KR20160045932A

KR20160045932A - 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160045932A
Application number: KR1020167009926A
Authority: KR
Inventors: 히로시 하세가와; 다츠야 나카가이토; 신지로 가네코; 야스노부 나가타키; 요시츠구 스즈키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-10-07
Filing date: 2011-10-07
Publication date: 2016-04-27
Also published as: US20160160310A1; KR20140074981A; EP2757171A4; CN103857820B; US20140377584A1; JP2012031462A; US10190186B2; KR101647902B1; WO2013051160A1; JP5136609B2; EP2757171B1; CN103857820A; KR101660216B1; EP2757171A1; US9290834B2

Abstract

성형성과 내충격성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
질량％ 로, C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하, B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하를 함유하며, 또한 Ti ＞ 4N 을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트와, 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 함유하거나, 혹은 추가로, 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 포함) 의 페라이트 및/또는 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 포함) 의 마텐자이트를 함유하고, 또한 상기 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판으로 한다.

Description

성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND CRASHWORTHINESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 부품 등의 소재에 바람직한, 우수한 성형성과 내충격성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

지구 환경 보전의 관점에서 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 꾀하여 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에서는 항상 중요한 과제로 되어 있다. 자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 꾀함에 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다.

한편, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은 프레스 가공이나 버링 가공 등에 의해서 성형된다. 그 때문에 자동차 부품용 소재로서 사용되는 고강도 강판에는 소망하는 강도를 갖는 것에 추가하여, 우수한 성형성, 즉 연신 및 신장 플랜지성을 갖는 것도 요구된다.

그리고 자동차 부품용 소재에 있어서는, 가장 중시해야 할 특성의 하나로서 내충격성을 들 수 있다. 자동차의 충돌시, 강판으로 이루어지는 자동차의 각 부위가 받는 변형 속도는 10³/s 정도까지 도달한다. 그 때문에, 예를 들어 필러 (pillar), 멤버, 범퍼 등의 자동차 부품에는, 자동차가 주행 중 만일 충돌한 경우에 승무원의 안전을 확보하기에 충분한 내충격성, 즉 충돌시에 상기와 같이 높은 변형 속도를 당한 경우라도 우수한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하는 내충격성을 구비한 고강도 강판을 적용하여, 자동차의 충돌 안전성을 확보할 필요가 있다.

이상의 이유에 의해, 특히 자동차 업계에서는 강도뿐만 아니라 연신 및 신장 플랜지성 등의 성형성, 나아가서는 내충격성도 겸비한 고강도 강판의 개발 요망이 높아, 현재까지 수많은 연구 개발이 이루어지고, 다양한 기술이 제안되어 있다.

예를 들어 특허문헌 1 에는, 페라이트와 마텐자이트로 이루어지는 DP (Dual Phase) 강판에 대해서 페라이트 및 마텐자이트 각각의 평균 입경과 체적률을 조정함으로써, 변형 속도 : 10³/s 에서의 항복응력을 높여, 내충격성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 원래 항복강도가 낮은 DP 강판이 높은 충격 흡수능을 나타내는 것은, 프레스 가공 등에 의해 비교적 큰 가공 변형이 도입되고, 이에 이어지는 도장 소부 (燒付) 공정에서 변형 시효를 일으켜 항복응력이 크게 상승하기 때문이다. 그러므로, 굽힘 가공 등 가공량이 작은 부위 (부품) 에서는 도입되는 가공 변형이 작기 때문에 도장 소부 공정 후의 항복응력 상승 효과는 그다지 기대할 수 없어, 반드시 충분한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하지는 않는다는 문제가 보인다.

또한, DP 강판은, 10 ∼ 30 ％ 의 고 (高) 변형역에 있어서 우수한 충돌 에너지 흡수능을 나타내는 것을 특징으로 하는 것으로, 저 (低) 변형역에 있어서는 충분한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하지 않는다. 그 때문에, DP 강판은 전면 충돌하는 부위 (부품) 등 어느 정도 변형함으로써 충돌 에너지를 흡수하는 부위 (부품) 에는 적합하지만, 측면 충돌하는 부위 (부품) 등, 즉 승무원 보호의 관점에서 큰 변형을 수반하지 않고 작은 변형 영역에서 고충돌 에너지 흡수능을 필요로 하는 부위 (부품) 에 적용하기에는 내충격성이 불충분하다.

또한, 특허문헌 2 에는, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 이용한 TRIP (Transformation Induced Plasticity) 강판에 대해서 베이나이트량을 조정함으로써 소부 경화량을 증대시켜, 충돌 에너지 흡수능을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나, DP 강판과 마찬가지로 TRIP 강판도, 굽힘 가공 등 가공량이 작은 부위 (부품) 에서는 반드시 충분한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하지는 않으며, 또한, 작은 변형 영역에서 고충돌 에너지 흡수능을 필요로 하는 부위 (부품) 에는 적합하지 않다는 문제가 보인다.

이러한 종래 기술들에 대하여, 특허문헌 3 에서는, 냉연 강판에 대해서 강판 조직을 페라이트 주체로 하고, 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1 종 또는 2 종 이상으로 이루어지는 저온 변태상 (相) 의 체적률, 평균 결정립경, 및, 그 저온 변태상 간의 평균 거리를 조정함으로써 강판의 내충격성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다.

