KR20150119362A

KR20150119362A - 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150119362A
Application number: KR1020157025433A
Authority: KR
Inventors: 히데타카 가와베; 다케시 요코타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-03-28
Filing date: 2014-03-26
Publication date: 2015-10-23
Also published as: EP2980245A1; EP2980245A4; US10100394B2; JP5867436B2; CN105102655B; WO2014156141A1; MX2015013579A; CN105102655A; US20160047025A1; JP2014189870A; EP2980245B1

Abstract

고가의 합금 원소를 적극적으로 함유하지 않는 성분계에서, 우수한 연신율, 굽힘성, 신장 플랜지성을 갖는 가공성이 우수한 인장 강도 900 ㎫ 이상의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는다. 질량％ 로, C : 0.14 ∼ 0.24 ％, Si : 0.8 ∼ 1.8 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.0040 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 30 ∼ 70 ％, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 20 ∼ 40 ％, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 1 ∼ 5 ％, 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 2 ∼ 20 ％ 이고, 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.

Description

고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH ALLOYED MOLTEN-ZINC-PLATED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 자동차 부품 등에 사용하기에 바람직한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 고가의 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 원소를 적극적으로 첨가하지 않고, 인장 강도 (TS) : 900 ㎫ 이상을 달성하고, 우수한 연신율, 굽힘성 및 신장 플랜지성을 갖는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차용 부재는 복잡한 형상의 것이 많아, 가공성의 하나의 지표인 연신율 (El) 이나 굽힘성, 또한 신장 플랜지성 (구멍 확장성라고도 한다) 도 우수한 재료가 필요시된다. 또, TS 900 ㎫ 급 이상으로 고강도화하는 경우, 강도 확보의 관점에서 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 매우 고가의 희소 원소를 적극적으로 첨가하는 경우가 있다.

여기서, 연신율과 신장 플랜지성의 쌍방이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 기술이 몇 가지 제안되어 있다. 예를 들어 특허문헌 1 에는, 질량％ 로 C : 0.12 ∼ 0.3 ％, Si : 0.1 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), Mn : 2.0 ∼ 3.5 ％, P : 0.05 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), S : 0.05 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다), Al : 0.005 ∼ 0.1 ％, 및 N : 0.015 ％ 이하 (0 ％ 를 포함하지 않는다) 를 만족하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로서, 금속 조직이, 베이나이트를 모상 조직으로 하는 것이고, 전체 조직에 대한 비율로, 페라이트의 면적률 : 3 ∼ 20 ％, 및 마텐자이트의 면적률 : 10 ∼ 35 ％ 를 만족하는 것을 특징으로 하는, 인장 강도가 980 ㎫ 이상인 가공성이 우수한 고항복비 고강도의 합금화 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 2 에는, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.20 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 0.01 ∼ 3 ％, P : 0.0010 ∼ 0.1 ％, S : 0.0010 ∼ 0.05 ％, Al : 0.3 ∼ 2.0 ％, Mo : 0.01 ∼ 5.0 ％ 를 함유하고, 또한, Ti : 0.001 ∼ 0.5 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.5 ％, B : 0.0001 ∼ 0.0050 ％, Cr : 0.01 ∼ 5 ％ 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마이크로 조직이, 면적률로 30 ％ 이상의 페라이트를 함유하고, 인장 강도가 850 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 구멍 확장성 및 연성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 3 에는, 질량％ 로, C : 0.10 ∼ 0.50 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, Si : 0.005 ∼ 2.5 ％, Al : 0.005 ∼ 2.5 ％ 를 함유하고, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, N : 0.006 ％ 이하로 제한하고, 상기 Si 와 Al 의 총합을 Si ＋ Al ≥ 0.8 ％ 로 하고, 마이크로 조직이, 면적률로 10 ∼ 75 ％ 의 페라이트, 2 ∼ 30 ％ 의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 당해 잔류 오스테나이트 중의 C 량이 0.8 ∼ 1.0 ％ 인 것을 특징으로 하는 연성 및 내식성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2011-214101호 일본 공개특허공보 2010-43360호 일본 공개특허공보 2011-168816호

특허문헌 1 에 개시되는 강판은, 조직이 페라이트상 및 마텐자이트상을 함유하고 베이나이트상을 모상으로 하는 것으로, 연신율이 충분하다고는 할 수 없었다. 특허문헌 2 에 개시되는 강판은, Mo 와 같은 고가의 원소를 함유하고, 또한 조직이 면적률로 30 ％ 이상인 페라이트를 함유하는 것이지만, 연신율이 충분하다고는 할 수 없었다.

이에 반해, 특허문헌 3 에 개시되는 강판에서는, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성 (transformation induced plasticity) 에 주목하여, 잔류 오스테나이트상의 면적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C 량을 제어함으로써, 높은 연신율을 달성하고 있다. 그러나, 그 실시예를 참조하면, C : 0.25 ∼ 0.28 ％ 이고 TS : 778.2 ∼ 1043.7 ㎫ 의 강판을 얻는 것이 개시되어 있을 뿐이어서, 특허문헌 3 의 기술로 C 량이 0.25 ％ 를 하회하는 경우에 TS : 900 ㎫ 이상의 강판을 안정적으로 얻을 수 있는지의 여부는 불명확하다. 또한, C 량을 0.25 ％ 이상 함유하는 강판에서는, 스포트 용접에 있어서 충분한 이음매 강도가 얻어지지 않을 우려가 있다.

