KR20160101095A

KR20160101095A - 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160101095A
Application number: KR1020167019385A
Authority: KR
Inventors: 히로시 하세가와; 신지로 가네코; 요이치 마키미즈; 요시츠구 스즈키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-12-18
Filing date: 2014-12-16
Publication date: 2016-08-24
Also published as: US10590503B2; WO2015093043A1; EP3054025A1; EP3054025B1; US20160319385A1; KR101813974B1; JP5858199B2; EP3054025A4; CN105814227B; JPWO2015093043A1; MX2016007954A; CN105814227A

Abstract

자동차 부품용 소재로서 적합한, 1180MPa 이상의 인장 강도(TS), 우수한 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법을 제공한다. C량을 0.15％ 이하로 하고, 페라이트의 면적률을 10％ 이하, 베이니틱 페라이트의 면적률을 2∼30％, 마르텐사이트의 면적률을 60∼98％, 잔류 오스테나이트의 면적률을 2％ 미만, 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 15㎛ 이하, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에 차지하는 비율을 10％ 이하, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)을 30 이상으로 한다.

Description

고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법{HIGH STRENGTH HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은, 자동차용 강판으로서의 용도에 적합한 스폿 용접성(spot weldability), 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

지구 환경 보전의 관점에서 CO₂ 배출량을 삭감하기 위해, 자동차 차체의 강도를 유지하면서, 그 경량화를 도모하고, 자동차의 연비를 개선하는 것이 자동차 업계에 있어서 항상 중요한 과제가 되고 있다.

자동차 차체의 강도를 유지하면서 그 경량화를 도모하는데 있어서는, 자동차 부품용 소재가 되는 강판의 고강도화에 의해 강판을 박육화하는 것이 유효하다. 그런데, 자동차 부품의 대부분은 프레스 가공(press forming method)이나 버링 가공(burring method) 등에 의해 성형된다. 이 때문에, 자동차 부품용 소재로서 이용되는 고강도 강판에는 소망하는 강도를 갖는 경우에 더하여, 우수한 성형성이 요구된다.

최근, 자동차 차체의 골격용 소재로서 1180MPa 초급(over 1180MPa grade)의 고강도 강판의 적용이 확대되고 있다. 1180MPa 초급의 고강도 강판은 성형 난이도가 높고, 종래의 프레스 성형을 그대로 적용 하기 어렵기 때문에, 이 강판을 성형할 때에는, 롤 성형 등의 굽힘 강도 주체의 가공이 이용된다. 이와 같이, 1180MPa 초급강의 적용에 있어서는 굽힘 가공성이 중요한 특성의 하나가 된다.

또한, 자동차 부품용 소재에 있어서, 중시해야 할 특성의 하나로서, 내충격성을 들 수 있다. 자동차의 충돌시, 강판으로 이루어지는 각 부품이 받는 변형 속도는 10³/s 정도에까지 도달한다. 이 때문에, 예를 들면 필러(pillar), 멤버(member), 범퍼(bumper) 등의 자동차 부품에는, 자동차 주행 중, 만일 충돌했을 경우에 탑승자의 안전을 확보하는 충분한 내충격성이 요구된다. 즉, 충돌시에 상기와 같이 높은 변형 속도를 받았을 경우에도, 우수한 충돌 에너지 흡수능을 발휘하는 바와 같은 내충격성을 갖는 고강도 강판을 이용하여 상기와 같은 자동차 부품을 제조하여, 자동차의 충돌 안전성을 확보할 필요가 있다.

이러한 요구에 대하여, 예를 들면 특허문헌 1에서는 성형성 및 내충격성이 우수한 1180MPa 급 강판에 관한 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 1에 기재된 기술에 의하면, 연신(elongation)이나 연신 플랜지성(stretch flange) 등의 성형성을 개선할 수 있지만, 굽힘 가공성이나 자동차용 강판으로서 중요한 스폿 용접성에 대해서는 검토되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 템퍼링 설비(tempering equipment)를 필요로 하기 때문에, 설비비용에 있어서도 과제가 있다.

특허문헌 2에는, 굽힘 가공성이나 스폿 용접성 등이 양호한 고강도 강판에 관한 기술이 개시되고 있다. 그러나, 특허문헌 2에서는, 내충격성에 대해서는 평가하고 있지 않고, 충분한 내충격성을 갖고 있다고는 말할 수 없다. 또한, 특허문헌 2에서는 TS가 1180MPa 초급에 관한 점도 거의 개시되어 있지 않다.

특허문헌 1 : 일본공개특허공보 2012-031462호 특허문헌 2 : 일본공개특허공보 2011-132602호

본 발명은, 상기한 종래 기술이 안고있는 문제를 유리하게 해결하고, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 1180MPa 이상의 인장 강도(TS), 우수한 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하고, 용접성 및 내충격성 등이 우수한 고강도 강판을 제조하기 위하여, 강판의 성분 조성, 조직 및 제조 방법의 관점에서 예의 연구를 거듭했다. 그 결과, C량을 0.15％ 이하로 하고, 페라이트의 면적률을 10％ 이하, 베이니틱 페라이트의 면적률을 2∼30％, 마르텐사이트의 면적률을 60∼98％, 잔류 오스테나이트의 면적률을 2％ 미만, 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경을 15㎛ 이하, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트(massive martensite)의 전 조직에 차지하는 비율을 10％ 이하, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)을 30 이상으로 함으로써, 1180MPa 이상의 TS, 우수한 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성을 갖는 고강도 강판이 얻어지는 것을 발견했다. 본 발명은, 이러한 인식에 기초하여 이루어진 것으로, 이하의 발명을 제공한다.