그러나, 특허문헌 3 에서 제안된 기술에서는, 내충격성 이외의 강판 특성이 불충분하다. 이러한 기술에서는, 페라이트 주체로 한 강판 조직으로 하였기 때문에, 강판의 인장 강도 (TS) 는 1200 ㎫ 미만으로, 충분한 강도가 얻어져 있지 않다. 또한, 이러한 기술에서는, 강판의 신장 플랜지성에 관해서 검토되어 있지 않아, 충분한 성형성을 갖는 것이라고는 말하기 어렵다.

또, 자동차 부품은 가혹한 부식 환경하에서 사용되는 경우가 많기 때문에, 작금에 고강도이면서 또한 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판이, 자동차 부품용 소재로서 널리 사용되고 있다. 나아가, 오늘날에는 자동차 부품용 소재에 있어서 한층 더 고강도화가 추진되고 있어, 인장 강도 : 1200 ㎫ 이상의 강판의 적용이 검토되고 있다.

이러한 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 4 에는, 강판 조직을 템퍼드 마텐자이트 주체로 하고, 마텐자이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 조정함으로써 고강도화함과 함께 연신 및 신장 플랜지성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 이러한 기술에 의하면, 인장 강도 (TS) : 1200 ㎫ 이상의 고강도이면서 또한 가공성이 우수한 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다.

그러나, 특허문헌 4 에서 제안된 기술에서는, 강판의 내충격성에 관해서 검토되어 있지 않다. 그 때문에, 이러한 기술에 의하면 고강도이면서 또한 우수한 가공성을 갖는 용융 아연 도금 강판이 얻어지지만, 그 내충격성은 충분하다고는 말할 수 없으며, 특히, 작은 변형 영역에서의 충돌 에너지 흡수능에 관해서 개선의 여지가 보인다.

일본 공개특허공보 평9-111396호 일본 공개특허공보 2001-011565호 일본 공개특허공보 2008-231480호 일본 공개특허공보 2009-209450호

이상과 같이, 고강도 용융 아연 도금 강판과 관련해서 종래 기술에서는 인장 강도 (TS) : 1200 ㎫ 이상의 강도를 갖는 것과 함께 성형성 (연신 및 신장 플랜지성) 및 내충격성이 모두 우수한 강판을 얻을 수 없었으며, 특히 내충격성에 대해서 충분한 검토가 이루어져 있지 않다는 문제가 있다. 자동차 업계에 있어서 가장 중시해야 할 사항으로 되어 있는 승무원의 안전 확보라는 관점에서, 충돌 에너지 흡수능이 요구되는 자동차 부품에 이러한 인장 강도 : 1200 ㎫ 이상의 강판을 적용하는 데에 있어서는, 내충돌성을 개선하는 것이 불가결한 것이 된다.

본 발명은, 상기한 종래 기술이 안은 문제를 유리하게 해결하고, 자동차 부품용 소재로서 바람직한, 인장 강도 (TS) : 1200 ㎫ 이상, 또한 구멍 확장률 (λ) : 50 ％ 이상인 성형성 (연신 및 신장 플랜지성) 을 갖는 것에 추가하여, 내충격성도 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해 본 발명자들은, 고강도 용융 아연 도금 강판의 강도와 성형성 (연신 및 신장 플랜지성) 에 추가하여, 내충격성에 미치는 각종 요인에 대해서 예의 검토하였다. 그 결과, 다음과 같은 지견을 얻었다.

1) 강 조성, 특히 B 를 함유시키는 것과 함께, Ti 함유량과 N 함유량의 비율을 적절히 조정한 다음, 강 조직을 템퍼드 마텐자이트 주체로 하고, 잔류 오스테나이트, 혹은 추가로 페라이트 및 마텐자이트를 원하는 면적률로 함으로써 고강도화와 성형성 (연신 및 신장 플랜지성) 향상의 양립이 가능해지며, 또한 상기 템퍼드 마텐자이트를 미세화 (평균 입경 : 5 ㎛ 이하) 함으로써 강판의 내충격성이 비약적으로 향상하는 것.

2) 상기 1) 의 강 조성을 갖는 강 소재로부터 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조함에 있어서, 마무리 압연 온도를 A₃ 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실시한 후, 권취 온도까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하여 열연판으로 하고, 그 열연판에, 또는 그 열연판에 냉간 압연을 실시하여 얻어지는 냉연판에, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로서 (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하의 어닐링 온도까지 가열하여 균열 (均熱) 유지하고, 냉각 후, 재가열하여 균열 유지하는 원하는 열처리를 실시하고, 그 후 용융 아연 도금 처리를 실시함으로써, 상기 1) 의 강 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어지는 것.

또한 본 발명에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 미세화에 의해 내충격성이 향상되는 이유에 관해서는 반드시 명확하지는 않지만, 템퍼드 마텐자이트의 입경이 작아짐으로써, 자동차의 충돌시 등에 발생하는 강판의 동적 변형에 있어서 균열의 전파 경로가 증대되어 충돌 에너지가 분산됨으로써, 보다 큰 충돌 에너지를 흡수 가능하게 되는 것으로 추측된다.

