과 더불어, 소지 강판의 조직을, 평균 종횡비가 4.0 이하인 등축상 페라이트와, 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 시멘타이트 및/또는 펄라이트로 구성되는 조직으로 하는 것에 의해, 우수한 냉간 가공성을 가짐과 더불어, 표면 성상이 우수하고, 저속 냉각이어도 금형 담금질 후에 1370MPa 이상의 높은 강도를 확보할 수 있는(즉, 금형 담금질성이 우수한) 프레스 성형용 용융 아연도금 강판을 실현할 수 있었다.
도 1은 시험 No. 14의 강판(발명예)에서의 미크로 조직을 나타내는 도면 대용 광학 현미경 사진이다.
도 2는 시험 No. 20의 강판(비교예)에서의 미크로 조직을 나타내는 도면 대용 광학 현미경 사진이다.
본 발명자들은, 예컨대 전술한 인다이렉트 공법에 적합하게 이용되는 프레스 성형용 용융 아연도금 강판으로서, 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성), 종래보다도 낮은 냉각 속도(예컨대, 금형에 넣은 후, 대략 Ac3점으로부터 200℃까지의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 20∼100℃/s 정도)에서의 금형 담금질성, 및 비도금 등의 결함 방지 및 부품 열처리 후의 내식성 격차 방지를 모두 겸비한 강판을 실현하기 위해서, 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, (i) 소지 강판의 화학 성분 조성을 좁은 범위에서 엄밀히 규정하고, 특히 Si 함유량을 0.1% 이하로 낮은 레벨로 억제함으로써, 산화-환원법의 적용 없이도 비도금의 발생을 방지할 수 있다는 것; 나아가 (ii) 조직을, 등축상 페라이트와, 미세 시멘타이트나 미세 펄라이트 등으로 구성되는 조직으로 함으로써, 상기 목적에 적합한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판을 실현할 수 있다는 것을 발견하여 본 발명을 완성했다.
본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판에서는, 소지 강판의 화학 성분 조성 및 조직(금형에의 담금질 전의 미크로 조직)을 적절히 제어할 필요가 있다. 이들 요건의 범위 설정 이유는 하기와 같다.
[C: 0.20∼0.24%]
C는 금형 냉각 후의 프레스 성형품(부품)의 강도를 확보하는 데에 있어서 필요한 원소이다. 그를 위해서는, C 함유량은 0.20% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, C 함유량이 과잉이 되면, 용접성 및 냉간 가공성의 저하를 초래하기 때문에, 0.24% 이하로 할 필요가 있다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.21% 이상이며, 바람직한 상한은 0.23% 이하이다.
[Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)]
소지 강판 중의 Si 함유량을 0.1% 이하로 억제하는 것에 의해, 산화-환원법의 적용 없이도(산화-환원을 위한 전용 설비가 없고, 통상의 환원법이어도) 비도금의 발생이 없게 된다. 즉, Si 함유량이 0.1%를 초과하면, 환원 소둔 하에서 Si가 도금 전의 소지 강판 표면에 산화 피막을 형성하고, 산화 피막 부분에는 용융 아연도금이 부착되지 않기 때문에, 비도금의 원인으로 된다. 또한 비도금을 생성시키지 않는 경도의 산화물이어도, 부품 가열 시의 노 내에 있어서 진행되는 합금화 반응의 격차의 원인으로 되어, 그에 의해서 표면 방사율의 격차로 되고, 나아가 온도 격차의 원인으로 되는 경우가 있다. 이와 같이 담금질 전의 부품의 가열 온도가 불규칙해지면, 부품 강도의 격차의 원인으로 된다.
게다가, 소지 강판 중의 Si는 가열 시에 용융 아연도금 표층으로 확산되어, 최표층에 Si계의 산화물을 생성한다. 그대로의 상태에서 도장성에 영향이 있는 경우에는, 쇼트 블라스팅 등으로의 제거가 필요해지지만, 그의 제거에 시간이 걸리기 때문에, 부품의 생산성이 저하되는 원인으로 된다. 본 발명과 같이 Si 함유량을 0.1% 이하로 억제한 소지 강판을 이용하는 것에 의해, 양호한 외관을 확보할 수 있고, 상기와 같은 열처리 시의 문제도 발생시키지 않게 된다. Si 함유량은 바람직하게는 0.08% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다. Si 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 0.01% 이상, 특히 0.02% 이상이어도 좋다.
[Mn: 1.20∼1.5%]
Mn은 금형 냉각 시의 부품 강도의 확보를 위해 필요한 원소이다. 본 발명의 소지 강판에서는, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서 Mn 함유량은 1.20% 이상으로 하는 것이 중요하다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 조직이 밴드상 조직으로 되어, 등축상 페라이트의 확보가 어려워지는 것 외에, 강판의 Ac3 변태점이 저하되어, 용융 아연도금 라인에서의 소둔 중에 오스테나이트가 생성되기 쉬워진다. 오스테나이트가 생성되면, 그 후의 냉각 과정에서 베이나이트나 마텐자이트가 생성되기 쉬워져, 냉간 가공성이 저하되게 된다. 또한 Mn은, Si에 비하면 그 영향은 작지만, 비도금을 생성시키는 경우가 있다. 이러한 관점에서, Mn 함유량은 1.5% 이하로 할 필요가 있다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.22% 이상, 특히 1.24% 이상이며, 바람직한 상한은 1.40% 이하, 특히 1.30% 이하이다.
[P: 0.02% 이하(0%를 포함하지 않음)]
P는 담금질 후의 부품에 있어서의 용접성이나 저온 취성을 악화시키는 원소이기 때문에, 그의 함유량은 0.02% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.015% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다.
[S: 0.002% 이하(0%를 포함하지 않음)]
S는 MnS 등의 개재물을 생성하여, 냉간 가공성, 부품 충돌 시의 변형에 있어서 균열이 발생되기 쉬워지는 것 외에, 용접성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 이러한 관점에서 S 함유량은 0.002% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0015% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0010% 이하이다.
