KR20160113175A

KR20160113175A - 소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판

Info

Publication number: KR20160113175A
Application number: KR1020167022806A
Authority: KR
Inventors: 고스케 시바타; 도시오 무라카미; 무네아키 이케다; 미치하루 나카야
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-03-06
Filing date: 2015-03-04
Publication date: 2016-09-28
Also published as: US20170009315A1; CN106029928A; MX2016011356A; JP6234845B2; CN106029928B; WO2015133550A1; US10023934B2; JP2015168841A

Abstract

본 발명에 의하면, 질량%로, C: 0.05∼0.30%, Si: 0.5∼3.0%, Mn: 0.2∼3.0%, P: 0∼0.10%, S: 0∼0.010%, N: 0∼0.010%, Al: 0.001∼0.10%이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어짐과 더불어, 강의 조직이, 면적률로, 마텐자이트: 50∼85%, 페라이트: 0% 이상 5% 미만이고, 잔부가 베이나이트로 이루어지며, 추가로, 전위밀도가 5.0×10¹⁵m^-2 이상이고, 고용 탄소량이 0.08질량% 이상이고, 인장강도가 1180MPa 이상인 고강도 합금화 용융 아연도금 강판이 제공된다. 당해 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 우수한 소부경화성과 굽힘성을 겸비하고, 인장강도가 1180MPa 이상이다.

Description

소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판{HIGH-STRENGTH HOT-DIP GALVANNEALED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BAKE HARDENING PROPERTY AND BENDABILITY}

본 발명은 소부경화성(이하, 「BH[Bake Hardening]성」이라고도 한다)과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판에 관한 것이며, 상세하게는, 양호한 강도-소부경화성-굽힘성의 밸런스를 갖는 합금화 용융 아연도금 강판(이하, 「GA 강판」이라고도 한다)에 관한 것이다.

본 발명의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 자동차, 전기, 기계 등의 산업 분야에서 널리 유효하게 활용되는 것이지만, 이하에서는 대표적인 용도예로서, 자동차의 차체에 사용하는 경우를 중심으로 설명을 진행시킨다.

근년, 자동차용 강판에 이용되는 GA 강판에는, 충돌 안전성과 차체 경량화에 의한 연비 경감을 양립시킬 목적으로 1180MPa 이상의 고강도가 요구됨과 더불어, 프레스 가공으로 대표되는, 우수한 성형 가공성(특히 굽힘성)도 요구되고 있다.

그러나 강도의 향상은, 성형 가공성(특히 굽힘성)의 열화를 야기하기 쉽기 때문에, 복잡한 가공이 요구되는 자동차용 강판을 용도로 하는 경우, 특성으로서, 성형 가공 시에는 비교적 성형하기 쉬우며, 성형 가공 후의 도장 소부에서는 소부경화량이 크고 고강도화할 수 있는 GA 강판이 요구되고 있다.

소부경화는, 강 중에 고용된 탄소나 질소가, 소부 도장 중에 전위에 고착되어 항복강도를 상승시키는 현상으로, 고용 탄소나 질소량이 많을수록, 또한 전위밀도가 높을수록 소부경화성이 높아진다는 것이 알려져 있다(예를 들면, 특허문헌 1 참조). 고강도를 실현하기 위해서 흔히 이용되는 마텐자이트나 베이나이트는, 페라이트에 비해 전위밀도가 높고, 또한 생성 직후에는 탄소를 과포화로 고용시키고 있기 때문에 소부경화성이 높다.

한편으로, GA 강판은, 고온에서 소둔된 후, 100∼600℃의 온도역까지 냉각되고, 아연도금욕에 침지된다. 통상 이 아연도금욕으로의 침지 전, 또는 이 아연도금욕에 침지 중에 오스테나이트로부터 마텐자이트나 베이나이트의 변태 조직이 형성되지만, 그 후의 500℃ 정도의 합금화 처리에 의해 탄화물이나 질화물이 석출되어, 고용 탄소나 질소량이 감소함과 더불어, 회복에 의해 전위밀도가 감소한다. 이 때문에, 마텐자이트나 베이나이트를 주상(主相)으로 하는 GA 강판에 있어서는, 높은 소부경화성을 실현하는 것이 어려웠다.

또한, 마텐자이트나 베이나이트를 주상으로 하는 강판은 고강도를 실현할 수 있지만, 소부경화성과 굽힘성을 양립시키는 것은 어려웠다. 즉, 마텐자이트는 베이나이트에 비해 고용 탄소량이 많고 전위밀도도 높기 때문에 소부경화성이 우수하지만, 연성이 부족하여 굽힘성이 뒤떨어지는 한편, 베이나이트가 지나치게 많으면 굽힘성은 향상되지만, 소부경화성이 부족해지는 문제가 있다.