또한, 상기한 제조 조건에 의해 템퍼드 마텐자이트가 미세화되는 이유에 관해서도 반드시 명확하지는 않지만, 다음과 같이 추측된다. 즉, 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하여 열연판으로 함으로써, 어닐링 처리 전의 강 조직이 전위 밀도가 높은 베이나이트 혹은 마텐자이트가 되어, 오스테나이트의 핵생성 사이트가 증가한다. 또한, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로서 어닐링 온도까지 가열함으로써, 상기 전위 밀도가 높은 베이나이트 혹은 마텐자이트로부터의 역변태에 의해 생성되는 오스테나이트는 매우 미세하게 된다. 이 매우 미세한 오스테나이트는, 어닐링 온도 유지 후에 저온역까지 급랭시킴으로써 그 일부가 매우 미세한 마텐자이트로 변태되고, 나머지는 미변태 오스테나이트가 된다. 그리고, 계속해서 원하는 재가열 온도에 가열 유지함으로써 상기 마텐자이트가 템퍼링되어 템퍼드 마텐자이트가 되지만, 마텐자이트가 매우 미세하기 때문에, 템퍼링에 의해 얻어지는 템퍼드 마텐자이트도 미세해지는 것으로 추측된다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

(1) 기판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로서, 상기 기판이, 질량％ 로,

C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하,

B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하

를 함유하며, 또한 Ti ＞ 4N 을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트와, 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 또한, 상기 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 조직을 갖는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조직이, 추가로 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 페라이트 및/또는 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 마텐자이트를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Cr : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Nb : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(6) (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 있어서, 상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.

(7) 질량％ 로,

C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하,

B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하

를 함유하며, 또한 Ti ＞ 4N 을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 A₃ 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 계속해서 권취 온도까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하여 열연판으로 한 후, 그 열연판을, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로서 (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하의 어닐링 온도까지 가열하고, 그 어닐링 온도에 10 초 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 계속해서 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여, 그 온도에 10 초 이상 600 초 이하 유지하는 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 또는 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(8) 질량％ 로,

C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하,

Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하,

S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하,

B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하

를 함유하며, 또한 Ti ＞ 4N 을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 A₃ 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 계속해서 권취 온도까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하여 열연판으로 한 후, 그 열연판을 산세정 후, 그 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 그 냉연판을, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로서 (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하의 어닐링 온도까지 가열하고, 그 어닐링 온도에 10 초 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여, 그 온도에 10 초 이상 600 초 이하 유지하는 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 또는 추가로 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(9) (7) 또는 (8) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Cr : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(10) (7) 내지 (9) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Nb : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(11) (7) 내지 (10) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로 Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 자동차 부품용 소재로서 바람직한, 인장 강도 (TS) : 1200 ㎫ 이상이면서, 또한 성형성 (연신 및 신장 플랜지성) 과 내충격성을 겸비한 고강도 용융 아연 도금 강판이 얻어져, 산업상 각별한 효과를 나타낸다.

이하, 본 발명에 관해서 상세히 설명한다. 본 발명 강판은, 기판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판이다.

우선, 본 발명 강판의 기판이 되는 강판 조직의 한정 이유에 관해서 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 기판이 되는 강판은, 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트와, 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 또는 추가로, 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 페라이트 및/또는 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 마텐자이트를 함유하며, 또한 상기 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 조직을 갖는다.

템퍼드 마텐자이트 : 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하

본 발명에서는, 강판의 강도 및 성형성, 특히 신장 플랜지성을 확보하는 데에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 형성이 필수적이다. 템퍼드 마텐자이트가 면적률로 60 ％ 미만이면, 1200 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 와 50 ％ 이상의 구멍 확장률 (λ) 의 양립이 곤란해진다. 한편, 템퍼드 마텐자이트가 면적률로 95 ％ 를 초과하면, 전연신 (EL) 의 저하가 현저해져, 충분한 성형성이 얻어지지 않는다. 따라서, 템퍼드 마텐자이트의 면적률은 60 ％ 이상 95 ％ 이하로 한다. 또, 바람직하게는 60 ％ 이상 90 ％ 이하, 보다 바람직하게는 70 ％ 이상 90 ％ 이하이다.

잔류 오스테나이트 : 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하

본 발명에서는, 강판의 성형성을 확보하는 데에 있어서, 잔류 오스테나이트의 형성이 필수적이다. 잔류 오스테나이트는 전연신 (EL) 의 향상에 유효하여, 그러한 효과를 충분히 발현시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트를 면적률로 5 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 잔류 오스테나이트가 면적률로 20 ％ 를 초과하면, 구멍 확장률 (λ) 의 저하가 현저해져, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 5 ％ 이상 20 ％ 이하로 한다. 또, 바람직하게는 10 ％ 이상 18 ％ 이하이다.

또한, 본 발명에서는, 강판 (기판) 조직을 템퍼드 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 2 상 조직으로 하는 것이 바람직하고, 페라이트 및/또는 마텐자이트를 함유하는 경우에는, 이하에 나타내는 범위로 한정할 필요가 있다.

페라이트 : 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함)

페라이트가 면적률로 10 ％ 를 초과하면, 1200 ㎫ 이상의 인장 강도 (TS) 와 50 ％ 이상의 구멍 확장률 (λ) 의 양립이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 로 한다.

마텐자이트 : 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함)

마텐자이트가 면적률로 10 ％ 를 초과하면, 구멍 확장률 (λ) 의 저하가 현저해져, 신장 플랜지성이 열화된다. 따라서, 마텐자이트의 면적률은 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 로 한다.