본 발명은 고가의 합금 원소인 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등을 적극적으로 함유하지 않는 성분계에 있어서, 상기 문제를 해결하여, 우수한 연신율 및 굽힘성을 갖고, 신장 플랜지성도 우수한 가공성이 우수한 인장 강도 (TS) 900 ㎫ 이상의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구하였다. 그 결과, 하기 a) 및 b) 에 의해, 상기한 바와 같은 고가의 희소 금속의 함유량이 적어도, 연신율 및 굽힘성이 매우 우수하고, 또 신장 플랜지성도 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것을 알아내었다.

a) 용접성, 성형성의 관점에서 C 함유량을 0.24 ％ 이하로 하는 것.

b) 금속 조직을 페라이트상과 베이나이트상, 템퍼드 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상 및 마텐자이트상으로 하여 이들 상의 면적 비율을 소정의 범위로 제어하고, 또한 시멘타이트와 펄라이트상의 면적 비율을 소정의 범위 이하로 규제하는 것.

본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 하기와 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.14 ∼ 0.24 ％, Si : 0.8 ∼ 1.8 ％, Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.0040 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.1 ％, N : 0.01 ％ 이하, Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 30 ∼ 70 ％, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 20 ∼ 40 ％, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 1 ∼ 5 ％, 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 2 ∼ 20 ％ 이고, 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제공한다.

(2) 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세한 후, 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열하는 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/초로 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각시키고, 그 냉각을 정지 후, 계속해서 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하고, 그 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 열처리를 실시하는 방법에 의해 제조할 수 있다.

(3) 본 발명의 방법에서는, 추가로, 상기 산세 후, 상기 냉간 압연 전에 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면, 상기한 바와 같은 고가의 원소를 적극적으로 첨가하지 않고, 연신율 및 굽힘성이 우수하고, 또 신장 플랜지성도 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 그리고, 본 발명에 의해 얻어지는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 엄격한 형상으로 프레스 성형되는 자동차 부품으로서 바람직하다.

본 발명자들은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 연신율 및 굽힘성의 향상에 관하여 예의 검토하였다. 그 결과, C 량이 비교적 적고, Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 와 같은 고가의 원소를 함유하지 않는 성분 조성이어도, 소정의 조직으로 함으로써, 연신율 및 굽힘성의 향상이 현저해지는 것을 알아내었다. 즉, 본 발명에 있어서는, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 30 ∼ 70 ％, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 20 ∼ 40 ％, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 1 ∼ 5 ％, 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 2 ∼ 20 ％ 이고, 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ％ 이하인 조직으로 한다. 이하에, 본 발명의 상세에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명의 성분 조성에 대하여 설명한다. 또한, 각 원소의 함유량의 단위는 모두 질량％ 이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히 ％ 로 나타낸다.

C : 0.14 ∼ 0.24 ％

C 는 오스테나이트 안정화 원소로, 잔류 오스테나이트상의 생성에 영향을 미쳐 균일 연신율의 향상에 기여하고, 또, 템퍼드 마텐자이트상, 마텐자이트상의 면적 비율, 경도에 영향을 미쳐 강도에 기여하는 원소이다. C 량이 0.14 ％ 미만에서는 페라이트상이 과도하게 생성되어, 인장 강도의 확보가 곤란해지고, 또 원하는 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않아, 우수한 연신율의 확보가 곤란해진다. 따라서, C 량은 0.14 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 C 량은 0.16 ％ 이상이다. 한편, C 량이 0.24 ％ 를 초과하면 용접성이 현저히 열화되고, 또 마텐자이트상이 과도하게 경질화되어 인장 강도가 지나치게 높아져, 우수한 연신율 및 굽힘성의 확보가 곤란해진다. 따라서, C 량은 0.24 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 C 량은 0.22 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.21 ％ 이하이다. 따라서 C 량은 0.14 ％ 이상 0.24 ％ 이하의 범위로 한다. 용접성의 관점에서 바람직하게는 0.16 ％ 이상 0.22 ％ 이하의 범위이다. 보다 바람직한 범위는 0.16 ％ 이상 0.21 ％ 이하의 범위이다.

Si : 0.8 ∼ 1.8 ％

Si 는 고용 강화에 의한 강의 강화에 유효하고, 또 잔류 오스테나이트상의 생성에 영향을 미쳐 균일 연신율의 향상에 기여하여, 강도와 연신율의 밸런스 (TS-El 밸런스) 를 향상시키는 원소이다. Si 량이 0.8 ％ 미만에서는, 이와 같은 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, Si 량은 0.8 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 Si 량은 0.12 ％ 이상이다. 한편, Si 량이 1.8 ％ 를 초과하면 표면에 농화되는 Si 량이 증가하여, 무도금이 발생한다. 따라서, Si 량은 1.8 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Si 량은 1.6 ％ 이하이다. 따라서 Si 량은 0.8 ％ 이상 1.8 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 1.2 ％ 이상 1.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.2 ％ 이상 1.6 ％ 이하의 범위이다.

Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％

Mn 은 오스테나이트 안정화 원소로, 최종적으로 얻어지는 템퍼드 마텐자이트상 및 마텐자이트상을 원하는 양 생성시켜 강도에 기여하는 원소이다. 상기 작용을 얻으려면 Mn 량은 1.0 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 Mn 량은 1.5 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.7 ％ 이상이다. 한편, Mn 량이 3.0 ％ 를 초과하면 퀀칭성이 과도하게 향상되어, 원하는 페라이트상과 베이나이트상이 얻어지지 않고, 템퍼드 마텐자이트상 및 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하여, 과도하게 경질화되어 우수한 연신율을 확보하는 것이 곤란해진다. 따라서, Mn 량은 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Mn 량은 2.5 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 2.3 ％ 이하이다. 따라서 Mn 량은 1.0 ％ 이상 3.0 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.7 ％ 이상 2.3 ％ 이하의 범위이다.

P : 0.020 ％ 이하

P 는 용접성에 악영향을 미치는 원소로, P 량은 적은 편이 바람직하다. 특히 P 량은 0.020 ％ 를 초과하면 용접성의 열화가 현저해지지만, 0.020 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서 P 량의 범위는 0.020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 P 량은 0.010 ％ 미만이다. 한편, 과도하게 저감되면 제강 공정에서의 생산 능률이 저하되어, 고비용이 되기 때문에, P 량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, P 량의 범위는 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 용접성을 고려하면, 보다 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 미만의 범위이다.