[Cr: 0.21∼0.5%]
Cr은 금형 담금질→냉각 시의 부품 강도를 1370MPa 이상으로 확보하는 데에 있어서 필요한 원소이다. 특히, Si 함유량을 저감한 소지 강판에서는, 강도 확보를 위해 Cr은 0.21% 이상 함유시키는 것이 중요해진다. 그러나, Cr 함유량이 과잉이 되면, 용융 아연도금 라인에서의 베이나이트, 마텐자이트의 생성에 의해서 냉간 가공성이 저하되기 때문에, 0.5% 이하로 할 필요가 있다. 또한, Si와 비교하면 영향은 작지만, 비도금을 발생시키는 경우도 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.23% 이상이며, 바람직한 상한은 0.40% 이하, 특히 0.30% 이하이다.
[Ti: 0.02∼0.05%]
Ti는 1370MPa 이상의 부품 강도 확보를 위해서 필요한 원소이다. B가 N과 결합하여 질화물을 생성하면, 담금질성이 저하되기 때문에, 고용 질소(N)를 TiN으로서 고정해 두는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti 함유량은 0.02% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 과잉이 되면, 용융 아연도금 라인에 있어서 소둔 중의 재결정이 억제되어, 등축상 페라이트를 생성하지 않고, 냉간 가공성이 저하되게 되기 때문에, 0.05% 이하로 할 필요가 있다. Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상이며, 바람직한 상한은 0.04% 이하이다.
[sol. Al: 0.02∼0.06%]
sol. Al은 탈산제로서의 효과를 발휘한다. 그를 위해서는 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.06%를 초과하여 과잉으로 함유시키면, 개재물이 과잉으로 생성되어, 냉간 가공성을 저하시킨다. sol. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.030% 이상이며, 바람직한 상한은 0.050% 이하이다.
[B: 0.001∼0.005%]
B는 담금질성 향상에 효과가 있으며, 금형 냉각에 의한 부품 강도 확보를 위해서 필요한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, B 함유량은 0.001% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0020% 이상(보다 바람직하게는 0.0025% 이상)이다. 그러나, B의 함유량이 과잉이 되어도 그의 효과가 포화되기 때문에, 0.005% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.0045% 이하(보다 바람직하게는 0.0040% 이하)이다.
본 발명에서 이용하는 소지 강판의 화학 성분 조성은 상기한 바와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물(예컨대 N, O, Sb, Sn 등)이다.
본 발명에서 이용하는 소지 강판에서의 미크로 조직(금형 담금질 전의 미크로 조직)은, 모상이 등축상 페라이트이며, 이 페라이트 입자 내 또는 페라이트 입계에 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 시멘타이트나 펄라이트(이하, 「미세 시멘타이트」, 「미세 펄라이트」라고 부르는 경우가 있다)가 분산되어 있는 조직이다. 재결정을 완료함으로써, 강판 강도를 저감하여, 일정한 신도를 확보할 수는 있지만, 신도 및 신장 플랜지성 모두 높은 레벨로 실현하기 위해서는, 단순히 재결정을 완료시키는 것뿐만 아니라, 상기의 조직으로 하는 것이 필요하다.
[등축상 페라이트]
높은 냉간 가공성을 부여하기 위해서는, 페라이트는 등축상 페라이트로 할 필요가 있다. 「등축상」이란, 압연 방향 페라이트 입경과 판 두께 방향 페라이트 입경의 비(압연 방향 입경/판 두께 방향 입경: 이하 「종횡비」라고 부른다)의 평균(이하, 평균 종횡비라고 부른다)이 4.0 이하인 것을 의미한다. 페라이트의 평균 종횡비가 4.0을 초과하면, 신도 및 신장 플랜지성 모두 저하된다. 즉, 상기 종횡비가 4.0 초과란, 페라이트가 압연 방향으로 전신(展伸)한 조직이 되어 있는 것을 의미하는데, 이러한 조직에서는 양호한 신도가 달성되지 않는 것 외에, 신장 플랜지성도 저하되어, 냉간 가공성이 저하된다. 냉간 가공성이 저하되는 원인의 하나로서, 재결정이 완료되어 있지 않은 결정립이 존재하는 것에 더하여, 재결정이 완료되어 있어도 등축상 조직에 비하여 압연 방향으로 신장한 페라이트는 가공 변형의 전파성이 불균일해져, 가공 경화성이 낮아질 것이 추찰된다. 페라이트의 평균 종횡비는 가능한 한 1에 가까울수록 좋고, 3.5 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3.0 이하이며, 특히 바람직하게는 2.5 이하이다. 가장 바람직하게는 1 근방이다.
[미세 시멘타이트 및/또는 미세 펄라이트]
전술한 바와 같이, 본 발명에서 이용하는 소지 강판에는 상기 페라이트 입자 내 또는 입계에 시멘타이트나 펄라이트가 존재하지만, 양호한 냉간 가공성을 확보하기 위해서는 시멘타이트의 장직경(최대 직경)의 평균값(평균 최대 입경)을 20㎛ 이하로 할 필요가 있다. 평균 최대 입경이 20㎛를 초과하면, 냉간 가공 시에 균열의 기점으로 되어, 신도 및 신장 플랜지성이 저하된다. 후기하는 본 발명 강판의 제조 방법에 의하면, 펄라이트가 아니라 시멘타이트가 생성되기 쉽지만, 펄라이트가 존재하는 경우에는, 시멘타이트와 마찬가지로, 펄라이트의 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 것이 필요하다. 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 평균 최대 입경은, 모두, 바람직하게는 15㎛ 이하이며, 보다 바람직하게는 10㎛ 이하, 특히 바람직하게는 5㎛ 이하이다.
여기서, 상기 시멘타이트는 베이나이트 중에 석출된 탄화물이나, 템퍼링 마텐자이트에서 생성되는 것과 같은, 강을 강화하는 것과 같은 극히 미세한 시멘타이트는 포함하지 않는다. 이러한 관점에서, 시멘타이트의 평균 최대 입경의 바람직한 하한은 0.5㎛ 이상이며, 보다 바람직하게는 1㎛ 이상이다.