또한, 본 발명에서는, 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 마텐자이트가 상기한 각 면적률을 만족하는 한, 그 밖의 상 (예를 들어, 베이나이트, 펄라이트) 을 함유해도 된다. 그러나 강도의 관점에서는, 그 밖의 상은 합계 면적률로 15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

템퍼드 마텐자이트의 평균 입경 : 5 ㎛ 이하

본 발명에서는, 템퍼드 마텐자이트를 미세화하는 것이 내충격성을 확보하는 데에 있어서 매우 중요하다. 앞서 서술한 바와 같이, 템퍼드 마텐자이트의 입경을 작게 하면, 자동차의 충돌시 등에 발생하는 강판의 동적 변형에 있어서, 균열의 전파 경로가 증대되어 충돌 에너지가 분산되고, 보다 큰 충돌 에너지가 흡수 가능해지는 것으로 추측된다. 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 를 초과하면, 상기한 바와 같은 내충격성의 향상 효과가 충분히 얻어지지 않고, 그러므로 본 발명에서는 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경을 5 ㎛ 이하로 한다. 또, 바람직하게는 3 ㎛ 이하이다.

여기서, 본 발명에 있어서 템퍼드 마텐자이트의 면적률, 페라이트의 면적률, 마텐자이트의 면적률 및 그 밖의 상의 면적률이란, 기판이 되는 강판을 조직 관찰한 경우에 있어서, 관찰 면적에서 차지하는 각 상의 면적 비율을 의미하며, 강판의 판두께 단면을 연마 후, 3 ％ 나이탈로 부식시키고, 판두께 1/4 위치를 SEM (주사형 전자 현미경) 으로 1500 배의 배율로 관찰하여, Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro 를 이용하여 화상 처리에 의해 구하는 것으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서 잔류 오스테나이트의 면적률이란, 강판을 판두께 1/4 위치까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 ㎜ 연마한 면에 관해서, X 선 회절 장치로 Mo 의 Kα 선을 사용하여 fcc 철 (오스테나이트) 의 (200) 면, (220) 면, (311) 면과, bcc 철 (페라이트) 의 (200) 면, (211) 면, (220) 면의 적분 반사 강도를 측정하고, bcc 철 (페라이트) 각 면으로부터의 적분 반사 강도에 대한 fcc 철 (오스테나이트) 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비에서 구한 오스테나이트의 비율을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경은, 강판의 압연 방향에 평행한 단면을 SEM (주사형 전자 현미경) 에 의해 1500 배의 배율로 관찰하고, 시야 내에 존재하는 템퍼드 마텐자이트의 면적 합계를 그 시야 내에 존재하는 템퍼드 마텐자이트 결정립의 개수로 나눔으로써, 템퍼드 마텐자이트 결정립의 평균 면적을 구하고, 그 1/2 승 (乘) 을 평균 입경으로 하였다 (정방형의 1 변 상당 (정방형 근사)).

다음으로, 본 발명 강판 (기판) 의 성분 조성의 한정 이유에 관해서 설명한다. 또, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하

C 는, 템퍼드 마텐자이트 등의 저온 변태상을 생성시켜, 인장 강도 (TS) 를 상승시키는 데에 있어서 필수적인 원소이다. C 함유량이 0.05 ％ 미만에서는, 템퍼드 마텐자이트를 면적률로 60 ％ 이상 확보하기가 곤란해진다. 한편, C 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 전연신 (EL) 이나 스폿 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량은 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하이다.

Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하

Si 는, 강을 고용 강화하여 인장 강도 (TS) - 전연신 (EL) 밸런스를 향상시키는 데에 유효한 원소이고, 또한, 잔류 오스테나이트의 생성에도 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Si 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si 함유량이 2.5 ％ 를 초과하면, 전연신 (EL) 의 저하나, 표면 성상, 용접성의 열화를 초래한다. 따라서, Si 함유량은 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.7 ％ 이상 2.0 ％ 이하이다.

Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하

Mn 은, 강을 강화하는 데에 있어서 유효한 원소이고, 또한, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 과정 및 어닐링 온도로부터의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트 등의 저온 변태상의 생성을 촉진하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Mn 함유량을 0.5 ％ 이상으로 할 필요가 있다.

한편, Mn 함유량이 3.5 ％ 를 초과하면, 전연신 (EL) 의 저하가 현저해져, 성형성이 열화된다. 따라서, Mn 함유량은 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하이다.

P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하

P 는, 강을 강화하는 데에 있어서 유효한 원소로, 이러한 효과를 얻기 위해서는 P 함유량을 0.003 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, P 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면, 입계 편석에 의해 강의 내충격성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량은 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하로 한다.

S : 0.02 ％ 이하

S 는, MnS 등의 개재물로서 존재하여, 내충격성이나 용접성을 열화시키는 유해한 원소이다. 그 때문에, 본 발명에서는 S 를 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 제조 비용면을 고려하여 S 함유량은 0.02 ％ 이하로 한다.

Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소로, 제강 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Al 함유량을 0.010 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 연속 주조법을 채용하는 경우에는, 연속 주조시의 슬래브 균열의 위험성이 높아진다. 따라서, Al 함유량은 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.05 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하

B 는, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 과정 및 어닐링 온도로부터의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트립계로부터의 페라이트 생성을 억제하고, 저온 변태상을 생성하는 데에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화되어, 비용에 걸맞는 효과가 얻어지지 않는다.

따라서, B 함유량은 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0005 ％ 이상 0.003 ％ 이하이다.