S : 0.0040 ％ 이하

S 는 개재물로서 강 중에 존재하며, 개재물 균열의 기점이 되기 때문에, S 량은 적은 편이 바람직하다. 특히 S 량이 0.0040 ％ 를 초과하면 우수한 연신율이 얻어지지 않고, 특히 굽힘성의 저하가 현저해지지만, 0.0040 ％ 까지는 허용할 수 있다. 따라서 S 량의 범위는 0.0040 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 S 량은 0.0020 ％ 이하이다. 한편, 과도한 저감은 공업적으로 곤란하며, 제강 공정에 있어서의 탈황 비용의 증가, 생산성의 저하를 수반하기 때문에, S 량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, S 량의 범위는 0.0001 ％ 이상 0.0040 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0020 ％ 이하의 범위이다.

Al : 0.01 ∼ 0.1 ％

Al 은 강의 탈산제로서 첨가되며, 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 바람직하게는 Al 량은 0.02 ％ 이상이다. 한편, 0.1 ％ 를 초과하여 첨가하면, 알루미나 등의 강판 표층부에 있어서의 개재물이 증가하여, 굽힘성이 저하된다. 따라서, Al 량은 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Al 량은 0.08 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다. 따라서, Al 량은 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.08 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.06 ％ 이하의 범위이다.

N : 0.01 ％ 이하

N 은 시효성에 영향을 미치는 원소로, N 량은 낮은 편이 바람직하다. 특히 N 량이 0.01 ％ 를 초과하면 왜곡 시효가 현저해지기 때문에, N 량의 범위는 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 N 량은 0.0060 ％ 이하이다. 한편, 과도한 저감은 제강 공정에 있어서의 탈질 비용의 증가를 수반하고, 생산성의 저하를 수반하기 때문에, N 량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, N 량의 바람직한 범위는 0.0001 ％ 이상 0.01 ％ 이하로 한다. 보다 바람직한 범위는, 0.0001 ％ 이상 0.0060 ％ 이하이다.

Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％

Ca 는 변형시의 균열의 기점이 되는 황화물의 형상을 판상으로부터 구상화하여, 국부 변형능의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca 량은 0.0001 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 0.0020 ％ 를 초과하여 첨가하면, Ca 개재물이 과도하게 증가하여, 개재물 균열의 기점이 되어 연신율이나 굽힘성이 저하된다. 따라서, Ca 량은 0.0020 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 Ca 량은 0.0010 ％ 이하이다. 따라서, Ca 량은 0.0001 ％ 이상 0.0020 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0001 ％ 이상 0.0010 ％ 이하의 범위이다.

또한, 본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피 불순물이다. 단, 본 발명의 효과를 저해하지 않는 범위 내이면, 상기 이외의 성분을 거부하는 것은 아니다.

고가의 합금 원소를 적극적으로 함유하지 않는다는 본 발명의 목적에서는, Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 는 함유하지 않는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어어 중요한 요건의 하나인 강 조직의 한정 범위 및 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.

페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 30 ∼ 70 ％

페라이트상 및 미세한 시멘타이트와 페라이트상으로 구성되는 베이나이트상은 마텐자이트상보다 연질이어서 연신율 및 굽힘성에 기여한다. 원하는 연신율 및 굽힘성을 얻으려면 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율을 30 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율이 30 ％ 에 못 미치는 경우, 경질인 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하여, 과도하게 고강도화되어, 낮은 연신율, 낮은 굽힘성밖에 얻어지지 않는다. 바람직하게는 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율은 45 ％ 이상이다. 한편으로, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율이 70 ％ 를 초과하면, 인장 강도 900 ㎫ 이상의 확보가 곤란해진다. 또 연신율에 기여하는 잔류 오스테나이트상을 소정량 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율은 70 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율은 65 ％ 이하이다. 따라서, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율은 30 ％ 이상 70 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직한 범위는 45 ％ 이상 65 ％ 이하이다.

템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 20 ∼ 40 ％

템퍼드 마텐자이트상은, 강도에 기여함과 동시에, 템퍼링 전의 경질인 마텐자이트상에 비해 연신율 및 굽힘성에 대한 악영향이 적다. 템퍼드 마텐자이트상은, 고강도화시에 우수한 연신율 및 굽힘성을 확보하여 높은 TS-El 밸런스, 구체적으로는 TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 를 얻는 데에 유효하다. 상기 작용을 얻으려면, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율을 20 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 25 ％ 이상이다. 그러나, 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 40 ％ 를 초과하면, 연신율에 기여하는 잔류 오스테나이트상을 소정량 확보하는 것이 곤란해져, TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 를 확보할 수 없다. 이 때문에, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 40 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은 35 ％ 이하이다. 따라서 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율은 20 ％ 이상 40 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직한 범위는 25 ％ 이상 35 ％ 이하이다.

잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 1 ∼ 5 ％

잔류 오스테나이트상은 왜곡 유기 변태 (strain induced transformation), 즉 재료가 변형되는 경우에 왜곡된 부분이 마텐자이트상으로 변태됨으로써 변형부가 경질화되어, 왜곡의 집중을 방지함으로써 균일 연신율을 향상시키는 효과가 있다. 높은 균일 연신율을 얻고, 원하는 우수한 연신율 (전체 연신율) 을 얻으려면 1 ％ 이상의 잔류 오스테나이트상을 함유시키는 것이 필요하다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 1 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 2 ％ 이상이다. 그러나 잔류 오스테나이트상은 C 농도가 높아 경질이다. 잔류 오스테나이트상이 강판 중에 5 ％ 를 초과하여 과도하게 존재하면, 국소적으로 경질인 부분이 존재하게 된다. 이 때문에, 재료의 변형시에 강판 표층의 경질인 도금층에서 균열이 발생하면, 강판 내부로의 균열 전파가 진행되기 쉬워, 우수한 굽힘성을 갖는 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율은 4 ％ 이하이다. 따라서, 잔류 오스테나이트상의 면적 비율은 1 ％ 이상 5 ％ 이하로 한다.