이 때문에, 인장강도 1180MPa 이상의 고강도 GA 강판에 있어서, 소부경화성과 굽힘성을 양립시키는 기술은 확립되어 있지 않았다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, 페라이트를 주상으로 하고, 경질 상(마텐자이트나 베이나이트)을 미세하게 분산시킨 GA 강판이 개시되어 있다. 이 GA 강판은, 강판의 소둔 후에 300∼450℃의 부가적인 열처리를 실시하는 것에 의해, 경질 조직 중의 C를 페라이트 중으로 확산시켜, 페라이트 중의 고용 C량을 증가시킴으로써, 소부경화성이 높아진다고 하고 있다. 그러나, 이 GA 강판은, 페라이트를 주상으로 하기 때문에 인장강도가 500∼600MPa 정도로 저강도여서, 본 발명이 목표로 하는, 인장강도 1180MPa 이상을 달성할 수 있는 것은 아니다. 한편, 동 문헌의 실시예에는, 비교예로서 마텐자이트 단상의 GA 강판(표 6의 강 No. Q-3)이 개시되어 있다. 이 GA 강판은, Mn 함유량이 3.2질량%로 높기(표 1의 강 No. Q) 때문에, 오스테나이트가 안정화되어, 실질적으로 담금질 상태 그대로의 마텐자이트 단상 강이며, 고전위밀도이고 고용 탄소량도 많아, 높은 소부경화성을 갖는 것으로 상정된다. 그러나, 이 GA 강판은, 베이나이트가 포함되어 있지 않아, 충분한 굽힘성이 얻어지고 있다고는 생각되지 않는다.

또한, 특허문헌 2에는, 강재를 Ac3점 이상으로 가열하여 완전히 오스테나이트화한 후에 Ms점 이하로 냉각하는 열처리에 의해, 조직을 마텐자이트+저온 생성 베이나이트로 하여 전위밀도를 높이는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 동 문헌의 실시예로부터, 실질적으로 냉연판용의 열처리 기술인 것이 분명하고, GA 강판에서는 실현 불가능한 기술이다.

또한, 특허문헌 3에는, 전체 조직 중의 전위밀도를 1×10¹⁵∼1×10¹⁶m^-2로 함으로써, 높은 항복강도와 높은 신도를 실현했다고 하는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 강판은, 조직이 400℃를 초과하는 온도에서 템퍼링된 마텐자이트 및 페라이트로 구성되어 있어, 충분한 고용 탄소량을 확보할 수 있다고는 생각되지 않아, 우수한 소부경화성을 발현할 수 없다.

또한, 특허문헌 4에는, 저온 템퍼링 마텐자이트 단상 강으로 함으로써, 고강도로 고굽힘성의 양립을 실현했다고 하는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나, 이 강판은, 100℃ 이상에서 120s 이상의 템퍼링을 필수로 하고 있기 때문에, 충분한 고용 탄소를 확보할 수 있다고는 생각되지 않아, 우수한 소부경화성을 발현할 수 없다.

일본 특허공개 2009-249733호 공보 일본 특허공개 2008-144233호 공보 일본 특허공개 2010-37652호 공보 일본 특허공개 2010-215958호 공보

그래서 본 발명의 목적은, 우수한 소부경화성과 굽힘성을 겸비한, 인장강도 1180MPa 이상의 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 제 1 발명에 따른 소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은,

성분 조성이, 질량%로,

C: 0.05∼0.30%,

Si: 0.5∼3.0%,

Mn: 0.2∼3.0%,

P: 0∼0.10%,

S: 0∼0.010%,

N: 0∼0.010%,

Al: 0.001∼0.10%

이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어짐과 더불어,

강의 조직이, 면적률로,

마텐자이트: 50∼85%,

페라이트: 0% 이상 5% 미만

이고, 잔부가 베이나이트로 이루어지며,

추가로, 전위밀도가 5.0×10¹⁵m^-2 이상이고,

고용 탄소량이 0.08질량% 이상이고,

인장강도가 1180MPa 이상인

것을 특징으로 한다.

본 발명의 제 2 발명에 따른 소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 상기 제 1 발명에 있어서,

성분 조성이, 질량%로,

Cu: 0.05∼1.0%,

Ni: 0.05∼1.0%,

B: 0.0002∼0.0050%

중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것이다.

본 발명의 제 3 발명에 따른 소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 상기 제 1 또는 제 2 발명에 있어서,

성분 조성이, 질량%로,

Mo: 0.01∼1.0%,

Cr: 0.01∼1.0%,

Nb: 0.01∼0.3%,

Ti: 0.01∼0.3%,

V: 0.01∼0.3%

중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것이다.

본 발명의 제 4 발명에 따른 소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판은, 상기 제 1 발명 내지 제 3 발명 중 어느 하나의 발명에 있어서,

성분 조성이, 질량%로,

Ca: 0.0005∼0.01%,

Mg: 0.0005∼0.01%

중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것이다.