Ti : 0.05 ％ 이하, 또한, Ti ＞ 4N

Ti 는, Ti 질화물을 형성하여 강 중의 N 을 고정시키고, 상기 효과를 갖는 B 를 유효하게 활용하기 위해서 필요한 원소이다. B 는, 고용 상태에서 상기 효과를 나타내지만, 강 중의 N 과 결합하여 BN 의 형태로 석출되기 쉽고, 석출 상태의 B 에서는 상기 효과를 상실한다. 그래서, 본 발명에서는, B 보다도 N 과의 친화성이 강한 Ti 를 함유시킴으로써, 고온역에 있어서 N 을 고정시키고, BN 의 석출을 억제한다.

이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량을 4×N 함유량 (질량％) 보다 많게 할 필요가 있다. 한편, Ti 를 과잉으로 함유해도 BN 의 석출을 억제하는 효과는 포화될 뿐만 아니라, 전연신 (EL) 이 저하된다. 따라서, Ti 함유량은 0.05 ％ 이하, 또한, Ti ＞ 4N 으로 한다.

이상이 본 발명에 있어서의 기본 조성이지만, 기본 조성에 더하여 추가로, Cr : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중의 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Cr, Mo, V, Ni 및 Cu 는 모두, 후술하는 열간 압연 후의 냉각 과정 및 어닐링 온도로부터의 냉각 과정에 있어서, 마텐자이트 등의 저온 변태상의 생성에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu 에서 선택되는 적어도 1 종의 원소를, 각각의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하여 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소 각각의 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 상기 효과는 포화되어, 비용에 걸맞는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, Cr, Mo, V, Ni 및 Cu 각각의 함유량은, 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서는, 상기 기본 조성에 더하여 추가로, Nb : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하를 함유할 수 있다.

Nb 는 탄질화물을 형성하여, 석출 강화에 의해 강의 고강도화를 꾀하는 데에 있어서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면, 고강도화의 효과는 포화될 뿐 아니라, 전연신 (EL) 이 저하될 우려가 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, 상기 기본 조성에 더하여 추가로, Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 1 종 또는 2 종을 함유할 수 있다.

Ca 및 REM 은 모두 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이고, 강판의 성형성을 개선하는 데에 있어서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca, REM 에서 선택되는 적어도 1 종 이상의 원소를, 각각의 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하여 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소 각각의 함유량이 0.005 ％ 를 초과하면, 강의 청정도에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, Ca, REM 각각의 함유량은 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명 강판의 제조 방법에 관해서 설명한다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 예를 들어, 상기한 조성을 갖는 강 슬래브에, 마무리 압연 온도를 A₃ 변태점 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 계속해서 권취 온도까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하의 권취 온도에서 권취하여 열연판으로 한 후, 그 열연판을, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 5 ℃/s 이상의 평균 가열 속도로서 (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하의 어닐링 온도까지 가열하고, 그 어닐링 온도에 10 초 이상 유지한 후, 750 ℃ 로부터 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역까지 30 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 계속해서 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도까지 재가열하여, 그 온도에 10 초 이상 600 초 이하 유지하는 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 또는 추가로 합금화 처리를 실시함으로써 제조된다.

또한, 상기에 있어서, 권취 후의 열연판을 산세정 후, 그 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 그 냉연판에 상기 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 또는 추가로 합금화 처리를 실시해도 된다.

본 발명에 있어서 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로 등, 공지된 용제 (溶製) 방법을 채용할 수 있다. 또한, 용제 후, 마크로 편석을 억제하는 관점에서는 연속 주조법에 의해 강 슬래브로 하는 것이 바람직하지만, 조괴 (造塊) - 분괴 (分塊) 압연법, 박 (薄) 슬래브 연속 주조법 등, 공지된 주조 방법에 의해 슬래브로 해도 된다. 또, 주조 후에 강 슬래브를 열간 압연하는 데 있어서는, 강 슬래브를 일단 실온까지 냉각한 후 가열로로 재가열하여 압연해도 되고, 주조 후의 강 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 가열로에 장입하여 가열한 후 압연해도 된다. 또, 주조 후의 강 슬래브가 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는, 약간의 보열 (保熱) 을 실시한 후 직송 압연하는, 에너지 절약 프로세스를 적용할 수도 있다. 또, 강 슬래브를 가열로로 가열 (또는 재가열) 하는 경우에는, 탄화물을 용해시키기 위해서 또한 열간 압연시의 압연 하중의 증대를 억제하기 위해서, 강 슬래브의 가열 온도를 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 스케일 로스의 증대를 억제하는 데 있어서는, 강 슬래브의 가열 온도를 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 얻어진 강 슬래브에, 조 (粗) 압연 및 마무리 압연을 실시하는데, 본 발명에 있어서 조압연 조건에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없다. 또한, 마무리 압연을 실시하는 데 있어서는, 강 슬래브의 가열 온도가 낮은 경우에 우려되는 압연시의 트러블을 억제하는 관점에서, 조압연 후의 조바 (rough bar) 를 가열해도 된다. 또한, 조바끼리를 접합하고, 마무리 압연을 연속적으로 실시하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수도 있다.

본 발명에서는, 후술하는 어닐링 처리 전의 열연판 (또는 냉연판) 의 조직을, 전위 밀도가 높은 베이나이트 또는 마텐자이트로 할 필요가 있다. 그 때문에, 마무리 압연 온도, 마무리 압연에 이어지는 냉각 조건 및 권취 온도를, 다음과 같이 규정한다.