마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 2 ∼ 20 ％

전위 밀도가 높고 경질인 마텐자이트상은, 전위 밀도가 낮은 템퍼링된 연질인 마텐자이트상과는 명확하게 구별된다. 즉, 본 발명에서 말하는 마텐자이트상에는, 템퍼드 마텐자이트상은 포함되지 않는다. 경질인 마텐자이트상은 인장 강도에 크게 기여하여, 900 ㎫ 이상의 TS 를 확보하기 위해 마텐자이트상의 면적 비율은 2 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 마텐자이트상의 면적 비율은 5 ％ 이상이다. 그러나, 마텐자이트상의 면적 비율이 과도하게 많은 경우에는 과도하게 고강도화되어, 연신율 및 굽힘성이 저하되기 때문에, 마텐자이트상의 면적 비율은 20 ％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 마텐자이트상의 면적 비율은 15 ％ 이하이다. 마텐자이트상의 면적 비율을 2 ％ 이상 20 ％ 이하로 함으로써, 양호한 연신율 및 굽힘성이 얻어진다. 바람직하게는 마텐자이트상의 면적 비율은 2 ％ 이상 15 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 5 ％ 이상 15 ％ 이하의 범위이다.

시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율 : 10 ％ 이하

시멘타이트 및 시멘타이트가 층상으로 존재하는 펄라이트상은 경질이며, 재료의 변형시의 균열의 기점이 되어, 우수한 연신율 및 굽힘성을 얻기에는 적은 편이 바람직하다. 특히 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ％ 를 초과하면 연신율 및 굽힘성이 크게 저하되지만, 10 ％ 정도까지이면 허용할 수 있다. 따라서 양호한 연신율 및 굽힘성을 얻으려면 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 면적 비율을 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 5 ％ 이하이다. 또한, 시멘타이트 및 펄라이트상은 조직 중에 존재하지 않아도 문제 없다.

또, 본 발명의 강판은 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 (GA) 이며, 상기한 성분 조성, 조직을 갖는 고강도 강판의 표면에 합금화 용융 아연 도금 피막을 갖는다. 합금화 용융 아연 도금 피막의 부착량으로는, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 편면당 30 g/㎡ ∼ 90 g/㎡ 의 양면 도금 혹은 편면 도금으로 하는 것이 바람직하고, 또, 도금층 중의 Fe 함유율은, 8 ∼ 14 질량％ 로 하는 것이 바람직하다.

다음으로 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 상기한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세한 후, 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열 후 냉각시키는 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/초로 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각시키고, 그 냉각을 정지 후, 계속해서 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하고, 그 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 열처리를 실시함으로써 본 발명의 목적으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진다. 본 발명의 방법에 있어서, 상기 산세 후, 상기 냉간 압연 전에 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 또, 얻어진 합금화 용융 아연 도금 강판에 스킨 패스 압연 (temper rolling) 을 실시해도 된다.

이하, 제조 조건의 한정 범위 및 한정 이유를 상세하게 설명한다.

본 발명에 있어서, 강 슬래브의 제조에는 특별히 제한은 없으며, 박 슬래브 주조나 조괴 등에 의해 제조해도 상관없다. 특히 편석을 경감시키기 위해서는 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다.

열간 압연에 관해서도 특별히 제한은 없으며, 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다. 또한, 열간 압연시의 가열 온도는, 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 스케일 생성의 경감, 연료원 단위의 저감의 관점에서 상한은 1300 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또, 열간 압연의 마무리 온도 (마무리 압연 출측 온도) 는, 페라이트상과 펄라이트상의 층상 조직의 생성을 회피하기 위해, 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또 스케일 생성의 경감, 결정 입경 조대화의 억제에 의한 조직의 미세 균일화의 관점에서는, 열간 압연의 마무리 온도의 상한은 950 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 종료 후의 권취 온도는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서, 450 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 600 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 권취 온도는 450 ∼ 600 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

권취 후의 강판에는, 통상적인 방법에 따라 산세를 실시하고, 이어서 원하는 판 두께까지 냉간 압연을 실시한다. 산세의 조건에 대해서는, 특별히 제한은 없으며, 염산에서의 산세 등, 종래 공지된 방법에 따라 실시하면 된다. 냉간 압연에 대해서도 특별히 제한은 없으며, 종래 공지된 방법에 따라 실시하면 된다. 또한, 냉간 압연의 압하율은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또, 60 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은, 30 ∼ 60 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연 후의 강판에 대하여, 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열 후 냉각시키는 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/초로 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각시키고, 그 냉각을 정지 후, 계속해서 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하고, 그 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 열처리를 실시한다.