(1) 질량％로, C：0.05∼0.15％, Si：0.01∼1.00％, Mn：1.5∼4.0％, P：0.100％ 이하, S：0.02％ 이하, Al：0.01∼0.50％, Cr：0.010∼2.000％, Nb：0.005∼0.100％, Ti：0.005∼0.100％, B：0.0005∼0.0050％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로부터 이루어지고, 하기식 (I)로 나타나는 K가 3.0 이상이 되는 성분 조성을 갖고, 강판 표면에 수직인 단면의 판 두께 4분의 1 위치의 조직 관찰에 있어서, 면적률로 페라이트：10％ 이하, 베이니틱 페라이트：2∼30％, 마르텐사이트：60∼98％를 포함하고, X선 회절법(X-ray diffraction method)에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 비율이 2％ 미만이며, 또한 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율이 10％ 이하이고, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치에서의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치에서의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)이 30 이상인 조직을 갖는 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

K=-0.4×[Si]＋1.0×[Mn]＋1.3×[Cr]＋200×[B]　식(I)

(상기식(I)에 있어서, [Si]는 Si의 함유량[질량％], [Mn]은 Mn의 함유량[질량％], [Cr]은 Cr의 함유량[질량％], [B]는 B의 함유량[질량％]이다.)

　(2) 또한, 질량％로, Mo：0.005∼2.000％, V：0.005∼2.000％, Ni：0.005∼2.000％ 및 Cu：0.005∼2.000％로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 (1)에 기재된 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(3) 추가로, 질량％로, Ca：0.001∼0.005％및 REM：0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(4) 상기 용융 아연 도금은 합금화 용융 아연 도금인 (1) 내지 (3)의 어느 것에 기재된 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(5) (1) 내지 (3)의 어느 것에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연할 때에, 최종 마무리 패스의 압하율이 10％ 이상, 온도가 850∼950℃의 조건으로 마무리 압연하고, 이어서 600∼700℃에서의 체류 시간(retention time)의 총계가 10초 이하가 되도록 냉각하고, 450∼600℃ 미만의 온도에서 권취하는 열연 공정과, 상기 열연 공정 후에 열연판을, 20％ 초과의 압하율로 냉간 압연 하는 냉연 공정과, 상기 냉연 공정 후에 냉연판을, 300℃∼어닐링 온도의 온도역에 있어서 노점이-45∼＋20℃, 공기비(air ratio)가 0.80이상의 분위기, 평균 가열 속도가 0.5℃／s이상의 조건으로, Ac3-20℃∼950℃의 범위의 임의의 온도인 어닐링 온도까지 가열하여, 어닐링 온도에서 10∼1000초 유지(holding)하는 어닐링 공정과, 상기 어닐링 공정 후의 냉연판을, 5℃／s이상의 평균 냉각 속도로 450∼550℃의 범위의 임의의 온도인 냉각 정지 온도까지 냉각하여, 그 온도에서 30∼1000초 유지하는 냉각 공정과, 상기 냉각 공정 후의 냉연판에 아연 도금 처리를 행하는 아연 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

(6) (5)에 기재된 방법으로 제조된 고강도 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 갖는 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 자동차 부품용 소재로서 적합한, 1180MPa 이상의 TS, 우수한 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성을 갖는다. 따라서, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판은, 자동차 부품용 소재로서 바람직하게 이용할 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태로 한정되지 않는다.

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에서는, 하지 강판 상에 용융 아연 도금층이 형성되어 있다. 또한, 상기 도금이 합금화 용융 아연 도금의 경우, 하지 강판 상에 합금화 용융 아연 도금층이 형성되어 있다. 먼저, 하지 강판, 아연 도금층 및 합금화 아연 도금층에 대해서 설명한다.

하지 강판

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 하지 강판은, 질량％로, C：0.05∼0.15％, Si：0.01∼1.00％, Mn：1.5∼4.0％, P：0.100％ 이하, S：0.02％ 이하, Al：0.01∼0.50％, Cr：0.010∼2.000％, Nb：0.005∼0.100％, Ti：0.005∼0.100％, B：0.0005∼0.0050％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 특정의 식 (I)로 나타나는 K가 3.0 이상인 성분 조성을 갖는다. 이하, 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, ％는 질량％를 의미한다.

C：0.05∼0.15％

C는, 마르텐사이트를 생성시켜 TS를 상승시키기 위해서 필요한 원소이다. C량이 0.05％ 미만에서는, 마르텐사이트의 강도가 낮고, TS가 1180MPa 이상이 되지 않는다. 한편, C량이 0.15％를 초과하면 굽힘 가공성이나 스폿 용접성이 열화 한다. 따라서, C량은 0.05∼0.15％, 바람직하게는 0.06∼0.12％로 한다.

Si：0.01∼1.00％

Si는, 강(steel)을 고용(solid solution) 강화하여 TS를 상승시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서 Si량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Si량이 1.00％를 초과하면, 도금성이나 스폿 용접성의 열화를 초래한다. 따라서, Si량은 0.01∼1.00％, 바람직하게는 0.01∼0.80％, 보다 바람직하게는 0.01∼0.60％로 한다.

Mn：1.5∼4.0％

Mn은, 강을 고용 강화하여 TS를 상승시키거나, 페라이트 변태나 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트를 생성시켜 YS나 TS를 상승시키거나 하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mn량을 1.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn량이 4.0％를 초과하면, 개재물의 증가가 현저하게 되어, 강철의 청정도나 내충격성 저하의 원인이 된다. 따라서, Mn량은 1.5∼4.0％, 바람직하게는 1.8∼3.5％, 보다 바람직하게는 2.0∼3.0％로 한다.

P：0.100％ 이하

P는, 입계 편석(grain boundary segregation)에 의해 내충격성을 저하시키고, 스폿 용접성을 열화 시킨다. 이 때문에, P량은 최대한 저감 하는 것이 바람직하다. 제조 비용의 면 등에서 P량은 0.100％ 이하이면 좋다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, P량을 0.001％ 미만으로 하고자 하면 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, P량은 0.001％ 이상이 바람직하다.

S：0.02％ 이하

S는, MnS 등의 개재물로서 존재하고, 스폿 용접성을 열화 시킨다. 이 때문에, S량은 최대한 저감 하는 것이 바람직하다. 제조 비용의 면에서 S량은 0.02％ 이하이면 좋다. 하한은 특별히 규정하지 않지만, S량을 0.0005％ 미만으로 하고자 하면 생산 능률의 저하를 초래하기 때문에, S량은 0.0005％ 이상이 바람직하다.