마무리 압연 온도 : A₃ 변태점 이상

마무리 압연 온도가 A₃ 변태점 미만이면, 압연 중에 페라이트가 생성되어, 후술하는 어닐링 처리시, 열연판 (또는 냉연판) 을 어닐링 온도까지 가열하는 공정에 있어서 생성되는 오스테나이트가 조대화한다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 용융 아연 도금 강판의 기판 조직을 미세한 템퍼드 마텐자이트 조직으로 할 수 없고, 강판의 내충격성이 저하된다. 또한, 마무리 압연에서는 열연판의 이방성을 증대시켜, 냉간 압연·어닐링 후의 성형성을 저하시키는 경우가 있는데, 마무리 압연 온도를 A₃ 변태점 이상으로 하는 것은, 이러한 문제를 해소하는 데에 있어서 효과적이다. 따라서, 마무리 압연 온도는 A₃ 변태점 이상으로 한다.

또, 압연 하중의 저감화나 열연판의 형상·재질의 균일화를 꾀하기 위해서는, 마무리 압연의 전체 패스 또는 일부의 패스에서, 마찰계수가 0.10 ∼ 0.25 가 되는 윤활 압연을 실시하는 것이 바람직하다.

권취 온도까지의 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 이상

마무리 압연 종료 후, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트가 생성되어, 후술하는 어닐링 처리시, 열연판 (또는 냉연판) 을 어닐링 온도까지 가열하는 공정에 있어서 생성되는 오스테나이트가 조대화한다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 용융 아연 도금 강판의 기판 조직을 미세한 템퍼드 마텐자이트 조직으로 할 수 없고, 강판의 내충격성이 저하된다. 따라서, 권취 온도까지의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상으로 한다.

권취 온도 : 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하

권취 온도가 550 ℃ 를 초과하면, 조대한 페라이트 및 펄라이트가 생성되어, 후술하는 어닐링 처리시, 열연판 (또는 냉연판) 을 어닐링 온도까지 가열하는 공정에 있어서 생성되는 오스테나이트가 조대화한다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 용융 아연 도금 강판의 기판 조직을 미세한 템퍼드 마텐자이트 조직으로 할 수 없고, 강판의 내충격성이 저하된다. 한편, 권취 온도가 300 ℃ 미만이면, 열연판의 형상이 악화된다. 따라서, 권취 온도는 300 ℃ 이상 550 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 400 ℃ 이상 530 ℃ 이하이다.

이상의 공정을 거침으로써, 전위 밀도가 높은 베이나이트 또는 마텐자이트 조직, 즉 오스테나이트의 핵 생성 사이트를 많이 포함한 조직을 갖는 열연판이 얻어진다. 그리고, 본 발명에서는, 이러한 열연판에, 이하의 조건에 따라서 어닐링 온도까지 가열하고, 어닐링 온도에서 균열 유지함으로써 미세한 오스테나이트를 형성한다.

500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도 : 5 ℃/s 이상

본 발명 강의 재결정 온도역인 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역을 평균 가열 속도 : 5 ℃/s 이상으로 가열함으로써, 가열 승온시의 재결정을 억제하고, A₁ 변태점 이상에서 생성되는 오스테나이트의 미세화를 꾀한다. 상기 평균 가열 속도가 5 ℃/s 미만이면, 가열 승온시에 페라이트의 재결정이 일어나, 강판 (열연판) 에 도입된 변형 (전위) 이 해방되기 때문에 오스테나이트의 미세화가 불충분해진다. 따라서, 500 ℃ 이상 A₁ 변태점 이하의 온도역에 있어서의 평균 가열 속도는 5 ℃/s 이상으로 한다.

어닐링 온도 : (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하

어닐링 온도가 (A₃ 변태점－20 ℃) 미만이면, 오스테나이트의 생성이 불충분하여, 본 발명이 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 (A₃ 변태점＋80 ℃) 를 초과하면, 오스테나이트가 조대화되어, 본 발명이 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도는 (A₃ 변태점－20 ℃) 이상 (A₃ 변태점＋80 ℃) 이하로 한다.

어닐링 온도에서의 유지 시간 (균열 시간) : 10 초 이상

어닐링 온도에서의 유지 시간 (균열 시간) 이 10 초 미만이면, 오스테나이트의 생성이 불충분하여, 본 발명이 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도에서의 유지 시간 (균열 시간) 은 10 초 이상으로 한다.

그리고, 본 발명에서는, 어닐링 온도에서의 균열 유지 후, 이하의 조건으로 냉각함으로써, 미세한 오스테나이트의 일부를 마텐자이트 변태시켜, 미세한 미변태 오스테나이트와 미세한 마텐자이트를 함유하는 조직으로 한다.

750 ℃ 로부터의 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 이상

750 ℃ 로부터의 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만이면, 냉각 중에 다량의 페라이트가 생성되어, 본 발명이 원하는 강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 750 ℃ 로부터의 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 50 ℃/s 이상이다.

냉각 정지 온도 : 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하

상기 평균 냉각 속도로 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하의 온도역까지 냉각함으로써, 미세한 미변태 오스테나이트와 미세한 마텐자이트를 함유하는 조직이 얻어진다. 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각 정지 온도가 350 ℃ 를 초과하면, 마텐자이트 변태가 불충분해진다. 한편, 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각 정지 온도가 100 ℃ 미만이 되면, 미변태 오스테나이트가 현저히 감소한다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도에서의 냉각 정지 온도는 100 ℃ 이상 350 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 200 ℃ 이상 300 ℃ 이하이다.