본 발명의 소지 강판은 등축상 페라이트가 주상(主相)이고, 펄라이트, 시멘타이트로 구성될 필요가 있다. 여기서 「주상」이란, 전체 조직에서 차지하는 상기의 등축상 페라이트가 차지하는 비율(면적률)이 50% 이상인 것을 의미한다. 바람직하게는 60% 이상 95% 이하이다.
본 발명에서는, 전술한 등축상 페라이트와 미세 시멘타이트 및/또는 미세 펄라이트만으로 구성되어 있어도 좋지만(합계로 100%), 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 다른 조직(베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등)이 포함되어 있어도 좋다. 단, 베이나이트나 마텐자이트가 혼입되면 신도 및 신장 플랜지성이 저하된다. 따라서, 전체 조직에서 차지하는 상기 다른 조직은 합계로 5면적% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명 강판의 미크로 조직(본 발명 강판을 구성하는 페라이트와, 시멘타이트 및/또는 펄라이트 외에, 제조상 혼입될 수 있는 베이나이트나 마텐자이트 등의 다른 조직)의 동정(同定)은 이하의 방법으로 행할 수 있다.
우선, 예컨대 크기 20×20(mm)의 강판 샘플을 채취하여, 판 두께의 1/4의 위치에서의 각 미크로 조직을 관찰한다.
상기 조직 중 펄라이트나 시멘타이트는 피르크산으로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 조직을 동정하고, 입자의 장직경(최대 직경)을 측정한다. 측정에 있어서는, 각 입자의 장직경을 정밀도 좋게 측정할 수 있도록, SEM의 배율을 적절히 선택하여 관찰한다. 후기하는 실시예에서는, SEM 배율 3000배에서 임의로 200개를 측정하고, 그의 평균값을 구했다.
한편, 페라이트는 나이탈로 부식시킨 후, 페라이트 입계를 관찰할 수 있도록 SEM 또는 광학 현미경으로 조직을 동정하고, 절단법 또는 화상 해석법에 의해, 페라이트의 판 두께 방향의 입경 및 압연 방향의 입경을 각각 측정하여 페라이트의 평균 종횡비를 구할 수 있다. 절단법 및 화상 해석법 중 어느 것을 채용하는 경우여도, 배율 1000배에서 5시야의 평균을 구하는 것이 바람직하다. 후기하는 실시예에서는, SEM으로 조직을 동정한 후, 절단법에 의해 상기 5시야의 평균을 구했다.
나아가 베이나이트나 마텐자이트는, 나이탈로 부식시킨 후, SEM으로 조직을 동정하고, 화상 해석법이나 점산법에 의해 구할 수 있다. 후기하는 실시예에서는, SEM 배율 1000배에서 5시야 관찰하여 화상 해석을 행하고, 그의 평균을 구했다. 또는, SEM 관찰에 있어서, 일단 1000배보다 높은 배율로 베이나이트나 마텐자이트 입자를 동정하고 나서, 상기한 바와 같이 SEM 배율 1000배에서 5시야를 화상 해석해도 좋다.
본 발명의 소지 강판을 제조하기 위해서는, 그의 제조 조건도 엄밀히 제어할 필요가 있다. 상기와 같은 조직으로 만들기 위해서는, 상기와 같은 화학 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 이용하여, 1150∼1300℃로 가열한 후, 마무리 온도가 850∼950℃로 되도록 열간 압연을 행하고, 550∼700℃의 온도 범위에서 권취하고, 그 후 압하율: 30∼70%로 냉간 압연하고, 소둔 최고 온도: 700∼800℃, 700∼800℃에서의 유지 시간: 10초 이상 600초 이하이고, 또한 하기 (1)식을 만족하는 조건에서 소둔을 행하고, 추가로 500℃ 이하까지 냉각하여 용융 아연도금을 행할 필요가 있다. 이들의 각 요건을 규정한 이유는 하기와 같다.
15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000 …(1)
단, T: 소둔 최고 온도(℃), t: 700∼800℃에서의 유지 시간(초)
[슬래브 가열 온도: 1150∼1300℃]
슬래브 가열 온도가 낮으면, 열간 압연 시의 하중이 과대해지기 때문에, 1150℃ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 슬래브 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 용융 아연도금 후의 목표로 하는 등축상 페라이트가 얻어지지 않게 된다. 이는 열연 시의 미크로 조직이 혼립(混粒) 조직으로 되는 것이 영향을 주고 있다고 생각된다. 또한, 스케일의 생성이 많아져 수율이 저하된다. 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1180℃ 이상 1250℃ 이하이다.
[열간 압연에서의 마무리 온도: 850∼950℃]
열간 압연에서의 마무리 온도가 850℃보다도 낮아지면, 열연 후의 조직이 불균일해져, 용융 아연도금 후에 목표로 하는 등축상 페라이트가 얻어지지 않는다. 마무리 온도는 바람직하게는 880℃ 이상이다. 그러나, 마무리 온도가 950℃를 초과하면, 스케일에서 기인하는 표면 흠집이 발생되기 쉬워진다. 또한, 도금 후의 외관 불량으로도 연결되기 때문에, 950℃ 이하로 할 필요가 있다. 마무리 온도는 바람직하게는 920℃ 이하이다.
[권취 온도: 550∼700℃]
권취 온도가 550℃ 미만이면, 열간 압연 후의 강도가 높아져, 그 후의 냉간 압연이 곤란해진다. 바람직하게는 570℃ 이상이다. 그러나, 권취 온도가 700℃를 초과하면, 밴드상의 펄라이트가 생성되어, 그 후에 냉간 압연 및 소둔을 실시해도 펄라이트의 미세화가 곤란해진다. 권취 온도는 바람직하게는 670℃ 이하(보다 바람직하게는 650℃ 이하)이다.