Al：0.01∼0.50％

Al는, 탈산제로서 작용하고, 탈산 공정에서 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al량이 0.50％를 초과하면, 연속 주조시의 슬래브(slab) 균열의 위험성이 높아진다. 따라서, Al량은 0.01∼0.50％로 한다.

Cr：0.010∼2.000％

Cr은, 페라이트 변태나 베이나이트 변태를 억제하여 마르텐사이트를 생성시키고, TS를 상승시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr량을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cr량이 2.000％를 초과하면, 그 효과가 더욱 높아지는 일 없이 포화하는 것과 함께, 제조 비용이 상승한다. 따라서, Cr량은 0.010∼2.000％, 바람직하게는 0.010∼1.500％, 보다 바람직하게는 0.010∼1.000％로 한다.

Nb：0.005∼0.100％

Nb는, 어닐링시에 페라이트의 재결정을 억제하고, 결정립을 미세화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 , Nb량을 0.005％이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb량이 0.100％를 초과하면, 그 효과가 더욱 높아지는 일 없이 포화함과 함께, 제조 비용을 상승시킨다. 따라서, Nb량은 0.005∼0.100％, 바람직하게는 0.010∼0.080％, 보다 바람직하게는 0.010∼0.060％로 한다.

Ti：0.005∼0.100％

Ti는, 어닐링시에 페라이트의 재결정을 억제하고, 결정립을 미세화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti량이 0.100％를 초과하면, 그 효과가 더욱 높아지는 일 없이 포화하는 것과 함께, 제조 비용을 상승시킨다. 따라서, Ti량은 0.005∼0.100％, 바람직하게는 0.010∼0.080％, 보다 바람직하게는 0.010∼0.060％로 한다.

B：0.0005∼0.0050％

B는, 입계로부터의 페라이트 및 베이나이트의 핵 생성을 억제하여, 마르텐사이트를 얻는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는, B량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, B량이 0.0050％를 초과하면, 그 효과가 더욱 높아지는 일 없이 포화하는 것과 함께, 제조 비용을 상승시킨다. 따라서, B량은 0.0005∼0.0050％, 바람직하게는 0.0015∼0.0050％, 보다 바람직하게는 0.0020∼0.0050％로 한다.

K≥3.0

K는, K=-0.4×[Si]＋1.0×[Mn]＋1.3×[Cr]＋200×[B]의 식 (I)에서 나타난다. K는, 조직이 마르텐사이트의 연결을 유지하고, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율을 10％ 이하로 하기 위한 지표로서 경험적으로 얻은 식이다. K가 3.0 미만에서는, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트가 증대하여 굽힘 가공성이 열화 한다. 따라서, K는 3.0이상, 바람직하게는 3.2이상으로 한다. 또한, 상기식 (I)에 있어서, [Si]는 Si의 함유량[질량％], [Mn]은 Mn의 함유량[질량％], [Cr]은 Cr의 함유량[질량％], [B]는 B의 함유량[질량％]이다.

Fe 및 불가피적 불순물

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 이상이 고강도 용융 아연 도금 강판의 하지 강판의 필수 성분이다. 본 발명에 있어서는, 하지 강판이 이하의 임의 성분을 포함해도 좋다.

Mo：0.005∼2.000％, V：0.005∼2.000％, Ni：0.005∼2.000％, Cu：0.005∼2.000％로부터 선택되는 적어도 1종

Mo, V, Ni, Cu는 마르텐사이트 등의 저온 변태상을 생성시켜 고강도화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 , Mo, V, Ni, Cu로부터 선택되는 적어도 1종의 원소의 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mo, V, Ni, Cu 중 어느 것의 함유량이 2.000％를 초과하면, 그 효과가 높아지는 일 없이 포화함과 함께 제조 비용을 상승시킨다. 따라서, Mo, V, Ni, Cu의 함유량은 각각 0.005∼2.000％로 한다.

Ca：0.001∼0.005％, REM：0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 1종

Ca, REM은, 모두 황화물의 형태 제어에 의해 가공성을 개선시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca, REM으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소의 함유량을 0.001％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ca, REM의 어느 것의 함유량이 0.005％를 초과하면, 강철의 청정도에 악영향을 미쳐 특성이 저하할 우려가 있다. 따라서, Ca, REM의 함유량은 0.001％∼0.005％로 한다.

이어서, 하지 강판의 조직에 대해서 설명한다. 본 발명에 있어서 하지 강판의 조직(「마이크로 조직」이라고 하는 경우가 있다.)은, 강판 표면에 수직인 단면의 판 두께 4분의 1 위치의 조직 관찰에 있어서, 면적률로 페라이트：10％ 이하, 베이니틱 페라이트：2∼30％, 마르텐사이트：60∼98％를 포함하고, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 비율이 2％ 미만이며, 또한 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고, 베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율이 10％ 이하이며, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치에서의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치에서의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)이 30이상이다. 각각의 한정 이유는 이하와 같다.

페라이트의 면적률：10％ 이하

페라이트의 면적률이 10％를 초과하면, TS가 1180MPa 이상과 내충격성의 양립이 곤란해진다. 따라서, 페라이트의 면적률은 10％ 이하, 바람직하게는 5％ 이하, 보다 바람직하게는 2％ 이하로 한다.

베이니틱 페라이트의 면적률：2∼30％

베이니틱 페라이트는, 강도나 내충격성을 크게 저하시키지 않고 강철의 굽힘 가공성을 향상시키는데 유효하다. 베이니틱 페라이트의 면적률이 2％ 미만에서는 이러한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 베이니틱 페라이트의 면적률이 30％를 초과하면 TS를 1180MPa 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 따라서, 베이니틱 페라이트의 면적률은 2∼30％, 바람직하게는 5∼30％, 보다 바람직하게는 10∼25％로 한다.

마르텐사이트의 면적률：60∼98％

마르텐사이트의 면적률이 60％ 미만에서는, TS가 1180MPa 이상과 내충격성의 양립이 곤란해진다. 한편, 마르텐사이트의 면적률이 98％를 초과하면, 굽힘 가공성이 열화 한다. 따라서, 마르텐사이트의 면적률은 60∼98％, 바람직하게는 70∼95％, 보다 바람직하게는 70∼90％로 한다.