본 발명에 의하면, 강의 조직을, 마텐자이트와 베이나이트를 주요 조직으로 함과 더불어, 전위밀도 및 고용 탄소량을 높게 함으로써, 고인장강도, 소부경화성, 굽힘성을 겸비하는 고강도 합금화 용융 아연도금 강판을 제공할 수 있게 되었다.

도 1은 본 발명 강판을 제조하기 위한 권장되는 열처리 패턴을 모식적으로 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서 여러 가지 검토를 행한 결과, GA 강판의 강 조직을, 마텐자이트와 베이나이트를 주요 조직으로 한 뒤에, 소정의 전위밀도 및 고용 탄소량을 확보함으로써, 고강도, 고소부경화성 및 고굽힘성을 겸비하는 GA 강판이 얻어진다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 우선 본 발명에 따른 고강도 GA 강판(이하, 「본 발명 강판」이라고도 한다)을 특징짓는 조직에 대해 설명한다.

〔본 발명 강판의 조직〕

전술한 바와 같이, 본 발명 강판은, 마텐자이트와 베이나이트를 주요 조직으로 하는 것이지만, 특히, 전위밀도 및 고용 탄소량이 높은 범위로 제어되어 있는 점에 특징을 갖는다.

<면적률로, 마텐자이트: 50∼85%, 페라이트: 0% 이상 5% 미만, 잔부: 베이나이트>

페라이트는, 인장강도를 열화시킬 뿐만 아니라, 고전위밀도, 높은 고용 탄소량을 실현할 수 없는 조직으로, 소부경화성을 열화시킨다. 이 때문에, 페라이트는, 면적률로 5% 미만(바람직하게는 3% 이하, 더 바람직하게는 2% 이하)으로 제한한다. 마텐자이트는, 인장강도가 우수함과 더불어, 고전위밀도로 높은 고용 탄소량을 실현할 수 있는 조직으로, 고강도 및 우수한 소부경화성을 얻기 위해서 불가결하다. 한편으로 마텐자이트 단상에서는 연성이 부족하여 굽힘성이 뒤떨어지기 때문에, 마텐자이트보다 연질인 베이나이트를 잔부로서 도입함으로써 굽힘성을 확보할 수 있다. 베이나이트는, 마텐자이트에 이어서 고전위밀도, 높은 고용 탄소량을 실현할 수 있는 조직이고, 또한 마텐자이트에 비해 굽힘성이 우수한 특징을 갖는다. 마텐자이트는, 인장강도 1180MPa 이상을 확보하면서 고전위밀도 및 높은 고용 탄소량을 실현하기 위해 면적률로 50% 이상(바람직하게는 55% 이상, 더 바람직하게는 60% 이상) 필요로 하지만, 굽힘성을 확보하기 위해 면적률로 85% 이하(바람직하게는 83% 이하, 더 바람직하게는 80% 이하)로 한다.

<전위밀도: 5.0×10¹⁵m^-2이상>

우수한 소부경화성을 실현하기 위해서는, 추가로, 상기 조직 중의 전위밀도를 5.0×10¹⁵m^-2 이상(바람직하게는, 6.0×10¹⁵m^-2 이상, 더 바람직하게는 7.0×10¹⁵m^-2 이상)으로 한다. 이와 같은 전위밀도는, 상세는 후술하지만, 상기 베이나이트를 저온에서 생성시킴과 더불어, 상기 마텐자이트+베이나이트 주요 조직을 템퍼링하지 않음으로써, 확보할 수 있다.

<고용 탄소량: 0.08질량% 이상>

우수한 소부경화성을 실현하기 위해서는, 추가로, 상기 조직 중의 고용 탄소를 0.08질량% 이상(바람직하게는, 0.09질량% 이상, 더 바람직하게는 0.1질량% 이상)으로 한다. 이와 같은 고용 탄소량은, 상세는 후술하지만, 상기 마텐자이트+베이나이트 주요 조직을 템퍼링하지 않음으로써 얻어진다.

다음으로, 본 발명 강판을 구성하는 성분 조성에 대해 설명한다. 이하, 화학 성분의 단위는 전부 질량%이다. 한편, 본 명세서에 있어서는, 질량을 기준으로 한 백분율(질량%)은 중량을 기준으로 한 백분율(중량%)과 동일하다.

〔본 발명 강판의 성분 조성〕

C: 0.05∼0.30%

C는 담금질성 향상 원소로, 고강도화 및 페라이트 생성을 억제하는 데 필요한 원소이다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, C를 0.05% 이상, 바람직하게는 0.07% 이상, 더 바람직하게는 0.1% 이상 함유시킨다. 그러나, C를 과잉으로 함유시키면 용접성이 열화되기 때문에, 그의 함유량은 0.30% 이하, 바람직하게는 0.25% 이하, 더 바람직하게는 0.20% 이하로 한다.