냉간 압연 후 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열 후 냉각

냉간 압연 후의 강판 (냉연판) 에는 열처리 (어닐링) 를 실시한다. 이 열처리 온도가 800 ℃ 미만에서는, 열처리 중의 오스테나이트분율이 적어, 오스테나이트 중으로의 C, Mn 의 분배가 진행되어, C 및 Mn 농도가 높은 오스테나이트가 미세 분산된 상태가 된다. 이 결과, C, Mn 등의 원소의 편재에서 기인하여, 후술하는 최종 열처리 후에, 원래 C 농도가 높은 영역이 우선적으로 마텐자이트상이 되기 때문에, 마텐자이트상의 면적 비율이 많아지고, 또한 마텐자이트상이 층상으로 존재하는 불균일한 조직이 다시 된다. 이 때문에, 연신율의 저하를 초래하여, TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 가 얻어지지 않는다. 따라서, 냉간 압연 후의 강판에 실시하는 열처리 (어닐링) 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 그 온도는 840 ℃ 이상이다. 한편, 열처리 온도가 950 ℃ 를 초과하여 오스테나이트 단상의 온도역까지 가열하면, 오스테나이트 입경이 과도하게 조대화되기 때문에, 최종적으로 얻어지는 결정립도 과도하게 조대화되어, 페라이트상의 핵 생성 사이트인 입계가 감소한다. 그 결과, 그 후의 최종 열처리에 있어서 페라이트상의 생성이 억제되고, 템퍼드 마텐자이트상 및 마텐자이트상의 면적 비율이 증가하여, 연신율의 저하를 초래한다. 따라서, 냉간 압연 후의 강판에 실시하는 열처리 (어닐링) 의 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 그 온도는 900 ℃ 이하이다. 따라서, 열처리 온도 (어닐링 온도) 는 800 ℃ 이상 950 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 840 ℃ 이상 900 ℃ 이하의 범위이다.

어닐링 후의 냉각에 관해서는 특별히 규정하는 것은 아니며, 적절히 상온까지 냉각시키면 된다. 또한, 베이나이트 변태를 촉진시키고, 원하는 잔류 오스테나이트상을 생성시켜, 양호한 연신율을 얻어 높은 TS-El 밸런스를 얻으려면, 어닐링 후의 냉각의 냉각 정지 온도를 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 350 ℃ 이상이다. 또, 그 냉각 정지 온도는 500 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 450 ℃ 이하이다. 따라서, 냉각 정지 온도를 300 ∼ 500 ℃ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 오스테나이트상으로의 C 농화를 진행시켜, 원하는 잔류 오스테나이트량을 얻으려면, 그 냉각 정지 온도역에서 100 초 이상 유지하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 200 초 이상의 유지이다. 또, 그 냉각 정지 온도역에서 유지하는 시간은 1000 초 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 500 초 이하의 유지이다. 따라서, 그 냉각 정지 온도역에서 100 ∼ 1000 초의 범위 유지하는 것이 바람직하다.

상기한 냉간 압연 후의 열처리 (어닐링) 후, 최종 열처리를 실시한다. 최종 열처리는, 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/초로 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각시켜 냉각을 정지, 즉 냉각 정지 온도를 100 ∼ 300 ℃ 로 하여 냉각시키고, 계속해서 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하고, 그 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 열처리이다.

최종 열처리의 열처리 온도 : 700 ∼ 850 ℃

최종 열처리의 열처리 온도가 700 ℃ 보다 낮은 경우에는, 열처리 중의 페라이트상의 면적 비율이 과도하게 많아져, 900 ㎫ 이상의 TS 의 확보가 곤란해진다. 따라서, 최종 열처리의 열처리 온도는 700 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 그 열처리 온도는 750 ℃ 이상이다. 한편, 최종 열처리의 열처리 온도가 850 ℃ 를 초과하면 열처리 중의 오스테나이트상의 면적 비율이 증가하여, 용융 아연 도금 처리 후의 강판의 페라이트상의 면적 비율이 적고, 페라이트상 이외의 면적 비율이 많아져, 연신율의 확보가 곤란해진다. 따라서, 최종 열처리의 열처리 온도는 850 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 그 열처리 온도는 830 ℃ 이하이다. 따라서, 최종 열처리의 열처리 온도는 700 ℃ 이상 850 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직한 열처리 온도는 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하이다.

냉각 속도 : 5 ∼ 50 ℃/초

상기한 최종 열처리 온도로부터의 냉각 속도는 원하는 상의 면적 비율을 얻기 위해 중요하다. 또한 본 발명에 있어서, 그 냉각 속도는 최종 열처리의 열처리 온도부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도이다. 그 냉각 속도가 5 ℃/초 미만인 경우, 과도하게 페라이트상이 생성되어, 과도하게 연질화되기 때문에, 900 ㎫ 이상의 TS 의 확보가 곤란해진다. 따라서, 그 냉각 속도는 5 ℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 그 냉각 속도는 10 ℃/초 이상이다. 한편으로, 그 냉각 속도가 50 ℃/초를 초과하면, 페라이트상 이외의 면적 비율이 많아져, 과도하게 경질화되기 때문에 연신율이 저하된다. 따라서, 그 냉각 속도는 50 ℃/초 이하로 한다. 바람직하게는 그 냉각 속도는 40 ℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30 ℃/초 이하이다. 따라서 그 냉각 속도는 5 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 10 ℃/초 이상 40 ℃/초 이하, 보다 바람직하게는 10 ℃/초 이상 30 ℃/초 이하의 범위이다. 또한, 이 냉각은 가스 냉각으로 하는 것이 바람직하지만, 특별히 규정할 필요는 없으며, 노랭, 미스트 냉각, 롤 냉각, 수랭 등을 조합하여 실시하는 것이 가능하다.