잔류 오스테나이트의 면적률：2％ 미만

잔류 오스테나이트는, 가공 후에 마르텐사이트 변태하고, 다른 상에 비해 현저하게 단단하다. 이 때문에, 잔류 오스테나이트는, 자동차의 충돌시 등에 발생하는 강판의 동적 변형에 있어서, 균열의 기점이나 균열 신전(crack propagation)의 패스(path)가 되기 쉽고, 그 양은 작은 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 면적률이 2％ 이상에서는, 내충격성이 열화 한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 면적률은 2％ 미만, 바람직하게는 1％ 미만으로 한다.

베이나이트에 인접하는 괴상 마르텐사이트의 평균 결정 입경：15㎛ 이하

본 발명에서는 베이나이트에 인접하는 괴상 마르텐사이트를 미세화하는 것이, 내충격성을 확보하는데 있어서 중요하다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만 다음과 같이 추측된다. 베이나이트는 마르텐사이트에 비해 강도가 낮기 때문에, 자동차의 충돌시 등에 발생하는 강판의 동적 변형에 있어서 균열의 기점이나 전파 경로가 되기 쉽다고 생각할 수 있다. 베이나이트에 인접하는 괴상 마르텐사이트의 결정 입경을 작게 하면, 베이나이트 기점에서 발생하거나, 혹은 베이나이트에 이르는 균열의 전파 경로가 증대함으로써, 충돌 에너지가 분산되고, 보다 큰 충돌 에너지가 흡수 가능하게 되는 것이라고 추측된다. 베이나이트에 인접하는 괴상 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 15㎛를 초과하면, 상기의 내충격성을 충분히 얻을 수 없다. 따라서, 베이나이트에 인접하는 괴상 마르텐사이트의 평균 결정 입경은 15㎛ 이하, 바람직하게는 10㎛ 이하로 한다. 평균 결정 입경의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 상기 평균 결정 입경은 대략 1㎛이상이다.

베이나이트에만 인접하는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율：10％ 이하

본 발명과 같이 마르텐사이트를 주체로 하는 조직에 있어서 인접상이 베이나이트만으로 이루어지는 고립한 괴상 마르텐사이트(isolated massive martensite)는 굽힘 가공성의 열화를 초래한다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만, 응력 분배의 불균일에 의해 베이나이트와 마르텐사이트의 계면에서 마이크로 크랙이 발생하기 쉬워지는 것 등이 메커니즘으로서 추측된다. 인접상이 베이나이트만으로 이루어지는 괴상 마르텐사이트의 비율(면적률로부터 산출한 비율)이 10％를 초과하면 충분한 굽힘 가공성을 얻을 수 없다. 따라서, 인접상이 베이나이트만으로 이루어지는 괴상 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율은 10％ 이하, 바람직하게는 5％ 이하, 보다 바람직하게는 3％ 이하로 한다. 또한, 상기 괴상 마르텐사이트란, 구 오스테나이트립계를 포함하는 마르텐사이트이고, 하나의 베이니틱 페라이트 중에 고립하는 섬(island) 형상 마르텐사이트는 포함하지 않는다. 또한, 본 발명에 있어서의 베이나이트란 베이니틱 페라이트와 섬 형상 마르텐사이트 또는 방위가 정돈된 탄화물로 이루어지는 조직이다.

강판 표면으로부터 100㎛의 위치에서의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치에서의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)：30이상

강판 표면으로부터 100㎛위치의 비커스 경도(Hｖ₁₀₀)와 강판 표면으로부터 20㎛위치의 비커스 경도(Hｖ₂₀)의 차이(Hｖ₁₀₀-Hｖ₂₀)인△Hｖ가 30 미만에서는 굽힘 가공성이 열화 한다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만, 다음과 같이 추측된다. 굽힘 강도 가공시, 균열이 확인되기 시작하는 것은 강판 표면으로부터 100㎛정도의 깊이까지 균열이 신전했을 때이다. 따라서, 미소 균열의 억제에 있어서는 강판의 평균의 특성에 더하여, 강판 표면으로부터 100㎛이내의 특성의 제어가 중요하다고 생각할 수 있다. 굽힘 가공의 때에는 강판의 표면으로부터 내부에 걸쳐 변형 구배가 발생한다. 미리 강판 표면 근방에 반대의 강도 구배(변형이 큰 표층만큼 저강도)를 부여함으로써, 균열의 발생 및 전파가 억제되는 것이라고 생각할 수 있다. 이 강도 구배를, 상기 △Hｖ로 나타내고, △Hｖ를 30이상으로 함으로써 굽힘 가공성이 향상한다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 본 발명에서는 상기 △Hｖ는 대략 100 이하다.

또한, 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 이외의 상으로서 펄라이트를 포함하는 경우도 있다. 상기의 마이크로 조직의 조건을 충족시키고 있다면, 본 발명의 목적은 달성된다.

상기 면적률이란, 관찰 면적에 차지하는 각 상(phase)의 면적의 비율이다. 각 상의 면적률은, 강판 표면에 수직인 단면을 연마 후, 3％ 나이탈(nital)로 부식시켜, 판두께 1/4의 위치를 SEM(주사형 전자현미경)으로 1500배의 배율로 3 시야 촬영하고, 얻어진 화상 데이터로부터 Media　Cybernetics 사 제조의 Image-Pro를 이용하여 각 상의 면적률을 구하여, 3 시야의 평균 면적률을 각 상의 면적률로 했다. 상기 화상 데이터에 있어서, 페라이트는 흑색, 베이니틱 페라이트는 섬 형상의 마르텐사이트를 포함하는 흑색 혹은 탄화물을 포함하는 회색, 마르텐사이트는 백색으로서 구별할 수 있다.