Si: 0.5∼3.0%

Si는 탄화물의 생성을 억제하여, 소부경화에 필요한 고용 탄소량을 확보하는 데 필요한 원소이다. 또한, Si는, 고용 강화 원소로서도 유용하여, 강판의 고강도화에 유용하다. 이상과 같은 작용을 유효하게 발현시키기 위해, Si를 0.5% 이상, 바람직하게는 0.7% 이상, 더 바람직하게는 1.0% 이상 함유시킨다. 그러나, Si를 과잉으로 함유시키면 용접성이 현저하게 열화되기 때문에, 그의 함유량은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 더 바람직하게는 2.0% 이하로 한다.

Mn: 0.2∼3.0%,

Mn은 담금질성 향상 원소로, 강판의 고강도화 및 페라이트 생성을 억제하는 데 유용하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘하기 위해서는, Mn을 0.2% 이상, 바람직하게는 0.5% 이상, 더 바람직하게는 1.0% 이상 함유시킨다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면 편석을 조장하여, 주편(鑄片) 균열이 생기는 등의 악영향이 보여지기 때문에, 그의 함유량은 3.0% 이하, 바람직하게는 2.5% 이하, 더 바람직하게는 2.0% 이하로 한다.

P: 0∼0.10%

P는 입계 편석에 의한 입계 취화를 조장하여, 가공성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그의 함유량은 낮은 편이 바람직하고, 0.10% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 더 바람직하게는 0.05% 이하로 한다.

S: 0∼0.010%

S는 MnS 등의 황화물계 개재물을 형성하여, 균열의 기점이 되어 가공성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그의 함유량은 낮은 편이 바람직하고, 0.010% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하로 한다.

N: 0∼0.010%

N은 조대한 질화물을 형성하여, 굽힘성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그의 함유량은 낮은 편이 바람직하고, 0.010% 이하, 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하로 한다.

Al: 0.001∼0.10%

Al은 탈산에 대해서 유용한 원소로, 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, 0.001% 이상, 바람직하게는, 0.01% 이상, 더 바람직하게는, 0.03% 이상 함유시킨다. 그러나, Al을 과잉으로 함유시키면, 인성의 열화나 알루미나 등의 개재물 증가에 의한 가공성의 열화의 문제가 생기기 때문에, 그의 함유량은 0.10% 이하, 바람직하게는 0.08% 이하, 더 바람직하게는 0.06% 이하로 한다.

본 발명의 강은 상기 성분을 기본적으로 함유하고, 잔부는 철 및 불순물이지만, 그 외에, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서, 이하의 허용 성분을 함유시킬 수 있다.

Cu: 0.05∼1.0%,

Ni: 0.05∼1.0%,

B: 0.0002∼0.0050%

중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 담금질성을 높여, 합금화 처리 전에 있어서의 오스테나이트로부터의 변태를 억제하는 효과를 갖는 유용한 원소이다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, 각 원소 모두 상기 각각의 하한값 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 원소는 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 이상을 병용해도 상관없다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시켜도 효과가 포화되어 버려 경제적으로 쓸데없기 때문에, 각 원소 모두 상기 각각의 상한값 이하로 한다.

Mo: 0.01∼1.0%,

Cr: 0.01∼1.0%,

Nb: 0.01∼0.3%,

Ti: 0.01∼0.3%,

V: 0.01∼0.3%

중 1종 또는 2종 이상

이들 원소는, 굽힘성을 열화시키지 않고 강도를 개선하는 데 유용한 원소이다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, 각 원소 모두 상기 각각의 하한값 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 원소는 단독으로 함유시켜도 되고, 2종 이상을 병용해도 상관없다. 그러나, 이들 원소를 과잉으로 함유시키면, 조대한 탄화물이 형성되어, 굽힘성이 열화되기 때문에, 각 원소 모두 상기 각각의 상한값 이하로 한다.

Ca: 0.0005∼0.01%,

Mg: 0.0005∼0.01%

중 1종 또는 2종

이들 원소는, 개재물을 미세화하여 파괴의 기점을 감소시키는 것에 의해 굽힘성을 향상시키는 데 유용한 원소이다. 이와 같은 작용을 얻기 위해서는, 어느 원소라도 0.0005% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 상기 원소는 단독으로 사용해도 되고, 2종을 병용해도 상관없다. 그러나, 과잉으로 함유시키면 반대로 개재물이 조대화되어 굽힘성이 열화되므로, 어느 원소라도 0.01% 이하로 한다.

〔본 발명 강판의 바람직한 제조 방법〕

상기한 요건을 만족하는 본 발명 강판을 제조하기 위해서는, 이하의 제조 요건을 만족하도록 하여 강판을 제조하는 것이 바람직하다.