[압하율(냉간 압연율): 30∼70%]
압하율이 30% 미만이면, 재결정의 진행이 부족하여, 등축상 페라이트가 얻어지지 않는다. 또한, 열간 압연 후의 펄라이트의 분단이 부족하여, 미세 시멘타이트나 미세 펄라이트 조직이 얻어지지 않는다. 압하율은 바람직하게는 40% 이상이다. 압하율의 상한은 냉간 압연기의 설비 능력으로부터 70% 이하로 한다. 한편, 상기 「압하율」이란, 하기 (2)식으로 구해지는 냉간 압연율이다.
압하율(%)=[(냉간 압연 전의 강판 두께-냉간 압연 후의 강판 두께)/냉간 압연 전의 강판 두께]×100 …(2)
[소둔 최고 온도: 700℃∼800℃]
용융 아연도금 라인에서의 소둔 최고 온도(소둔 설정 온도)의 하한은 700℃ 이상으로 할 필요가 있다. 이 온도가 700℃ 미만이 되면, 재결정이 충분히 진행되지 않고, 압연 조직이 잔류하여, 양호한 냉간 가공성이 얻어지지 않는다. 또한, 도금 전의 강판 표면의 환원 조정이 부족하기 때문에 외관 불량이 발생한다. 한편, 소둔 최고 온도가 800℃를 초과하면, 소둔 시간에 상관없이 오스테나이트가 과잉으로 생성되고, 그 후의 냉각 과정에서 미크로 조직 중에 베이나이트나 마텐자이트가 혼입되고, 강도가 상승하여, 냉간 가공성이 저하된다. 소둔 최고 온도는 바람직하게는 730℃ 이상 780℃ 이하이다.
[700∼800℃에서의 유지 시간: 10초∼600초]
700∼800℃의 온도 범위로 유지하는 시간(유지 시간)은 당해 온도 범위를 경유(통과)하는 시간의 합계를 의미한다. 구체적으로는, 후기하는 실시예와 같이, 700℃로부터 소둔 최고 온도까지 가열할 때의 가열 시간(승온 시간), 및 소둔 최고 온도로부터 700℃까지 냉각할 때의 냉각 시간도 포함시킨 합계 시간을 의미한다. 본 발명에서는 상기 유지 시간을 10초∼600초의 범위로 한다. 이 유지 시간이 10초 미만이면, 재결정이 충분히 진행되지 않고, 압연 조직이 잔류하여, 양호한 냉간 가공성이 얻어지지 않는다. 또한, 도금 전의 표면의 환원 조정이 부족하기 때문에, 외관 불량이 발생한다. 한편, 상기 유지 시간이 너무 길어지면 소둔로를 장대(長大)하게 할 필요가 있기 때문에, 그의 상한을 600초 이하로 한다. 유지 시간은 바람직하게는 50초 이상 500초 이하이다.
[소둔 최고 온도와 700∼800℃에서의 유지 시간의 관계식(상기 (1)식)]
상기한 바와 같이 소둔 최고 온도 범위를 700℃ 이상, 700∼800℃에서의 유지 시간을 10초 이상으로 함으로써 재결정은 완료되지만, 그것만으로는 원하는 등축 페라이트+(미세 펄라이트 및/또는 미세 시멘타이트)의 조직이 얻어진다고는 할 수 없다. 소둔 최고 온도 T(℃)와 700∼800℃에서의 유지 시간 t(초)로 규정되는 값[[(T/100)3.5]×t: 이하 「A값」이라고 부르는 경우가 있다]이, 15000 이상(바람직하게는 30000 이상)으로 되도록 제어하는 것에 의해, 등축상 페라이트와, 미세 펄라이트 및/또는 미세 시멘타이트의 조직이 얻어진다[후기하는 표 5의 No. 18(A값만 벗어나는 예)을 참조].
한편, 소둔 최고 온도가 700℃ 이상이고, 700∼800℃에서의 유지 시간이 장시간이 되면, 오스테나이트가 생성되고, 냉각 후에는 베이나이트나 마텐자이트 등의 저온 변태 생성물로 되며, 강판 강도가 상승하여 신도(EL)나 신장 플랜지성(λ)이 저하된다. 특히 상기 A값이 지나치게 커지면, 역시 원하는 조직이 얻어지지 않고, 냉간 가공성이 저하된다(후기하는 표 5의 No. 16을 참조). 이러한 관점에서, 상기 A값[[(T/100)3.5]×t]은 100000 이하(바람직하게는 80000 이하)로 할 필요가 있다.
상기 소둔 시의 분위기에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 모두 환원성 분위기 중에서 소둔하는 것이 바람직하다. 이 환원성 분위기란, 철 산화물을 형성하지 않을 정도의 조건이다. 이는 (공/연)비(air-fuel ratio)나, 노점을 제어함으로써 제어할 수 있다. 예컨대, Si를 0.1%보다도 많이 포함하는 강판에서는, 산화성 분위기에서 철 산화물을 표층에 생성시킨 후, 환원시킴으로써, 비도금의 억제를 도모하는 경우가 있지만, 본 발명에서는 Si를 낮은 레벨로 억제함과 더불어, Cr이나 Mn의 함유량을 적절히 조정하고 있기 때문에, 그럴 필요는 없다. 즉, 본 발명에서는 산화-환원법을 적용할 필요가 없고, 통상의 환원법으로 제조 가능하며, 특수 설비는 불필요하다.
상기와 같은 소둔을 행한 후, 냉각한다. 냉각에 있어서는, 베이나이트나 마텐자이트의 생성을 저감하기 위해서, 소둔 최고 온도로부터 600℃까지의 온도 범위를, 예컨대 5초 이상(보다 바람직하게는 10초 이상) 60초 이하(보다 바람직하게는 45초 이하)의 범위에서 냉각하는 것이 바람직하다.