본 발명에서는, 계속해서 이하의 온도로 재가열하여 유지하고, 그 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 또는 추가로 합금화 처리를 실시한다. 균열 유지시, 용융 아연 도금 처리시, 또는 추가 합금화 처리시에, 미세한 마텐자이트는 템퍼드 마텐자이트로 변태하고, 미세한 미변태 오스테나이트는 일부는 베이나이트 또는 펄라이트로 변태하고, 그 후, 실온까지 냉각하였을 때, 미변태 오스테나이트는 오스테나이트인 채로 잔류하거나 또는 마텐자이트로 변태한다. 그리고, 본 발명에서는, 재가열하기 전의 마텐자이트가 미세하기 때문에 템퍼링에 의해 얻어지는 템퍼드 마텐자이트도 미세해지고, 나아가서는 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 템퍼드 마텐자이트가 얻어진다.

재가열 온도 : 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하

재가열 온도를 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 하고, 이러한 온도에 10 초 이상 유지함으로써, 미세한 마텐자이트가 템퍼링되어 템퍼드 마텐자이트가 된다. 여기서, 마텐자이트가 미세하기 때문에 템퍼링에 의해 얻어지는 템퍼드 마텐자이트도 미세해져, 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 템퍼드 마텐자이트가 얻어진다. 또한, 미변태 오스테나이트는 C 농화가 진행되어 잔류 오스테나이트로서 안정화되지만, 일부가 마텐자이트로 변태하는 경우도 있다. 재가열 온도가 300 ℃ 미만이면, 템퍼드 마텐자이트의 생성이 불충분해질 뿐 아니라, 잔류 오스테나이트의 안정성도 불충분해지기 때문에, 면적률로 60 ％ 이상의 템퍼드 마텐자이트와 면적률로 5 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖는 강판 (기판) 조직으로 할 수 없다. 한편, 재가열 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 펄라이트 변태하기 쉬워져, 본 발명이 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도는 300 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 350 ℃ 이상 500 ℃ 이하이다.

재가열 온도에서의 유지 시간 : 10 초 이상 600 초 이하

재가열 온도에서의 유지 시간이 10 초 미만이면, 템퍼드 마텐자이트의 생성이 불충분해질 뿐 아니라, 잔류 오스테나이트의 안정성도 불충분해지기 때문에, 면적률로 60 ％ 이상의 템퍼드 마텐자이트와 면적률로 5 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖는 강판 (기판) 조직으로 할 수 없다. 한편, 재가열 온도에서의 유지 시간이 600 초를 초과하면, 미변태 오스테나이트가 베이나이트나 펄라이트로 변태하기 쉬워져, 본 발명이 원하는 조직이 얻어지지 않는다. 따라서, 재가열 온도에서의 유지 시간은 10 초 이상 600 초 이하로 한다. 바람직하게는 20 초 이상 300 초 이하이다.

용융 아연 도금 처리는, 상기에 의해 얻어진 강판을 440 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 아연 도금욕 중에 침지하고, 그 후, 가스 와이핑 등에 의해 도금 부착량을 조정하여 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금을 합금화하는 경우에는, 그 후, 다시 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에 1 초 이상 30 초 이하 유지하여 합금화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 아연 도금욕은, 합금화 처리하지 않는 경우에는, Al 함유량이 0.12 ％ 이상 0.22 ％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다. 한편, 합금화 처리하는 경우에는, 아연 도금욕의 Al 함유량이 0.08 ％ 이상 0.18 ％ 이하인 아연 도금욕을 사용하는 것이 바람직하다.

이상에서는, 열연판에 상기한 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리를 실시하는 경우에 관해서 설명하였지만, 본 발명에서는, 열연판을 산세정 후, 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 하고, 냉연판에 상기한 열처리를 실시한 후, 용융 아연 도금 처리, 또는 추가로 합금화 처리를 실시해도 된다. 또, 냉간 압연을 실시하는 경우, 냉간 압연 조건은 특별히 한정되지 않지만, 냉간 압하율을 40 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉간 압연시의 압연 부하를 저감하기 위해, 권취 후의 열연판에 열연판 어닐링을 실시해도 된다.

또한, 용융 아연 도금 처리, 또는 추가로 합금화 처리를 실시한 후의 강판에 형상 교정이나 표면 거칠기의 조정 등을 목적으로 한 조질 압연을 실시해도 된다. 또한, 수지 코팅이나 유지 (油脂) 코팅 등의 각종 도장 처리를 실시해도 된다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 강을 전로에 의해 용제하고, 연속 주조하여 강 슬래브로 하였다. 이들 강 슬래브를, 1200 ℃ 로 가열 후, 조압연하고, 표 2, 표 3 에 나타내는 마무리 압연 온도로 하는 마무리 압연을 실시하고, 계속해서 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 로 권취 온도까지 냉각하고, 표 2, 표 3 에 나타내는 권취 온도에서 권취하여, 판두께 : 2.3 ㎜ 의 열연판으로 하고, 그 열연판에 열처리를 실시하였다. 또한, 일부의 강 슬래브에 대해서는, 판두께 : 3.0 ㎜ 의 열연판으로 한 후, 그 열연판을 산세정하고, 냉간 압연을 실시하여, 판두께 : 1.4 ㎜ 의 냉연판으로 하고, 그 냉연판에 열처리를 실시하였다. 열처리 조건은 표 2, 표 3 에 나타낸 바와 같고, 모두 연속 용융 아연 도금 라인에 의해 실시하였다. 열처리 후의 강판 (기판) 을, 460 ℃ 인 Al 함유량 : 0.15 질량％ 의 아연 도금욕 중에 침지하고, 부착량 (한 면당) 35∼ 45 g/㎡ 의 용융 아연 도금층을 형성하여 용융 아연 도금 강판으로 하였다. 또한, 일부 강판에 대해서는, 용융 아연 도금층을 형성한 후, 520 ℃ 에서 합금화 처리를 실시하고, 계속해서 10 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하였다.