본 발명 강판을 제조할 때의 특징은, 슬래브를 열간 압연하고 냉간 압연한 후의 열처리(도금 처리를 포함함) 조건에 있다. 그 때문에, 열간 압연 및 냉간 압연까지의 제조 방법에 관해서는, 종래 공지의 제조 방법을 채용할 수 있다. 즉, 상기 성분 조성을 갖는 강을 용제하고, 조괴 또는 연속 주조에 의해 슬래브로 하고 나서 열간 압연, 나아가서는 냉간 압연을 행하면 된다. 이하, 열처리 조건에 대해, 도 1에 모식적으로 나타내는 열처리 히트 패턴을 참조하면서 설명한다.

도 1에 나타내는 바와 같이, 우선, 냉간 압연 후의 강판(냉연재)을, [Ac3점+50℃]∼930℃의 소둔 가열 온도로 가열한 후, 그 소둔 가열 온도에서 30∼1200s(소둔 유지 시간) 유지하고, 그 후, 상기 소둔 가열 온도로부터 450∼550℃의 냉각 정지 온도까지를 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉한다. 그리고, 소둔된 강판(소둔재)을, 급냉 정지 시점으로부터 30s 이내(냉각 후 유지 시간)에 용융 아연도금욕으로 침지하고, 그 후, 480∼525℃의 합금화 처리 온도에서 10∼60s(합금화 처리 시간) 유지하여 합금화 처리를 행한 후, 200℃까지 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이에 의해, 본 발명 강판(본 발명에 따른 고강도 합금화 용융 아연도금 강판)이 얻어진다.

·냉간 압연 후의 강판(냉연재)을 [Ac3점+50℃]∼930℃의 소둔 가열 온도로 가열 후, 30∼1200s(소둔 유지 시간) 유지

강판을 마텐자이트와 베이나이트 주요 조직으로 하고, 페라이트 분율을 저감 하는 것은, 본 발명 강판을 제조하기 위해서 중요한 요건이다. 페라이트 분율을 저감하기 위해서는, 소둔 시에 오스테나이트 단상 조직으로 할 필요가 있다. 또한, 합금화 처리 전의 오스테나이트의 변태를 억제하기 위해서는, 오스테나이트 입경을 조대화시켜, 담금질성을 높이는 것이 유효하다. 그 때문에 소둔 가열 온도는 Ac3점+50℃ 이상으로 한다.

한편, Ac3점은, 강판의 화학 성분으로부터, 레슬리 저, 「철강 재료 과학」, 고다 나리야스 역, 마루젠주식회사, 1985년, p. 273에 기재된 하기 식(1)을 이용하여 구할 수 있다.

Ac3(℃)=910-203×√C-15.2×Ni+44.7×Si-30×Mn+700×P+400×Al-11×Cr-20×Cu+31.5×Mo+400×Ti+104×V···(1)

여기에서, 상기 식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.

또한, 소둔 가열 온도가 930℃를 초과하는 경우, 오스테나이트 입경이 과도하게 조대화되어, 굽힘성이 열화되는 경우가 있다. 그 때문에 소둔 가열 온도의 범위는 [Ac3점+50℃]∼930℃로 한다. 한편, 이 소둔 가열 온도로 유지하는 시간이, 30s 미만인 경우는 오스테나이트 변태가 충분히 진행되지 않기 때문에, 최종 조직에 페라이트가 5% 이상 존재하게 되고, 1200s를 초과하는 경우는 열처리 비용이 증대하여, 생산성이 현저하게 악화된다. 그 때문에, 소둔 유지 시간은 30∼1200s로 한다.

·소둔 가열 온도로부터 450∼550℃의 냉각 정지 온도까지를 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 급냉

이 냉각의 과정에서는, 소둔 시에 생성된 오스테나이트를, 냉각 중에 페라이트나 베이나이트, 마텐자이트로 변태시키지 않고 미변태 오스테나이트로 하는 것이 중요하다. 냉각 정지 온도를 450℃ 이상으로 하면, 마텐자이트 변태를 억제할 수 있다. 단, 냉각 정지 온도가 550℃를 초과하면, 도금 처리 후의 표면 성상이 악화된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 450∼550℃로 한다. 한편, 냉각 속도가 15℃/s 미만인 경우, 냉각 중에 페라이트 변태 또는 베이나이트 변태가 진행된다. 페라이트가 생성된 경우, 인장강도가 열화되는 데다가, 페라이트는 저전위밀도이고 또한 고용 탄소량도 낮기 때문에 우수한 소부경화성을 실현할 수 없다. 또한, 이 냉각 과정에서 생성된 베이나이트는 전위밀도가 높고, 고용 탄소량도 많은 경우도 있지만, 그 후의 도금욕 침지, 합금화 처리 중에 전위밀도가 저하되고, 고용 탄소량도 저감한다. 그 때문에, 베이나이트가 생성된 경우도 우수한 소부경화성을 실현할 수 없게 된다. 따라서, 냉각 속도는 15℃/s 이상으로 한다. 보다 바람직한 냉각 속도는 30℃/s 이상이다.