단, 냉각 후에 도금욕에 침입할 때까지는, 500℃ 이하로 냉각해 둘 필요가 있다. 도금욕에의 침입 온도(즉, 도금 개시 온도)가 500℃보다도 높아지면, 도금욕 온도가 상승하여 도금 외관 불량을 초래한다. 또한 도금욕에의 침입 판 온도가 높아지면, 합금화 처리를 실시하지 않아도 도금층의 합금화가 진행되는 경우가 있지만, 500℃ 이하로 냉각하면, 그의 방지에도 효과가 있다. 상기 도금 개시 온도는 바람직하게는 480℃ 이하, 350℃ 이하이다.
한편, 도금욕에 침입할 때의 온도(즉, 냉각 정지 온도)는 350℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 350℃보다도 낮은 온도까지 냉각하면, 마텐자이트상(相)이 생성될 염려가 있으며, 냉간 가공성이 저하된다. 보다 바람직하게는 400℃ 이상이다.
상기한 바와 같이 하여 얻어지는 소지 강판은, 그 후 용융 아연도금을 행한다. 이에 의해, 소지 강판의 표면에 용융 아연도금이 실시된 용융 아연도금 강판이 얻어진다. 이때의 용융 아연도금층은, 이하에 상술하는 바와 같이, 도금 부착량이 50∼90g/m2 정도, 도금층 중 철 농도가 5% 이하인 것이 바람직하다.
우선, 도금 부착량은 부품으로서 사용될 때의 내식성을 확보하기 위해서 50g/m2 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 60g/m2 이상이다. 도금 부착량의 상한은, 용접성을 저하시키지 않는다는 관점에서, 90g/m2 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 80g/m2 이하이다.
또한, 용융 아연도금층 중의 철 농도는 이하의 이유에 의해 5% 이하인 것이 바람직하다. 냉간 가공 후의 부품 가열 시에는 합금화가 진행되지만, 소지 강판의 단계에서 이미 합금화가 진행되어 있으면, 부품에서는 과잉으로 합금화가 진행되어 내식성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 용융 아연도금층 중의 철 농도가 지나치게 높으면, 냉간 가공 시에 파우더링이라 불리는 도금층이 분말화되는 가공 불량이 발생하기 쉬워진다. 특히, 도금 부착량이 60g/m2 이상이면, 합금화 처리를 실시하면 철의 확산이 도금 표층에 충분히 도달하지 않고 지철과 도금층의 계면에서 철 농도가 높아져, 파우더링이 발생하기 쉬워진다. 이러한 관점에서, 용융 아연도금층 중의 철 농도는 5% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 4% 이하이다.
상기한 바와 같이 하여 얻어지는 용융 아연도금 강판은, 상온까지 냉각한 후에, 필요에 따라 항복 신도를 제거하기 위해서 조질 압연을 실시해도 상관없다.
본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판에서는, 소지 강판 중의 첨가 원소(화학 성분 조성)를 좁은 범위로 한정한 뒤에, 소정의 미크로 조직으로 함으로써, 양호한 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 얻어지는 것으로 된다. 이 중 신장 플랜지성은 구멍 확장 시험(구멍 확장률 λ)으로 평가할 수 있다. 구체적으로는, 본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판은 하기의 특성을 만족한다.
[냉간 가공성]
신도(전체 신도 EL): 18% 이상(바람직하게는 23% 이상, 보다 바람직하게는 25% 이상)
신장 플랜지성(구멍 확장률 λ): 40% 이상(바람직하게는 45% 이상, 보다 바람직하게는 55% 이상).
[표면 성상]
게다가 본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판은 표면 성상도 우수하다. 구체적으로는, 산화-환원법을 적용하기 위한 전용 설비가 없어도, 통상의 환원법을 적용하는 것만으로 비도금 등의 결함을 방지할 수 있다.
[금형 담금질성]
나아가 본 발명의 프레스 성형용 용융 아연도금 강판은 금형 담금질성도 우수하다. 구체적으로는, 금형에 넣은 후, 대략 Ac3점으로부터 200℃까지의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 20∼100℃/s 정도의 저속 냉각이어도, 금형 담금질 후에 1370MPa 이상의 높은 강도를 확보할 수 있다.
이와 같은 본 발명의 도금 강판은 강도도 일정 범위로 안정되기 때문에, 치수 정밀도도 양호한 것으로 된다. 블랭킹이나 천공 가공에 필요한 가공력도 안정되기 때문에, 열간 가공용으로서 사용할 수도 있다.
이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해서 더욱 구체적으로 나타내지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하지 않고, 전·후기의 취지에 비추어 보아 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.
실시예
[실시예 1]
하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강재(강종 A∼D, G)를 용제한 후, 하기의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 산세(酸洗)하여 표층의 스케일을 제거하고, 추가로 냉간 압연(판 두께 1.5mm까지 냉간 압연)한 후, 연속 용융 아연도금 라인에서의 열처리 조건을 열처리 시뮬레이터로 실시했다. 본 실시예에서는, 실제로 도금 처리를 행하고 있지 않기 때문에, 도금 후의 표면 성상의 판정은 행하지 않고 있다.
[열간 압연 조건]
가열 온도: 1200℃
마무리 온도: 890℃
권취 온도: 600℃
마무리 판 두께: 3.0mm(냉간 압연율: 50%)
[연속 소둔 시뮬레이터]
연속 용융 아연도금 라인에서의 열처리 조건을 열처리 시뮬레이터로 재현했다. 소정 온도역(소둔 최고 온도 T: 하기 표 2)으로 10℃/초로 가열 후, 소정 시간 유지(소둔 최고 온도 T에서의 유지 시간)했다. 가열 중의 분위기는 환원성 분위기(비산화성 분위기)로 했다. 그 후, 소둔 최고 온도 T로부터 600℃까지의 온도 범위를 30초만에 냉각하고, 600℃로부터 460℃까지를 15℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하여, 30초간 유지한 후, 실온까지 냉각했다. 이때의 열처리 조건(소둔 조건)을 700∼800℃에서의 유지 시간 t, 및 A값{[(T/100)3.5]×t}과 함께 하기 표 2에 나타낸다. 한편, 표 2에 나타낸 700∼800℃에서의 유지 시간 t는 700℃로부터 소둔 최고 온도 T까지 가열할 때의 가열 시간(승온 시간), 및 소둔 최고 온도 T로부터 700℃ 미만까지 냉각할 때의 냉각 시간도 포함시킨 시간이다(하기 표 5에서도 동일).