또한, 잔류 오스테나이트의 면적률의 측정 방법은 이하와 같다. 강판을 판두께 1/4 위치까지 연마 후, 화학 연마에 의해 추가로 0.1 mm연마한 면에 대해서, X선 회절 장치에서 Mo의 Kα선을 이용하여, fcc철의 (200), (220), (311) 면과 bcc철의 (200), (211), (220) 면의 적분 강도를 측정하고, bcc철 각 면으로부터의 적분 반사 강도에서 차지하는 fcc철 각 면으로부터의 적분 반사 강도의 강도비를 구하고 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 했다.

또한, 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경은, 상기의 각 상의 면적률을 구한 화상 데이터에 대해서, 시야 내에 차지하는 당해 마르텐사이트의 면적의 합계를, 당해 시야 내에 존재하는 당해 마르텐사이트의 개수로 나눔으로써, 당해 마르텐사이트의 평균 면적을 구하여, 그 1/2승을 평균 결정 입경으로 했다(정방형의 1변 상당(정방형 근사)). 또한, 당해 마르텐사이트립이란 구 오스테나이트립계 또는 다른 조직과의 결정 입계로서, 패킷(packet)이나 블록 경계(block boundaries)는 입계(grain boundaries)로 하지 않는다.

아연 도금층 및 합금화 아연 도금층

아연 도금층은, Zn을 주체로서 포함하는 층이다. 합금화 아연 도금층이란, 합금화 반응에 의해서 아연 도금 중에 강 중의 Fe가 확산(diffusing)해서 생긴 Fe-Zn합금을 주체로서 포함하는 층이다.

아연 도금층 및 합금화 아연 도금층에는, Zn 이외에 Fe, Al, Sb, Pb, Bi, Mg, Ca, Be, Ti, Cu, Ni, Co, Cr, Mn, P, B, Sn, Zr, Hf, Sr, V, Se, REM을 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에서 포함해도 좋다.

고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법

이하, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해서, 바람직한 제조 방법, 바람직한 제조 조건을 설명한다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판의 바람직한 제조 방법은, 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 냉각 공정, 아연 도금 공정을 갖는다. 이하, 이러한 각 공정에 대해서 설명한다.

열연 공정

열연 공정이란, 슬래브를, 최종 마무리 패스의 압하율이 10％ 이상, 온도가 850∼950℃의 조건으로 마무리 압연하고, 이어서 600∼700℃에서의 체류 시간의 총계가 10초 이하가 되도록 냉각하고, 450∼600℃ 미만의 온도에서 권취하는 공정이다.

먼저, 열연 공정으로 이용하는 슬래브의 제조에 대해서 설명한다. 상기 하지 강판의 성분 조성을 갖는 슬래브를 제조한다. 슬래브는, 매크로 편석을 방지하기 위해, 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조법 이외의 방법으로도 슬래브를 제조 가능하여, 조괴법(ingot-making method), 박 슬래브 주조법(thin-slab-coating method) 등의 다른 방법을 채용해도 좋다. 예를 들면, 조괴법의 경우, 강철을 용제하고, 주조한 후, 분괴 압연하여 슬래브를 제조해도 좋다.

이어서, 상기 슬래브를 열간 압연한다. 슬래브를 열간 압연하기 위해서는, 슬래브를 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재가열하여 열간 압연을 행해도 좋고, 슬래브를 실온까지 냉각하지 않고 가열로에 장입하여 열간 압연을 행할 수도 있다. 혹은 아주 약간의 보열(heat retention)을 행한 후에 즉시 열간 압연하는 에너지 절약 프로세스도 적용할 수 있다. 슬래브를 가열하는 경우는, 탄화물을 용해시키거나 압연 하중의 증대를 방지하거나 하기 위하여, 1100℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하다. 또한, 스케일 로스(scale loss)의 증대를 방지하기 위해서, 슬래브의 가열 온도는 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래브를 열간 압연할 때에는, 슬래브의 가열 온도를 낮게 하면서, 압연시의 트러블 발생을 방지하는 관점에서, 조 압연(rough rolling) 후의 조 바(sheet bar)를 가열해도 좋다. 또한, 조 바끼리 접합하고, 마무리 압연을 연속적으로 행하는, 이른바 연속 압연 프로세스를 적용할 수 있다.

본 발명에 있어서는, 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연의 조건, 마무리 압연 후의 조건을 조정하는 것이 중요하다. 구체적으로는, 마무리 압연의 조건을, 최종 마무리 패스의 압하율이 10％ 이상, 온도(마무리 압연 온도)가 850∼950℃로 한다. 또한, 마무리 압연 후의 600∼700℃에서의 체류 시간의 총계가 10초 이하가 되도록 냉각하고, 450∼600℃ 미만의 온도에서 권취한다.

열간 압연의 마무리 압연 공정에 있어서, 최종 마무리 패스의 압하율이 10％ 미만에서는, 어닐링 후의 강판 표면 근방의 경도차 △Hｖ가 30 미만이 되어서 굽힘 가공성이 열화 한다. 이 메커니즘은 분명하지 않지만, 마무리 압연의 압하율이 저하하면 열연판의 표면 근방의 조직이 조대해지고(coarsening), 산소의 확산 경로가 감소하여 표면 부근의 탄소의 희박화가 억제되기 때문이라고 추측된다. 따라서, 마무리 압연의 최종 마무리 패스의 압하율은 10％ 이상으로 한다. 또한, 신전립(elongated grains) 억제라는 관점에서, 상기 압하율은 50％ 이하인 것이 바람직하다.

최종 마무리 패스의 마무리 압연 온도가 850℃ 미만에서는 굽힘 가공성이 열화 한다. 이것은 마무리 압연 온도가 저하하면 강판 표면 근방에 신전 조직이 잔존하고, 굽힘 강도 가공시 이 부분에 변형이 집중하기 때문이라고 추측된다. 한편, 상기 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 결정립이 조대화하여, 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 최종 마무리 패스의 마무리 압연 온도는 850∼950℃로 한다.

마무리 압연 후, 600∼700℃에 있어서의 체류 시간이 10초를 초과하면 B탄화물 등의 B를 포함하는 화합물이 생성되고, 강 중의 고용 B량이 저하하고, 어닐링 시의 B의 효과가 감퇴하여 본 발명의 조직을 얻을 수 없게 된다. 따라서, 600∼700℃에서의 체류 시간의 총계는 10초 이하, 바람직하게는 8초 이하로 한다.