·냉각 정지 시점으로부터 30s(냉각 정지 후 유지 시간) 이내에 용융 아연도금욕으로 침지

냉각 정지 후, 장시간 유지하면, 베이나이트 변태가 과도하게 진행되기 때문에 우수한 소부경화성을 실현할 수 없게 된다. 그 때문에, 냉각 정지 시점으로부터 30s 이내에 용융 아연도금욕으로 침지하는 것이 필요해진다. 보다 바람직한 냉각 정지 후 유지 시간은 15s 이내, 특히 바람직한 냉각 정지 후 유지 시간은 10s 이내이다.

·480∼525℃의 합금화 처리 온도에서 10∼60s(합금화 처리 시간) 유지

일반적으로 합금화 처리는, 450∼600℃의 온도역에서 60s 이하의 유지 시간에 행해지지만, 특히 480∼525℃의 온도역에서 행함으로써, 합금화 처리 중에 생기는 베이나이트 변태의 생성 온도가 저하되어, 베이나이트 중의 전위밀도를 높일 수 있다. 525℃를 초과하면 합금화 처리 중에 생기는 베이나이트의 변태 온도가 높기 때문에 전위밀도가 낮아져, 우수한 소부경화성을 실현할 수 없게 된다. 한편으로, 480℃보다 낮은 온도에서는, 확산 속도가 충분하지 않아 베이나이트 변태가 지연되어 연성을 확보하기 위해서 필요한 베이나이트량을 생성시킬 수 없게 된다. 이 때문에, 합금화 처리 온도는 480∼525℃로 한다. 또한, 합금화 처리 시간은, 지나치게 짧으면 베이나이트 변태가 충분하지는 않아 연성을 확보하기 위해서 필요한 베이나이트량을 생성시킬 수 없게 되는 한편, 지나치게 길면 과도하게 베이나이트 변태가 진행되어 인장강도가 저하된다. 이 때문에, 합금화 처리 시간은 10∼60s로 한다.

·합금 처리 온도로부터 200℃까지 15℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각

합금 처리 온도로부터 200℃까지의 냉각 속도가 지나치게 낮으면, 마텐자이트 분율이 저하되어, 인장강도 1180MPa 이상을 만족할 수 없게 된다. 또한, 냉각 중에 탄화물이 석출되어, 고용 C량이 저하되므로, 합금 처리 온도로부터 200℃까지의 평균 냉각 속도를 15℃/s 이상으로 한다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예

〔시험 방법〕

하기 표 1에 나타내는 A∼L의 각 성분 조성을 갖는 강을 용제하여, 두께 120mm의 잉곳을 제작하고, 이 잉곳을 이용해서 열간 압연을 행하여, 두께 2.8mm로 했다. 이것을 산세한 후, 두께 1.4mm가 될 때까지 냉간 압연하여 공시재로 하고, 하기 표 2에 나타내는 각 조건에서 공시재에 열처리 및 도금 처리를 실시했다.

〔측정 방법〕

얻어진 각 강판을 이용하여, 강판 판 두께 1/4부에 있어서의 각 상(마텐자이트, 베이나이트 및 페라이트)의 면적률, 및 전위밀도 및 고용 탄소량을 측정했다. 또한, 강판의 기계적 특성을 평가하기 위해, 인장강도(TS), 한계 굽힘 반경(R), 소부경화성에 대해서도 측정을 행했다. 이들 측정 방법에 대해서는 이하에 나타낸다.

(각 상의 면적률)

각 상의 면적률에 대해서는, 각 강판을 경면 연마하고, 그의 표면을 3% 나이탈액으로 부식시켜 금속 조직을 현출시킨 후, SEM(주사형 전자 현미경; Scanning Electron Microscope)을 이용해서 판 두께 1/4부의 조직을 개략 40μm×30μm의 영역 5시야에 대해 배율 2000배로 관찰하여 구했다. 구체적으로는, 검게 관찰되는 영역 중, 내부에 희게 관찰되는 탄화물을 포함하는 것을 베이나이트, 탄화물이 관찰되지 않는 것을 페라이트로 하고, 회색으로 보이는 영역을 마텐자이트로 하여 정의했다. 한편, 잔류 오스테나이트도 마텐자이트와의 혼성 조직으로서 존재할 가능성이 있지만, 본 발명에 있어서 생성된다고 생각되는 잔류 오스테나이트는 극히 소량이고, 특성에 영향을 주지 않는다고 생각되기 때문에, 마텐자이트와 구별하고 있지 않다. 또한, 조직 내부에도 탄화물이 존재하는 경우가 있지만, 이들 탄화물은 이들을 함유하는 조직의 일부로 간주하여, 마텐자이트, 베이나이트 및 페라이트의 면적률을 구했다.