냉각 정지 온도 : 100 ∼ 300 ℃

냉각 정지 온도가 100 ℃ 미만인 경우, 냉각 정지시에 과도하게 마텐자이트상이 생성된다. 이어서, 그 후에 실시하는 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로의 가열 (재승온 가열) 에 의해 마텐자이트상이 템퍼링되고, 최종적으로 얻어지는 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 증대되어, 과도하게 경질화되기 때문에, 우수한 연신율의 확보가 곤란해진다. 따라서, 냉각 정지 온도는 100 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 냉각 정지 온도는 150 ℃ 이상이다. 한편, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 를 초과하는 경우, 냉각 정지시에 생성되어 있는 마텐자이트상이 적어, 그 후에 실시하는 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로의 가열 (재승온 가열) 에 의해 마텐자이트상이 템퍼링되고, 최종적으로 얻어지는 템퍼드 마텐자이트상의 면적 비율이 지나치게 적어진다. 또한 그 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서의 유지 후에 오스테나이트량이 많아져, 유지 후의 실온까지의 냉각 과정에 있어서 경질인 마텐자이트상이 과도하게 생성되어, 지나치게 고강도화되어 우수한 연신율의 확보가 곤란해진다. 따라서, 냉각 정지 온도는 300 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이하이다. 따라서, 페라이트상, 베이나이트상, 마텐자이트상 및 잔류 오스테나이트상의 면적 비율을 원하는 범위로 제어하고, TS 900 ㎫ 이상의 인장 강도를 확보함과 함께 우수한 연신율을 얻으려면, 냉각 정지 온도는 100 ℃ 이상 300 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 100 ℃ 이상 250 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 150 ℃ 이상 250 ℃ 이하의 범위로 한다.

350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지

상기 냉각 정지에 계속해서, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열 (재승온 가열) 한다. 그 가열 온도 (재승온 가열 온도라고도 한다) 가 350 ℃ 미만, 혹은 유지 시간이 10 초 미만에서는 소정량의 템퍼드 마텐자이트가 얻어지지 않아, 최종적으로 강판에 경질인 마텐자이트상이 과도하게 생성되어, 강판이 고강도화되어, 우수한 연신율의 확보가 곤란해진다. 따라서, 재승온 가열 온도는 350 ℃ 이상으로 한다. 또, 그 유지 시간은 10 초 이상으로 한다. 바람직하게는 재승온 가열 온도는 370 ℃ 이상이다. 바람직하게는 그 유지 시간은 20 초 이상이다. 한편, 재승온 가열 온도가 600 ℃ 를 초과하거나, 또는 유지 시간이 500 초를 초과하는 경우, 시멘타이트가 과도하게 생성되거나, 또는 과도하게 베이나이트 변태가 진행되어 베이나이트상이 증가한다. 이 때문에, 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 적어 성장의 확보가 곤란해지거나, 또는 마텐자이트상의 생성이 억제되어, 900 ㎫ 이상의 인장 강도의 확보가 곤란해진다. 따라서, 재승온 가열 온도는 600 ℃ 이하로 한다. 또, 그 유지 시간은 500 초 이하로 한다. 바람직하게는 재승온 가열 온도는 500 ℃ 이하이다. 바람직하게는 그 유지 시간은 180 초 이하이다. 이 때문에, 상기 냉각 정지 후, 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하는 것으로 한다.

합금화 용융 아연 도금 처리

상기 재승온 가열 온도에서의 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 합금화 용융 아연 도금 처리를 실시한다. 아연 도금은 통상적인 방법에 따라 실시하면 되고, 예를 들어 질량％ 로 Al 량 : 0.05 ∼ 0.25 ％ 를 함유하는 440 ∼ 500 ℃ 의 아연 도금욕 중에 강판을 침지 후, 가스 와이핑 등에 의해 부착량을 조정하여 실시하면 된다. 이어서 480 ℃ ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화 처리를 실시한다. 합금화 처리 온도 (합금화 온도) 가 480 ℃ 미만인 경우, 합금화의 진행이 늦고, 도금층 중의 Fe 함유율이 적고, 밀착성 등 도금성이 나쁘다. 따라서, 합금화 온도는 480 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 합금화 온도는 500 ℃ 이상이다. 한편, 합금화 온도가 580 ℃ 보다 높은 경우, 시멘타이트가 과잉으로 석출, 또한 최종적으로 얻어지는 잔류 오스테나이트상의 면적 비율이 감소하기 때문에, 우수한 연신율이 얻어지지 않는다. 따라서, 합금화 온도는 580 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 합금화 온도는 560 ℃ 이하이다. TS 900 ㎫ 이상의 강도를 확보함과 함께 우수한 연신율을 얻으려면, 합금화 온도는 480 ℃ 이상 580 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 500 ℃ 이상 560 ℃ 이하의 범위이다. 합금화 처리 후는, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 공랭 혹은 가스 냉각 등의 통상적인 방법에 의해 상온까지 냉각시키면 된다. 또, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 상기한 합금화 용융 아연 도금 처리를 포함하는 최종 열처리는, 생산성을 위해, 연속 어닐링로를 갖는 연속 용융 아연 도금 설비에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 용융 아연 도금 처리 후의 강판에는, 표면 조도의 조정, 형상 교정 등을 목적으로 하여, 조질 압연을 실시하거나, 도유, 코팅 등 각종 도장 처리를 실시하는 것도 가능하다.