Figure pct00001
Figure pct00002
얻어진 시험편에 대하여, 소지 강판의 미크로 조직을 관찰함과 더불어, 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 하기의 방법으로 실시하여, 기계적 특성(항복점 YP, 인장 강도 TS, 전체 신도 EL, 구멍 확장률 λ)을 조사했다. 또한, 하기의 조건에서 담금질(열처리 시험)한 후의 강도(인장 강도 TS)에 대해서도 조사했다.
[미크로 조직 관찰]
크기 20×20(mm)의 강판 샘플을 채취하여, 판 두께의 1/4부에 존재하는 각 미크로 조직을 이하와 같이 하여 관찰했다.
펄라이트 및 시멘타이트는 피르크산으로 부식시킨 후, SEM(배율 3000배)으로, 각각에 대하여 임의의 200개의 장직경(최대 직경)을 측정했다. 각각의 평균값을 산출하여, 펄라이트 및 시멘타이트의 평균 최대 입경으로 했다.
페라이트는 나이탈로 부식시킨 후, SEM(배율 1000배)으로 조직을 동정하고, 절단법에 의해, 페라이트의 판 두께 방향의 입경(장직경) 및 압연 방향의 입경(단직경)을 측정하고, 그들의 비(종횡비)를 구했다. 상기 측정은 합계 5시야 행하고, 그의 평균을 평균 종횡비로 했다.
베이나이트 및 마텐자이트의 면적률은 나이탈로 부식시킨 후, SEM(배율 1000배)으로 5시야 관찰하고 화상 해석을 행하여, 그의 평균을 구했다.
[인장 시험]
JIS 5호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험에 의해서, 압연 방향과 수직인 방향으로 인장하고, 기계적 특성(항복점 YP, 인장 강도 TS, 전체 신도 EL)을 측정했다. 냉간 가공성의 합격 기준은 전체 신도 EL: 18% 이상이다.
[구멍 확장 시험]
일본 철강 연맹 규격 JFST1001에 준하여 구멍 확장 시험을 실시했다. 냉간 가공성의 합격 기준은 구멍 확장률 λ: 40% 이상이다.
[열처리 시험]
열처리 후(담금질 후)의 강도를 평가하기 위해서, 소정 사이즈(250mm×140mm)의 소(小)시험판(절판(切板))을 하기의 조건에서 열처리했다. 즉, 노온 900℃로 유지된 가열로에서 절판을 5분간 가열하여, 판 온도를 약 4분만에 900℃에 도달시켰다. 5분 경과 후, 절판을 가열로로부터 취출하여, 즉시 금형으로 협지해서 냉각했다. 이때의 냉각 속도는 900℃로부터 200℃까지의 온도 범위에서 평균 냉각 속도가 20℃/초이다. 상온 도달 후, 인장 시험편을 채취하여, 인장 강도 TS를 측정했다. 담금질 후의 인장 강도 TS의 합격 기준은 1370MPa 이상이며, 이 요건을 만족하는 것을 금형 담금질성이 우수하다고 평가했다.
이들 결과를 하기 표 3에 나타낸다. 한편, 표 3에 있어서, 기타 조직 비율이란, 페라이트와 시멘타이트 및/또는 펄라이트 이외의 조직을 의미한다. 또한, 기타 조직 비율이 「0」인 것은, 페라이트와 시멘타이트 및/또는 펄라이트의 합계 면적률이 100%인 것을 의미한다(하기 표 6에서도 동일).
Figure pct00003
이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다.
우선 강종 A는 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하는 강재이며, 소정의 열처리 조건을 실시함으로써 우수한 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)과 우수한 금형 담금질성(담금질 후의 높은 인장 강도 TS)이 얻어진다는 것을 알 수 있다(시험 No. 1, 2).
그러나, 동일한 강종 A를 이용해도, 소둔 최고 온도 T가 높고, 상기 A값이 큰 시험 No. 3에서는, 베이나이트나 마텐자이트가 다량으로 생성되고, 원하는 미세 시멘타이트/미세 펄라이트가 얻어지지 않았다. 표 3 중, 「시멘타이트 또는 펄라이트의 평균 최대 입경」란이 「-」인 것은 이들 조직이 얻어지지 않은 것을 의미한다. 그 결과, 양호한 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 얻어지지 않았다.
강종 B는 Si 및 Al의 함유량이 많고, Mn 및 B의 함유량이 부족한 예이며, 표 2에 나타내는 바와 같이 소둔 조건을 적절히 제어해도 담금질 후의 인장 강도 TS가 부족했다(시험 No. 4). 표 3 중, 「구멍 확장률 λ」란이 「-」인 것은 시험을 행하지 않았던 것을 의미한다.
강종 C는 Si 함유량이 많고, Ti 함유량이 부족한 예이다. Ti량의 부족에 의해 N을 고정할 수 없기 때문에, B가 N과 결합되고, 담금질 후의 인장 강도 TS가 부족했다(시험 No. 5).
강종 D는 C 함유량이 부족하고, Si 함유량이 많은 예이며, 담금질 후의 인장 강도 TS가 부족했다(시험 No. 6).
강종 G는 Mn 함유량이 많은 예이며, 표 2에 나타내는 바와 같이 소둔 조건을 적절히 제어해도 베이나이트나 마텐자이트가 다량으로 생성되고, 원하는 미세 시멘타이트/미세 펄라이트가 얻어지지 않았다. 그 결과, 신도가 저하되었다.