(전위밀도)

전위밀도에 대해서는, 측정 대상이 되는 강판에 X선을 조사하고, 얻어지는 회절 피크의 반가폭을 측정하는 것에 의해 산출하는 것이다. 구체적으로는, 판 두께의 1/4 깊이 위치를 측정할 수 있도록 시료를 조정한 후, 이것을 X선 회절 장치(리가쿠전기제, RAD-RU300)에 걸어 X선 회절 프로파일을 채취했다. 그리고, 이 X선 회절 프로파일을 바탕으로, 나카지마 등이 제안한 해석법에 따라 전위밀도를 산출했다(나카지마 등: 「재료와 프로세스」, Vol. 17(2004) p. 396-399 참조).

(고용 탄소량)

고용 탄소량에 대해서는, 측정 대상이 되는 강판에 X선을 조사하고, 얻어지는 회절 피크로부터 (110)과 (101)의 면간격을 구하고, tetragonality(c축, a축 비)로부터, [%C]=(c/a-1)/0.045(여기에서 [%C]: 고용 C량)로 하여 구했다. 구체적으로는, 판 두께의 1/4 깊이 위치를 측정할 수 있도록 시료를 조정한 후, 이것을 X선 회절 장치(리가쿠제, RINT-RAPIDII)에 걸어 X선 회절 프로파일을 채취했다. 그리고, 미국 MDI사제의 해석 소프트웨어: JADE2010을 이용하여 WPF(Whole Pattern Fitting) 해석을 행함으로써, 고용 C량을 산출했다.

(인장강도)

평가 대상의 각 강판을 이용하여, 압연 방향과 직각 방향으로 장축을 취해서 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS Z 2241에 따라서 측정을 행함으로써 인장강도(TS)를 구했다.

(한계 굽힘 반경)

평가 대상의 각 강판을 이용하여, 압연 방향과 직각 방향으로 장축을 취해서 폭 30mm×길이 35mm의 시험편을 작성하고, JIS Z 2248에 준거한 ∨블록법으로 굽힘 시험을 행했다. 그리고, 그때의 굽힘 반경을 0∼5mm까지 여러 가지로 변화시켜, 재료가 파단되지 않고서 굽힘 가공을 할 수 있는 최소의 굽힘 반경을 구하여, 이것을 한계 굽힘 반경(R)으로 했다. 본 실시예에서는, 얻어진 한계 굽힘 반경(R)과 강판의 판 두께(t)로부터 R/t를 산출하여 굽힘성의 평가 지표로 했다.

(소부경화성)

평가 대상의 각 강판을 이용하여, 압연 방향과 직각 방향으로 장축을 취해서 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, 2%의 예비 변형을 가한 후, 170℃×20분간의 소부 처리 상당의 열처리를 가하고, 그 후 인장 시험을 행했다. 2% 예비 변형을 가한 시점에서의 응력을, 상기 열처리 후의 인장 시험에서의 항복 응력으로부터 뺌으로써 소부경화성을 구했다. 한편, 열처리 후의 인장 시험에서의 항복 응력으로서는, 항복 현상이 발현된 경우는 상 항복점을, 발현되지 않은 경우는 0.2% 응력을 채용했다.

〔측정 결과〕

측정 결과를 하기 표 3에 나타낸다. 본 실시예에서는, 인장강도(TS)가 1180MPa 이상이고, 또한 한계 굽힘 반경(R)과 강판의 판 두께(t)의 비 R/t가 3.0 이하이며, 또한 소부경화성이 100MPa 이상인 것을 ○로 합격으로 하여, 강도와 굽힘성과 소부경화성이 우수한 용융 아연도금 강판이라고 판정했다. 한편, 인장강도(TS)가 1180MPa 미만, 또는 R/t가 3.0 초과, 또는 소부경화성이 100MPa 미만인 것을 ×로 불합격으로 판정했다. 한편, 표 1∼3의 각 항목에 망점을 넣은 것은 본 발명의 요건, 권장하는 제조 조건, 기계적 특성 등을 만족하고 있지 않는 것을 나타낸다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 요건(상기 성분 요건 및 상기 조직 요건)을 충족하는 발명강(강 No. 1, 2, 12∼19)은, 모두, 인장강도 TS가 1180MPa 이상이고, 또한 R/t가 3.0 이하이며, 또한 소부경화성이 100MPa 이상을 만족하고 있어, 강도와 굽힘성과 소부경화성을 겸비한 고강도 GA 강판이 얻어진다.

이에 비해서, 본 발명의 요건(상기 성분 요건 및 상기 조직 요건) 중 적어도 하나를 결여한 비교강(강 No. 3∼11)은, 인장강도 TS와 굽힘성 R/t와 소부경화성 중 적어도 어느 하나의 특성이 뒤떨어져 있다.