권취 온도가 600℃ 이상에서는 B 탄화물 등의 B를 포함하는 화합물이 생성되고, 강 중의 고용 B량이 저하하고, 어닐링 시의 B의 효과가 감퇴하여 본 발명의 조직을 얻을 수 없게 된다. 한편, 권취 온도가 450℃ 미만에서는 강판 표면으로의 산소의 공급이 억제되어 표면 부근의 탄소의 희박화가 억제되고, 어닐링 후의 표면 근방의 경도차이 △Hｖ가 30 미만이 되어 굽힘 가공성이 열화 한다. 따라서, 권취 온도는 450∼600℃ 미만, 바람직하게는 500∼600℃ 미만으로 한다.

또한, 권취 후의 열연판은, 스케일(scale)을 산세정(pickling) 등에 의해 제거된 후, 하기 냉연 공정에 이용되는 것이 바람직하다.

냉연 공정

냉연 공정이란, 열연 공정 후의 열연판을, 20％ 초과의 압하율로 냉간압연 하는 공정이다. 압하율이 20％ 이하에서는, 조대립이 생성되어 내충격성을 열화 시킨다. 따라서, 냉간 압연의 압하율은 20％ 초과, 바람직하게는 30％ 이상으로 한다. 또한, 상한은 특별히 규정하지 않지만, 형상의 안정성 등의 관점으로부터 90％ 이하 정도가 바람직하다.

어닐링 공정

어닐링 공정이란, 300℃∼어닐링 온도의 온도역에 있어서 노점(dew point)이 -45∼＋20℃, 공기비가 0.80 이상의 분위기, 평균 가열 속도가 0.5℃／s 이상의 조건으로, Ac₃-20℃∼950℃의 범위의 임의의 온도인 어닐링 온도까지 냉연판을 가열하고, 어닐링 온도에서 10∼1000초 유지하는 공정이다.

300℃∼어닐링 온도에 있어서의 노점이 -45℃ 미만에서는 강판 표면에 산소가 충분히 공급되지 않고, 표면 부근의 탄소의 희박화가 억제되고, 어닐링 후의 표면 근방의 경도차이 △Hｖ가 30 미만이 되어 굽힘 가공성이 열화 한다. 한편, 상기 노점이 ＋20℃을 초과하면 도금성이 열화 한다. 따라서, 300℃∼어닐링 온도에 있어서의 노점은 -45∼＋20℃, 바람직하게는 -40∼0℃, 보다 바람직하게는 -40∼-10℃이다.

300℃∼어닐링 온도에 있어서의 공기비가 0.80 미만에서는 강판 표면에 산소가 충분히 공급되지 않고 표면 부근의 탄소의 희박화가 억제되고, 어닐링 후의 표면 근방의 경도 차이 ΔHｖ가 30 미만이 되어 굽힘 가공성이 열화 한다. 따라서, 300℃∼어닐링 온도에 있어서의 공기비는 0.80 이상으로 한다. 바람직하게는 0.90이상, 보다 바람직하게는 1.00 이상이다. 상한은 특별히 규정하지 않지만, 상기 공기비가 1.50을 초과하면 생산성을 저해하기 때문에, 상기 공기비는 1.50 이하가 바람직하다. 또한, 여기에서 공기비란, 제철소의 부생 가스인 코크스 로 가스(COG) 등의 연료와 공기의 비의 의미이다. 또한, 이 산화 처리를 행하는 산화 로의 종류는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 직화 버너(direct fire buner)를 구비한 직화식의 가열로를 사용하는 것이 매우 적합하다. 직화 버너란, 제철소의 부생 가스인 코크스 로 가스(COG) 등의 연료와 공기를 혼합하여 연소시킨 버너 화염을 직접 강판 표면에 맞대어 강판을 가열하는 것이다. 직화 버너의 연료로서는, COG, 액화 천연 가스(LNG) 등을 사용할 수 있다.

300℃∼어닐링 온도에 있어서의 평균 가열 속도가 0.5℃／s 미만에서는 오스테나이트가 조대되어, 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 300℃∼어닐링 온도에 있어서의 평균 가열 속도는 0.5℃／s 이상으로 한다. 또한, 입경 균일화라는 관점에서, 상기 평균 가열 속도는 50℃／s 이하인 것이 바람직하다.

어닐링 온도가 Ac₃-20℃ 미만에서는 오스테나이트의 생성이 불충분하게 되고, 과잉한 페라이트가 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 950℃를 초과하면 오스테나이트립이 조대되어, 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 어닐링 온도는 Ac₃-20℃∼950℃의 범위의 임의의 온도, 바람직하게는 Ac₃-10℃∼900℃의 범위의 임의의 온도, 보다 바람직하게는 Ac₃∼880℃의 범위의 임의의 온도로 한다.

또한, Ac₃ 온도는 이하의 식으로부터 구했다.

Ac₃(℃)=910-203×[C]＾0.5＋44.7×[Si]-30×[Mn]-11×[Cr]

여기서, [C], [Si], [Mn]및 [Cr]은 강 중의 각 원소의 질량％이다.

어닐링 온도에서의 유지 시간이 10초 미만에서는 오스테나이트의 생성이 불충분이거나, 과잉한 페라이트가 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 한편, 상기 유지 시간이 1000초를 초과하면 오스테나이트립이 조대되어, 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 유지 시간은 10∼1000초, 바람직하게는 30∼600초로 한다.

냉각 공정

냉각 공정이란, 어닐링 공정 후의 냉연판을, 5℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 450∼550℃의 범위의 임의의 온도인 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 그 온도에서 30∼1000초 유지하는 공정이다.

평균 냉각 속도가 5℃／s 미만에서는 냉각 중에 페라이트나 베이나이트가 과도하게 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 평균 냉각 속도는 5℃／s 이상으로 한다. 또한, 입경 균일화라는 관점에서, 상기 평균 냉각 속도는 50℃／s 이하인 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도가 450℃ 미만에서는 베이나이트가 과도하게 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 한편, 냉각 정지 온도가 550℃를 초과하면 페라이트가 과잉하게 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 냉각 정지 온도는 450∼550℃로 한다.