[실시예 2]
하기 표 4의 화학 성분 조성을 갖는 강재(강종 E, F)를 이용해 연속 주조에 의해 슬래브를 제조하여, 하기의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 산세하여 표층의 스케일을 제거하고, 추가로 냉간 압연(판 두께 1.5mm까지 냉간 압연)한 후, 연속 용융 아연도금 라인으로 소정의 열처리(소둔 조건)를 실시하여, 용융 아연도금을 실시했다.
Figure pct00004
[열간 압연 조건]
가열 온도: 1220℃
마무리 온도: 870℃
권취 온도: 600℃
마무리 두께: 3.0mm(냉간 압연율 50%)
[용융 아연도금 라인]
가열 속도: 15℃/초로 소정 온도역까지 가열(소둔 최고 온도 T: 하기 표 5)한 후, 소정 시간 유지(소둔 최고 온도 T에서의 유지 시간)했다. 가열 중의 분위기는 환원성 분위기[비산화성 분위기(질소+수소의 혼합 분위기)]로 했다. 그 후, 소둔 최고 온도 T로부터 600℃까지의 온도 범위를 20초만에 냉각하고, 더욱이 600℃로부터 460℃까지를 20℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각하여, 460℃의 온도에서 등온 유지한 후, 도금욕에 침지했다. 도금욕 중의 Al 농도는 0.2%로 하고, 도금 부착량(평량)의 목표값은 70g/m2로 했다. 합금화 처리는 실시하지 않았다. 형성된 도금층 중의 철 농도는 1% 이하였다. 이때의 열처리 조건(소둔 조건)을 700∼800℃에서의 유지 시간 t, 및 A값{[(T/100)3.5]×t}과 함께 하기 표 5에 나타낸다.
Figure pct00005
얻어진 시험편에 대하여, 소지 강판의 미크로 조직의 관찰, 인장 시험 및 구멍 확장 시험을 실시예 1과 마찬가지로 실시하여, 기계적 특성(항복점 YP, 인장 강도 TS, 전체 신도 EL, 구멍 확장률 λ)을 조사했다. 또한, 실시예 1과 마찬가지로 하여 담금질(열처리 시험)한 후의 강도(인장 강도 TS)에 대해서도 조사했다. 추가로, 도금 외관을 하기의 방법에 의해서 평가했다.
[도금 외관 평가 방법]
도금 라인의 출측(出側) 검사대에서, 도금 불량의 유무를 육안에 의해서 관찰했다. 이때, 강판 길이 200m당 표면 결함이 제로인 경우를 양호(○), 표면 결함이 1∼4개인 경우를 약간 불량(△), 표면 결함이 5개 이상인 경우를 불량(×)이라고 평가했다.
이들의 결과를 하기 표 6에 나타낸다.
Figure pct00006
이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 시험 No. 10∼15는 본 발명에서 규정하는 강종 E를 이용하여, 소정의 열처리 조건에서 제조한 실시예이며, 우수한 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)과 우수한 금형 담금질성(담금질 후의 높은 인장 강도 TS)이 얻어지고 있고, 도금 외관(표면 성상)도 양호했다.
이에 비하여, 시험 No. 8, 9, 16∼20은 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건을 만족시키지 않는 비교예이며, 어느 것인가의 특성이 열화되었다.
우선, 시험 No. 8, 9는 본 발명에서 규정하는 강종 E를 이용했지만, 소둔 최고 온도 T가 본 발명에서 규정하는 온도보다도 낮다(따라서, A값은 제로). 그 때문에, 원하는 조직(등축상 페라이트와 미세 시멘타이트/미세 펄라이트)이 얻어지지 않고, 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 불충분하다. 한편, 상기 예에서는 시멘타이트는 거의 생성되지 않았다. 또한, 소둔 중의 표면의 환원이 불충분하기 때문에, 미소한 비도금부가 산발적으로 확인되어, 양호한 도금 외관(표면 성상)이 얻어지지 않았다.
시험 No. 16도 본 발명에서 규정하는 강종 E를 이용했지만, A값이 크기 때문에, 소둔 중에 다량의 오스테나이트가 생성되고, 그 후의 냉각 과정에서 베이나이트나 마텐자이트가 생성되었다. 그 결과, 담금질 전의 인장 강도 TS가 높아져, 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 저하되었다.
시험 No. 17도 본 발명에서 규정하는 강종 E를 이용했지만, 700∼800℃에서의 유지 시간 t가 부족하고, A값도 작은 예이다. 그 때문에, 페라이트의 평균 종횡비가 4.0을 초과하고 있고, 또한 시멘타이트/펄라이트의 평균 최대 입경이 20㎛를 초과하고 있기 때문에, 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 저하되었다. 한편, 상기 예에서는 시멘타이트는 거의 생성되지 않았다.
시험 No. 18은 본 발명에서 규정하는 강종 E를 이용하고, 소둔 최고 온도 T 및 700∼800℃에서의 유지 시간 t도 본 발명에서 규정하는 범위 내이지만, A값이 15000 미만으로 작다. 그 때문에, 페라이트의 평균 종횡비가 4.0을 초과하고 있고, 냉간 가공성(신도 및 신장 플랜지성)이 저하되었다.
시험 No. 19, 20은 Si 함유량이 본 발명에서 규정하는 양보다도 많은 강종 F를 이용한 예이다. 그 때문에, 담금질 후의 인장 강도 TS는 확보되었지만, 직경 1∼3mm 정도의 비도금이 산발적으로 발생하여, 도금 외관이 극히 나쁜 상태로 되었다.
참고를 위해, 시험 No. 14의 강판(발명예)에서의 미크로 조직을 도 1(도면 대용 광학 현미경 사진)에 나타낸다(사진의 가로폭은 모두 80㎛). 또한, 시험 No. 20의 강판(비교예)에서의 미크로 조직을 도 2(도면 대용 광학 현미경 사진)에 나타낸다.