또, 본 발명에 있어서는, 상기한 산세 후, 냉간 압연 전에 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 열간 압연, 산세 후 냉간 압연 전에 실시하는 열처리는, 열연 조직에서 기인되는 C, Mn 등의 원소의 편재를 해소하여, 페라이트상을 모상으로 하고 시멘타이트가 미세 분산된 균일한 조직으로 하고, 최종 열처리 후에 C, Mn 등의 원소의 편재의 영향을 받아 과잉으로 생성되는 마텐자이트상의 면적 비율을 적정 범위로 제어하는 데에 유효하다. 또한, 마텐자이트상이 층상으로 존재하는 불균일한 조직을 해소하여, 보다 높은 TS-El 밸런스, 양호한 굽힘성을 얻는 데에 유효하다. 상기 작용을 얻으려면, 열간 압연, 산세 후의 열처리 온도를 400 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 그 열처리 온도는 450 ℃ 이상이다. 그러나, 750 ℃ 를 초과하여, 페라이트상과 오스테나이트상의 2 상역에서 열처리하면, C 및 Mn 등의 원소가 편재된 불균일한 조직으로 열처리 후 다시 된다. 이 경우, C 및 Mn 이 편재되어 있는 곳부터 우선적으로 마텐자이트상이 생성되기 때문에, 최종 열처리 후에 마텐자이트상이 많이 존재하여, 원하는 조직을 얻는 것이 곤란해지고, TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 를 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 그 열처리 온도는 750 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 700 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 650 ℃ 이하이다. 따라서 냉간 압연 전에 매우 균일한 조직으로 하기 위해 실시하는 열처리에는 최적의 온도 범위가 존재하며, 열간 압연, 산세 후의 열처리 온도는 400 ℃ 이상 750 ℃ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 450 ℃ 이상 700 ℃ 이하의 범위, 더욱 바람직하게는 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하의 범위이다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브로 하고, 가열 온도 1200 ℃, 마무리 압연 출측 온도 850 ℃, 권취 온도 500 ℃ 의 열간 압연을 실시하였다. 이어서 염산 산세 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 열연재에 열처리 (냉간 압연 전 열처리) 를 실시하고, 그 후, 압하율 40 ％ ∼ 50 ％ 로 냉간 압연을 실시하고, 이어서, 표 2 에 나타내는 조건으로 가열하고 냉각시키는 냉간 압연 후의 열처리를 실시하였다. 그 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 최종 열처리를 실시하였다. 여기서, 합금화 용융 아연 도금 처리는, 460 ℃ 의 아연 도금욕 (Al 농도 : 0.13 질량％) 에 침지하여, 표 2 에 나타내는 온도에서 합금화를 실시하여, 편면당의 도금 부착량 : 30 ∼ 60 g/㎡ 로 양면에 합금화 용융 아연 도금 피막을 형성하고, 계속해서 냉각 속도 10 ℃/초로 냉각시켜, 판 두께 1.0 ㎜ 의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하였다. 또한, 일부의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에서는, 냉간 압연 전 열처리를 실시하지 않았다. 얻어진 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판에 대하여, 하기에 나타내는 재료 시험에 의해 재료 특성을 조사하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

강판의 조직

조직 전체에서 차지하는 각 상의 면적 비율은, 압연 방향 단면 또한 판 두께 1/4 면 위치를 광학 현미경으로 관찰함으로써 구하였다. 배율 1000 배의 단면 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해 임의로 설정한 100 ㎛ × 100 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 점유 면적을 구하였다. 또한, 관찰은 N = 5 (관찰 시야 5 개 지점) 로 실시하였다. 또, 조직 관찰시에는, 3 vol.％ 피크럴과 3 vol.％ 피로아황산소다의 혼합액으로 에칭하였다. 그리고, 그 조직 관찰에 있어서 관찰되는 흑색 영역이, 페라이트상 (폴리고날페라이트상) 혹은 베이나이트상이라고 하고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 면적 비율을 구하였다. 또, 그 흑색 영역 이외의 잔부 영역이 템퍼드 마텐자이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상, 시멘타이트 혹은 펄라이트상이라고 하고, 템퍼드 마텐자이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상, 시멘타이트, 펄라이트상의 합계의 면적 비율을 구하고, 강판 조직을 2 영역으로 구별하였다.

또, 후술하는 바와 같이 잔류 오스테나이트의 양을 X 선 회절에 의해 구하고, 구한 잔류 오스테나이트량을 잔류 오스테나이트상의 면적 비율로 하고, 템퍼드 마텐자이트상, 마텐자이트상, 잔류 오스테나이트상, 시멘타이트, 펄라이트상의 면적 비율의 합계에서 잔류 오스테나이트상의 면적 비율을 뺌으로써, 템퍼드 마텐자이트상, 마텐자이트상, 시멘타이트, 펄라이트상의 합계의 면적 비율을 구하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 양은, Mo 의 Kα 선을 이용하여 X 선 회절법에 의해 구하였다. 즉, 강판의 판 두께 1/4 부근의 면을 측정면으로 하는 시험편을 사용하여, 오스테나이트상의 (211) 및 (220) 면과 페라이트상의 (200), (220) 면의 피크 강도로부터 잔류 오스테나이트상의 양 (체적률) 을 산출하고, 이것을 면적 비율로 하였다. 시멘타이트 및 펄라이트상의 면적 비율의 합계는 광학 현미경으로 배율 1000 배의 단면 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해 임의로 설정한 100 ㎛ × 100 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 점유 면적을 구하고, 관찰은 N = 5 로 실시하였다. 나이탈로 에칭하고, 흑색 영역을 시멘타이트 및 펄라이트의 면적 비율로 하였다. 또한, 광학 현미경 레벨에서는 베이나이트상 중의 미소한 시멘타이트는 관찰되지 않아, 주사형 전자 현미경 (SEM), 투과형 전자 현미경 (TEM) 등 더욱 고배율로의 조직 관찰이 필요하고, 베이나이트상 중의 시멘타이트는 함유하지 않는다. 템퍼드 마텐자이트상과 마텐자이트상의 구별은, 배율 1000 ∼ 3000 배의 단면 SEM 조직 사진을 이용하여, 화상 해석에 의해 임의로 설정한 50 ㎛ × 50 ㎛ 사방의 정방형 영역 내에 존재하는 점유 면적을 구하고, 관찰은 N = 5 로 실시하였다. 나이탈로 에칭하고, SEM 사진상에서 괴상이며 표면이 평활한 경우를 마텐자이트상, 괴상이며 표면에 탄화물 등이 관찰되는 경우를 템퍼드 마텐자이트상으로 하고, 면적 비율을 구하였다.

인장 특성 (인장 강도, 연신율)

압연 방향과 90 °인 방향을 길이 방향 (인장 방향) 으로 하는 JIS Z 2201 에 기재된 5 호 시험편을 이용하여 JIS Z 2241 에 준거한 인장 시험을 실시하여 항복 강도 (YP), 인장 강도 (TS) 및 전체 연신율 (El) 을 조사하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 연신율은 TS-El 밸런스로 평가하고, 평가 기준은 TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 를 연신율이 양호하다고 하였다.