유지 시간이 30초 미만에서는 베이나이트가 생성되지 않고, 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 한편, 1000초를 초과하면 베이나이트가 과도하게 생성되어 본 발명의 마이크로 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 유지 시간은 30∼1000초, 바람직하게는 30∼500초로 한다.

아연 도금 공정

아연 도금 공정이란, 냉각 공정 후의 냉연판에 아연 도금 처리를 행하는 공정이다. 아연 도금 처리는, 상기에 의해 얻어진 강판을 440℃ 이상 500℃ 이하의 아연 도금 욕(bath) 중에 침지하고, 그 후, 가스 와이핑(gas wiping) 등에 의해서 도금 부착량을 조정하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 아연 도금 처리에 있어서는, Al량이 0.08∼0.18％인 아연 도금 욕을 이용하는 것이 바람직하다.

합금화 처리

본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판에 있어서의 도금은, 합금화 용융 아연 도금이라도 좋다. 이 경우, 본 발명의 고강도 용융 아연 도금은, 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 냉각 공정, 아연 도금 공정, 합금화 공정을 갖는 방법으로 제조된다. 열연 공정, 냉연 공정, 어닐링 공정, 냉각 공정, 아연 도금 공정에 대해서는 상기대로이며, 설명을 생략 한다.

합금화 처리에 있어서의 합금화 공정에서는, 460℃이상 580℃ 이하의 온도역에, 고강도 용융 아연 도금 강판을, 1초 이상 40초 이하 유지하여 합금화하는 것이 바람직하다.

그 외의 처리

아연 도금 처리, 혹은 추가로, 합금화 처리를 행한 후의 강판에는, 형상 교정이나 표면 조도의 조정 등을 목적으로 조질 압연(skin pass rolling)을 행할 수 있다. 다만, 조질 압연은 압하율이 0.5％를 초과하면 표면 근방의 경화에 의해 굽힘 가공성이 열화 하는 경우가 있다. 이 때문에, 조압율(skin pass rolling reduction)(조질 압연에서의 압하율)은 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3％ 이하다. 또한, 아연 도금 공정, 혹은 추가로 합금화 공정의 후에, 수지나 유지 코팅 등의 각종 도장 처리를 행할 수도 있다.

실시예

표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 진공 용해로에 의해 용제하고, 주조한 후 분괴 압연하여 강철 슬래브(slabbing)로 했다(표 1 중, N은 불가피적 불순물이다). 이들 강 슬래브를 1200℃에 가열 후 조압연, 마무리 압연하여 권취하고, 열연판으로 했다(열연 조건은 표 2, 3에 기재). 이어서, 두께 1.4mm까지 냉간 압연 하여 냉연 강판을 제조했다(압하율은 표 2, 3에 기재). 이어서, 냉연판을 어닐링에 제공했다. 어닐링은 연속 용해 아연 도금 라인 상당을 모의 하고, 표 2, 3에 나타내는 조건으로, 레버러토리(laboratory) 에서 행하여 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판 1∼42를 제작했다. 용융 아연 도금 강판은 460℃ 도금욕 중에 침지하고, 부착량 35∼45 g/m²의 도금을 표면에 형성시킨 후, 냉각 속도 10℃／초에 냉각함으로써 제작했다. 또한, 합금화 용융 아연 도금 강판은, 도금 형성 후 530℃로 합금화 처리를 행하고, 냉각 속도 10℃／초로 냉각하여 제작했다. 그리고, 얻어진 강판에 압하율 0.3％의 조질 압연을 행했다.

그 후, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 하지 강판의 마이크로 조직을 상술의 방법으로 확인했다. 결과를 표 4, 5에 나타냈다.

또한, 이하의 시험 방법에 따라, 표층 경도, 인장 특성, 굽힘 가공성, 스폿 용접성 및 충돌 에너지 흡수능을 구했다.

＜경도 시험＞

압연 방향에 대해서 평행한 수직 단면에 있어서 폭이 10mm, 길이가 15mm의 시험편을 채취하고, 표층으로부터 20㎛ 및 100㎛위치에 대해서, 비커스 경도 시험을 행했다. 하중은 50g으로 하고, 각 판두께 위치에서 5점 측정하고, 최대치와 최소치를 제외한 3점의 비커스 경도 Hｖ의 평균치를, 그 위치에 있어서의 비커스 경도 Hｖ로 했다.

＜인장 시험＞

압연 방향에 대해서 직각 방향으로 JIS5호 인장 시험편(JIS　Z2201)을 채취하고, 왜곡 속도(strain rate)가 10^-3/s로 하는 JIS　Z　2241의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, YS 및 TS를 구했다. YS는 0.2％ 내력으로 했다.

＜굽힘 시험＞

압연 방향에 대해서 평행 방향을 굽힘 시험 축 방향으로 하고, 폭이 35mm, 길이가 100mm의 단책형(strip-type)의 시험편을 채취하여, 굽힘 시험을 행했다. 스트로크 속도가 10mm/s, 압입 하중이 10ton, 압입 유지 시간 5초, 휨 반경 R이 1.5mm의 조건에서 90°V굽힘 시험을 행하고, 휨 정점의 능선부를 10배의 확대경으로 관찰하여, 1mm이상의 균열이 인정된 것을 열(poor), 균열이 1mm 미만의 것을 우(excellent)로서 판정했다.