예를 들면, 강 No. 3은 표 2의 제조 No. 3에 나타내는 바와 같이, 소둔 후의 냉각 속도가 권장 범위를 벗어나 지나치게 낮기 때문에, 냉각 중에 변태가 진행되어서, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 부족한 한편 페라이트가 지나치게 많아지고 전위밀도, 고용 탄소량이 저하되어, 인장강도 TS와 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 4는 표 2의 제조 No. 4에 나타내는 바와 같이, 소둔 후의 냉각 정지 온도가 권장 범위를 벗어나 지나치게 낮기 때문에, 냉각 중에 마텐자이트 변태가 진행되어 버리고, 그 후의 도금욕으로의 침지나 합금화 처리 중에 템퍼링되어서, 표 3에 나타내는 바와 같이, 소부경화성이 저하되어, 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 5는 표 2의 제조 No. 5에 나타내는 바와 같이, 냉각 정지 후의 유지 시간이 권장 범위를 벗어나 지나치게 길기 때문에, 이 동안에 베이나이트 변태가 과도하게 진행되어, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 부족함과 더불어, 전위밀도, 고용 탄소도 부족하여, 인장강도 TS와 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 6은 표 2의 제조 No. 6에 나타내는 바와 같이, 합금화 처리 온도가 권장 범위를 벗어나 지나치게 낮기 때문에, 베이나이트 변태가 지연되어 베이나이트가 부족하고, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 과잉으로 생성되어, 굽힘성 R/t가 뒤떨어져 있다.

한편, 강 No. 7은 표 2의 제조 No. 7에 나타내는 바와 같이, 합금화 처리 온도가 권장 범위를 벗어나 지나치게 높기 때문에, 합금화 처리 중에 생기는 베이나이트의 변태 온도가 높은 것에 의해, 표 3에 나타내는 바와 같이, 전위밀도와 고용 탄소량이 부족하여, 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 8은 표 2의 제조 No. 8에 나타내는 바와 같이, 합금화 처리 후의 냉각 속도가 지나치게 낮기 때문에, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 부족하고, 고용 탄소량이 부족하여, 인장강도 TS와 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 9는 표 1의 강종 B에 나타내는 바와 같이, C 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 부족한 한편, 페라이트가 과잉으로 생성되고, 전위밀도와 고용 탄소량이 부족하여, 인장강도 TS와 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 10은 표 1의 강종 C에 나타내는 바와 같이, Si 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 표 3에 나타내는 바와 같이, 고용 탄소량이 부족하여, 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

또한, 강 No. 11은 표 1의 강종 D에 나타내는 바와 같이, Mn 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 표 3에 나타내는 바와 같이, 마텐자이트가 부족한 한편, 페라이트가 과잉으로 생성되고, 전위밀도와 고용 탄소량이 부족하여, 소부경화성이 뒤떨어져 있다.

이상과 같이, 본 발명의 요건을 만족함으로써, 강도와 굽힘성과 소부경화성을 겸비하는 고강도 GA 강판이 얻어진다는 것이 확인되었다.

본 발명을 특정의 태양을 참조하여 상세하게 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 벗어남이 없이 다양한 변경 및 수정이 가능하다는 것은 당업자에게 분명하다.

한편, 본 출원은 2014년 3월 6일자로 출원된 일본 특허출원(특원 2014-043818)에 기초하고 있고, 그 전체가 인용에 의해 원용된다.

Claims

성분 조성이, 질량%로,
C: 0.05∼0.30%,
Si: 0.5∼3.0%,
Mn: 0.2∼3.0%,
P: 0∼0.10%,
S: 0∼0.010%,
N: 0∼0.010%,
Al: 0.001∼0.10%
이고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어짐과 더불어,
강의 조직이, 면적률로,
마텐자이트: 50∼85%,
페라이트: 0% 이상 5% 미만
이고, 잔부가 베이나이트로 이루어지며,
추가로, 전위밀도가 5.0×10¹⁵m^-2 이상이고,
고용 탄소량이 0.08질량% 이상이고,
인장강도가 1180MPa 이상인
소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
제 1 항에 있어서,
성분 조성이, 질량%로,
Cu: 0.05∼1.0%,
Ni: 0.05∼1.0%,
B: 0.0002∼0.0050%
중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것인,
소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
제 1 항에 있어서,
성분 조성이, 질량%로,
Mo: 0.01∼1.0%,
Cr: 0.01∼1.0%,
Nb: 0.01∼0.3%,
Ti: 0.01∼0.3%,
V: 0.01∼0.3%
중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것인,
소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
제 2 항에 있어서,
성분 조성이, 질량%로,
Mo: 0.01∼1.0%,
Cr: 0.01∼1.0%,
Nb: 0.01∼0.3%,
Ti: 0.01∼0.3%,
V: 0.01∼0.3%
중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것인,
소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
성분 조성이, 질량%로,
Ca: 0.0005∼0.01%,
Mg: 0.0005∼0.01%
중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것인,
소부경화성과 굽힘성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금 강판.