신장 플랜지성

일본 철강 연맹 규격 JFS T 1001 에 기초하여 구멍 확장률의 측정을 실시하였다. 즉, 초기 직경 d₀ = 10 ㎜ 의 구멍을 타발하고, 60 °의 원추 펀치를 상승시켜 구멍을 확장했을 때, 균열이 판 두께 방향으로 관통한 시점에서 펀치 상승을 정지하고, 균열 관통 후의 타발 구멍 직경 d 를 측정하여, 구멍 확장률 (％) = ((d - d₀)/d₀) × 100 으로 하여 산출하였다. 동일 번호의 강판에 대하여 3 회 시험을 실시하여, 구멍 확장률의 평균값 (λ) 을 구하였다. 또한, 신장 플랜지성은 TS-λ 밸런스로 평가하고, 평가 기준은 TS × λ ≥ 30000 ㎫·％ 를 신장 플랜지성이 양호하다고 하였다.

굽힘 특성

판 두께 1.0 ㎜ 의 강판을 이용하여, 굽힘부의 능선과 압연 방향이 평행해지도록 샘플을 채취하고, 샘플 사이즈는 40 ㎜ × 100 ㎜ (샘플의 길이가 압연 직각 방향) 로 하였다. 선단 굽힘 R = 2.5 ㎜ 의 금형을 이용하여, 하사점에서의 가압 하중 29.4 kN 의 90 °V 굽힘을 실시하고, 굽힘 정상점에서 균열의 유무를 육안으로 판정하여, 균열 발생이 없는 경우, 양호한 굽힘성이라고 하였다.

표 3 으로부터, 본 발명예에서는, TS × El ≥ 20000 ㎫·％ 를 만족하여 연신율이 우수하고, TS × λ ≥ 30000 ㎫·％ 를 만족하여 신장 플랜지성이 우수하고, 굽힘성도 우수한 인장 강도가 900 ㎫ 이상인 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판이 얻어진 것을 알 수 있다. 한편, 강 성분이 본 발명 범위 밖인 No.6 은 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 적고, 또한 마텐자이트상의 면적 비율이 많아, 연신율이 낮다. 본 발명 범위 밖인 냉간 압연 후의 열처리 온도가 낮은 No.7, 냉간 압연 후의 열처리 온도가 높은 No.8 은 마텐자이트상의 면적 비율이 많아, 연신율이 낮다. 최종 열처리의 열처리 온도가 낮은 No.9, 최종 열처리의 냉각 속도가 느린 No.11 은 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 지나치게 많아, TS 가 900 ㎫ 에 미치지 않는다. 최종 열처리의 열처리 온도가 높은 No.10, 최종 열처리의 냉각 속도가 빠른 No.12, 최종 열처리의 냉각 정지 온도가 높은 No.14, 재승온 가열 온도가 낮은 No.15, 재승온 가열에서의 유지 시간이 짧은 No.17 은 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 많아, 연신율이 낮다. 최종 열처리의 냉각 정지 온도가 낮은 No.13 은 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 많아, 연신율이 낮다. 재승온 가열 온도가 높은 No.16, 합금화 온도가 높은 No.20 은 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 면적 비율이 많아, 연신율이 낮다. 재승온 가열에서의 유지 시간이 긴 No.18 은, 마텐자이트상의 면적 비율이 적고, TS 가 900 ㎫ 에 못 미친다. 합금화 온도가 낮은 No.19 는, 양호한 연신율이 얻어지지만, 굽힘성은 뒤떨어지고, 또, 용융 아연 중에 침지 후, 강판 표면에 부착된 용융 아연이 비합금이기 때문에, 합금화 용융 아연 도금이 얻어지지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명에 따름으로써, 강판 중의 C 함유량이 적고, 또한 Ti, Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo 등 고가의 원소를 적극적으로 함유하지 않아도, 저렴하고 또한 우수한 연신율, 굽힘성, 신장 플랜지성을 갖는 인장 강도 (TS) : 900 ㎫ 이상의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판은, 자동차 부품 이외에도, 건축 및 가전 분야 등 엄격한 치수 정밀도, 가공성이 필요시되는 용도에도 바람직하다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.14 ∼ 0.24 ％,
Si : 0.8 ∼ 1.8 ％,
Mn : 1.0 ∼ 3.0 ％,
P : 0.020 ％ 이하,
S : 0.0040 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 0.1 ％,
N : 0.01 ％ 이하,
Ca : 0.0001 ∼ 0.0020 ％
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 30 ∼ 70 ％, 템퍼드 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 20 ∼ 40 ％, 잔류 오스테나이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 1 ∼ 5 ％, 마텐자이트상의 조직 전체에 대한 면적 비율이 2 ∼ 20 ％ 이고, 시멘타이트와 펄라이트상의 합계의 조직 전체에 대한 면적 비율이 10 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 열간 압연하고, 산세한 후, 냉간 압연을 실시하고, 이어서 800 ∼ 950 ℃ 의 온도역으로 가열 후 냉각시키는 열처리를 실시하고, 이어서 700 ∼ 850 ℃ 의 온도역으로 가열하고, 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/초로 100 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 냉각시키고, 그 냉각을 정지 후, 계속해서 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 가열하여 10 ∼ 500 초 유지하고, 그 유지 후, 용융 아연 도금욕 중에 침지하여 용융 아연 도금을 실시하고, 480 ∼ 580 ℃ 로 가열하여 합금화를 실시하는 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
추가로, 상기 산세 후, 상기 냉간 압연 전에 400 ∼ 750 ℃ 의 온도역으로 가열하는 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.