＜스폿 용접 시험＞

시험 조건은, 전극：DR6mm-40 R, 가압력：4802 N(490 kgf), 초기 가압 시간：30cycles/60Hz, 통전 시간(energizing time)：17cycles/60Hz, 유지 시간：1cycle/60Hz로 했다. 시험 전류는 동일 번호의 강판에 대해서, 4.6∼10.0kA까지 0.2kA피치로 변화시키고, 또한 10.0kA로부터 용착까지는 0.5kA피치로 변화시켰다. 각 시험편은, 십자 인장 시험, 용접부의 너깃 지름(nugget diameter) 측정에 제공했다. 저항 스폿 용접 조인트(resistance spot welded joint)의 십자 인장 시험은 JIS　Z3137의 규정에 준거해서 행했다. 너깃 지름은 JIS　Z　3139의 기재에 준거해서 이하와 같이 행했다. 저항 스폿 용접 후의 대칭 원 형상의 플러그를, 판 표면에 수직인 단면에 대해서, 용접점의 거의 중심을 통과하는 단면을 적당한 방법으로 반 절단 했다. 절단면을 연마, 부식한 후, 광학 현미경 관찰에 의한 단면 조직 관찰에 의해 너깃 지름을 측정했다. 여기에서, 코로나 본드(corona bond)를 제거한 용융 영역의 최대 직경을 너깃 지름으로 했다. 너깃 지름이 4 t^1/2(mm)(t：강판의 판두께) 이상의 용접재에 있어서 십자 인장 시험을 행했을 때, 모재로 파단한 경우를 우, 너깃 파단한 경우를 열로서 판정했다.

＜충격 인장 시험＞

압연 방향에 대해서 직각 방향을 인장 시험 방향으로 하는, 평행부의 폭이 5mm, 길이가 7mm의 시험편을 채취하고, 홉킨슨 봉법(Hopkinson bar method)을 응용한 충격 인장 시험기를 이용하고, 변형 속도가 2000/s로 인장 시험을 행하여, 변형량이 5％까지의 흡수 에너지(AE)를 구하고, 충돌 에너지 흡수능(내충격성)을 평가했다(일반 사단법인 일본 철강 협회 「철과 강」ｖol.83(1997) No.11, p.748-753, 참조). 또한, 상기 흡수 에너지(AE)는, 응력 진변형 곡선(stress-true strain curve)을, 변형량이 0∼5％의 범위를 적분함으로써 구했다. 이상의 결과를 표 4, 5에 나타낸다.

본 발명에서는, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, 1180MPa 이상의 TS, AE/TS가 0.050 이상의 우수한 내충격성, 또한 우수한 굽힘 가공성 및 스폿 용접성을 갖는 것을 확인할 수 있다.

따라서, 본 발명에 의하면, 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성 등이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있고, 자동차의 경량화에 기여하고, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여한다는 우수한 효과를 가져온다.

산업상 이용의 가능성

본 발명에 의하면, TS가 1180MPa 이상에서 스폿 용접성, 내충격성 및 굽힘 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다. 본 발명의 고강도 용융 아연 도금 강판을 자동차용 부품 용도에 사용하면, 자동차의 경량화에 기여하고, 자동차 차체의 고성능화에 크게 기여할 수 있다.

Claims

질량％로, C：0.05∼0.15％, Si：0.01∼1.00％, Mn：1.5∼4.0％, P：0.100％ 이하, S：0.02％ 이하, Al：0.01∼0.50％, Cr：0.010∼2.000％, Nb：0.005∼0.100％, Ti：0.005∼0.100％, B：0.0005∼0.0050％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (I)로 나타나는 K가 3.0 이상이 되는 성분 조성을 갖고,
강판 표면에 수직인 단면의 판두께 4분의 1 위치의 조직 관찰에 있어서, 면적률로 페라이트：10％ 이하, 베이니틱 페라이트：2∼30％, 마르텐사이트：60∼98％를 포함하고, X선 회절법에 의해 구한 잔류 오스테나이트의 비율이 2％ 미만이고, 또한 베이나이트에 인접하는 마르텐사이트의 평균 결정 입경이 15㎛ 이하이고, 베이나이트에만 인접하는 괴상(massive) 마르텐사이트의 전 조직에서 차지하는 비율이 10％ 이하이고, 강판 표면으로부터 100㎛의 위치에서의 비커스 경도로부터 20㎛의 위치에서의 비커스 경도를 뺀 값(△Hｖ)이 30 이상인 조직을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판.
K=-0.4×[Si]＋1.0×[Mn]＋1.3×[Cr]＋200×[B]　식(I)
(상기 식(I)에 있어서, [Si]는 Si의 함유량[질량％], [Mn]은 Mn의 함유량[질량％], [Cr]은 Cr의 함유량[질량％], [B]는 B의 함유량[질량％]이다. )
제1항에 있어서,
추가로, 질량％로, Mo：0.005∼2.000％, V：0.005∼2.000％, Ni：0.005∼2.000％ 및 Cu：0.005∼2.000％로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ca：0.001∼0.005％ 및 REM：0.001∼0.005％로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 용융 아연 도금은 합금화 용융 아연 도금인 고강도 용융 아연 도금 강판
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 슬래브를 열간 압연할 때에, 최종 마무리 패스의 압하율이 10％ 이상, 온도가 850∼950℃의 조건으로 마무리 압연하고, 이어서 600∼700℃에서의 체류 시간의 총계가 10초 이하가 되도록 냉각하고, 450∼600℃ 미만의 온도에서 권취하는 열연 공정과,
상기 열연 공정 후에 열연판을, 20％ 초과의 압하율로 냉간 압연하는 냉연 공정과,
상기 냉연 공정 후에 냉연판을, 300℃∼어닐링 온도의 온도역에 있어서 노점이 -45∼＋20℃, 공기비가 0.80 이상의 분위기, 평균 가열 속도가 0.5℃／s 이상의 조건으로, Ac3-20℃∼950℃의 범위의 임의의 온도인 어닐링 온도까지 가열하여, 어닐링 온도에서 10∼1000초 유지하는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 냉연판을, 5℃／s 이상의 평균 냉각 속도로 450∼550℃의 범위의 임의의 온도인 냉각 정지 온도까지 냉각하여, 그 온도에서 30∼1000초 유지하는 냉각 공정과,
상기 냉각 공정 후의 냉연판에 아연 도금 처리를 행하는 아연 도금 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
제5항에 기재된 방법으로 제조된 고강도 용융 아연 도금 강판에 합금화 처리를 행하는 합금화 공정을 갖는 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.