이상에서 얻어진 도금 강판 (No.1∼ 36) 으로부터 시험편을 채취하여, 상기한 수법에 따라서 템퍼드 마텐자이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 마텐자이트 각각의 면적률 및 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경을 구하였다. 또한, 상기 면적률을 구할 때의 화상 처리는, 시판되는 화상 처리 소프트 (Media Cybernetics 사 제조의 Image-Pro) 를 사용하여 실시하였다.

또한, 이하의 시험 방법에 따라서, 인장 강도, 전연신, 구멍 확장률 (신장 플랜지성) 및 충돌 에너지 흡수능 (내충격성) 을 구하였다.

<인장 시험＞

도금 강판 (No.1 ∼ 36) 으로부터, 압연 방향에 대하여 직각 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편 (JIS Z 2201) 를 채취하고, 변형 속도 : 10^-3/s 로 하는 JIS Z 2241 의 규정에 준거한 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS), 전연신 (EL) 을 측정하였다.

<구멍 확장 시험＞

도금 강판 (No.1 ∼ 36) 으로부터 150 ㎜×150 ㎜ 의 시험편을 채취하고, (사) 일본 철강 연맹 규격 구멍 확장 시험 방법 (JFST 1001-1996) 에 준거하여 구멍 확장 시험을 도금 강판마다 3 회 실시하여, 3 회의 시험 결과로부터 평균 구멍 확장률 (λ : ％) 을 구하여, 신장 플랜지성을 평가하였다.

<충격 인장 시험＞

도금 강판 (No.1 ∼ 36) 으로부터 압연 방향에 대하여 직각 방향을 인장 시험 방향으로 하는, 평행부의 폭 : 5 ㎜, 길이 : 7 ㎜ 의 시험편을 채취하고, 홉킨슨 막대법을 응용한 충격 인장 시험기를 사용해서 변형 속도 : 2000/s 로 인장 시험을 실시하여, 변형량 5 ％ 까지의 흡수 에너지 (AE) 를 구하고 충돌 에너지 흡수능 (내충격성) 을 평가하였다 (사단법인 일본 철강 협회 「철과 강」vol.83 (1997) No.11, p.748-753, 참조). 또, 상기 흡수 에너지 (AE) 는, 응력 - 진(眞)변형 곡선을 변형량 : 0∼ 5 ％ 의 범위로 적분함으로써 구하였다. 이상의 평가 결과를, 표 4 및 표 5 에 나타낸다.

비교예에서는, 인장 강도 (TS), 전연신 (EL), 구멍 확장률 (λ), 변형 속도 : 2000/s 로 인장 시험을 실시한 경우에 있어서의 변형량 5 ％ 까지의 흡수 에너지 (AE) 중 어느 것에 있어서 충분한 특성이 얻어지지 않았다. 이에 대하여, 본 발명예에서는 모두, 인장 강도 TS : 1200 ㎫ 이상의 고강도와, 전연신 EL : 12 ％ 이상이고 구멍 확장률 (λ) : 50 ％ 이상의 우수한 성형성을 갖는다. 그리고, 본 발명예는 모두 원하는 강도 및 성형성을 갖는 것에 추가하여, 변형 속도 : 2000/s 로 인장 시험을 실시한 경우에 있어서의 변형량 5 ％ 까지의 흡수 에너지 (AE) 와 정적인 인장 강도 (TS) 와의 비 (AE/TS) 가 0.050 이상이 되어, 우수한 내충격성을 나타내고 있다.

Claims

기판 표면에 용융 아연 도금층을 갖는 용융 아연 도금 강판으로서, 상기 기판이, 질량％ 로,
C : 0.05 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 2.5 ％ 이하,
Mn : 0.5 ％ 이상 3.5 ％ 이하, P : 0.003 ％ 이상 0.100 ％ 이하,
S : 0 % 초과 0.02 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
B : 0.0002 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ti : 0.05 ％ 이하
를 함유하며, 또한 Ti ＞ 4N 을 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 면적률로 60 ％ 이상 95 ％ 이하의 템퍼드 마텐자이트와, 면적률로 5 ％ 이상 20 ％ 이하의 잔류 오스테나이트를 함유하고, 또한, 상기 템퍼드 마텐자이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 조직을 갖고, 변형 속도를 2000/s 로 인장 시험을 실시한 경우에 있어서의 변형량 5 ％ 까지의 흡수 에너지 (AE) 와 정적인 인장 강도 (TS) 와의 비 (AE/TS) 가 0.050 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내충격성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조직이, 추가로 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 페라이트 및/또는 면적률로 10 ％ 이하 (0 ％ 를 포함) 의 마텐자이트를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 하기의 제 1 군 내지 제 3 군 중에서 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 군 : 질량％ 로 Cr : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, V : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Ni : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 2.00 ％ 이하 중의 1 종 또는 2 종 이상
제 2 군 : 질량％ 로 Nb : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하
제 3 군 : 질량％ 로 Ca : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, REM : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하의 1 종 또는 2 종.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.