본원은 2012년 3월 30일에 출원된 일본 특허출원 제2012-83009호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2012년 3월 30일에 출원된 일본 특허출원 제2012-83009호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

Claims (2)

  1. 소지 강판 표면에 용융 아연도금층이 형성된 프레스 성형용 용융 아연도금 강판으로서, 상기 소지 강판은,
    C: 0.20∼0.24%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일),
    Si: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음),
    Mn: 1.20∼1.5%,
    P: 0.02% 이하(0%를 포함하지 않음),
    S: 0.002% 이하(0%를 포함하지 않음),
    Cr: 0.21∼0.5%,
    Ti: 0.02∼0.05%,
    sol. Al: 0.02∼0.06% 및
    B: 0.001∼0.005%를 각각 함유하고,
    잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    평균 종횡비가 4.0 이하인 등축상 페라이트와, 평균 최대 입경이 20㎛ 이하인 시멘타이트 및/또는 펄라이트로 구성되는 조직인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판.
  2. 제 1 항에 기재된 화학 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1150∼1300℃로 가열한 후, 마무리 온도가 850∼950℃로 되도록 열간 압연을 행하고, 550∼700℃의 온도 범위에서 권취하고, 그 후 압하율: 30∼70%로 냉간 압연을 실시하고, 소둔 최고 온도: 700∼800℃, 700∼800℃에서의 유지 시간: 10초 이상 600초 이하이고, 또한 하기 (1)식을 만족하는 조건에서 소둔을 행하고, 추가로 500℃ 이하까지 냉각하여 용융 아연도금을 행하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판의 제조 방법.
    15000≤[(T/100)3.5]×t≤100000 …(1)
    단, T: 소둔 최고 온도(℃), t: 700∼800℃에서의 유지 시간(초)
KR1020147029734A 2012-03-30 2013-03-28 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법 KR20140139057A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012083009 2012-03-30
JPJP-P-2012-083009 2012-03-30
PCT/JP2013/059407 WO2013147098A1 (ja) 2012-03-30 2013-03-28 冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167017249A Division KR101657931B1 (ko) 2012-03-30 2013-03-28 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20140139057A true KR20140139057A (ko) 2014-12-04

Family

ID=49260341

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147029734A KR20140139057A (ko) 2012-03-30 2013-03-28 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법
KR1020167017249A KR101657931B1 (ko) 2012-03-30 2013-03-28 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167017249A KR101657931B1 (ko) 2012-03-30 2013-03-28 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9605335B2 (ko)
EP (1) EP2832884B1 (ko)
JP (1) JP5965344B2 (ko)
KR (2) KR20140139057A (ko)
CN (1) CN104169452B (ko)
CA (1) CA2868956C (ko)
WO (1) WO2013147098A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10808293B2 (en) 2015-07-15 2020-10-20 Ak Steel Properties, Inc. High formability dual phase steel
JP2017155329A (ja) * 2016-02-29 2017-09-07 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板及びその製造方法
KR102220940B1 (ko) * 2016-08-05 2021-02-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
CN100434564C (zh) 2001-10-23 2008-11-19 住友金属工业株式会社 热压成型方法,其电镀钢材及其制备方法
JP3582512B2 (ja) 2001-11-07 2004-10-27 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板およびその製造方法
JP3821036B2 (ja) * 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3885763B2 (ja) 2003-04-25 2007-02-28 住友金属工業株式会社 焼入用溶融亜鉛系めっき鋼板とその製造方法及び用途
WO2005021821A1 (de) 2003-07-29 2005-03-10 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum herstellen von gehärteten bauteilen aus stahlblech
JP4513701B2 (ja) 2005-09-15 2010-07-28 住友金属工業株式会社 急速加熱焼入れ用鋼板とその製造方法
DE112006003169B4 (de) * 2005-12-01 2013-03-21 Posco Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung
JP4967360B2 (ja) * 2006-02-08 2012-07-04 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法
JP5076347B2 (ja) * 2006-03-31 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2007270331A (ja) * 2006-03-31 2007-10-18 Jfe Steel Kk ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP4725415B2 (ja) 2006-05-23 2011-07-13 住友金属工業株式会社 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
JP5126844B2 (ja) 2008-08-19 2013-01-23 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
EA022687B1 (ru) 2010-02-26 2016-02-29 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Термообработанный стальной материал, способ его получения и базовый стальной материал для него
JP5440371B2 (ja) * 2010-05-12 2014-03-12 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN104169452A (zh) 2014-11-26
JP2013227672A (ja) 2013-11-07
US9605335B2 (en) 2017-03-28
CA2868956A1 (en) 2013-10-03
KR101657931B1 (ko) 2016-09-19
CN104169452B (zh) 2016-08-17
CA2868956C (en) 2020-04-14
EP2832884A4 (en) 2016-02-17
EP2832884B1 (en) 2019-08-14
WO2013147098A1 (ja) 2013-10-03
EP2832884A1 (en) 2015-02-04
US20150044502A1 (en) 2015-02-12
KR20160082266A (ko) 2016-07-08
JP5965344B2 (ja) 2016-08-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3214196B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
KR101915917B1 (ko) 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법
EP3214197B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
KR101930186B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101913053B1 (ko) 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법
JP5240421B1 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2757169B1 (en) High-strength steel sheet having excellent workability and method for producing same
EP3216887B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP2762582B1 (en) High-strength galvannealed steel sheet of high bake hardenability, high-strength alloyed galvannealed steel sheet, and method for manufacturing same
EP3543364B1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
EP3447160A1 (en) Steel plate, plated steel plate, and production method therefor
JP4837604B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2018151023A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP3447159B1 (en) Steel plate, plated steel plate, and production method therefor
WO2018043474A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP3705592A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength plated steel sheet, and production methods therefor
EP3498876B1 (en) Cold-rolled high-strength steel sheet, and production method therefor
EP2740813B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
EP3543365B1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
KR101657931B1 (ko) 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
J201 Request for trial against refusal decision
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL NUMBER: 2016101003794; TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20160627

Effective date: 20180731