KR20190040018A - 도금 강판, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
도금 강판에 있어서, 화학 조성이, 질량％로, 적어도 C: 0.03％∼0.70％, Si: 0.25％∼2.50％, Mn: 1.00％∼5.00％, P: 0.100％ 이하, S: 0.010％ 이하, sol.Al: 0.001％∼2.500, N: 0.020％ 이하를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고, 금속 조직이, 5.0체적％ 초과의 잔류 오스테나이트, 5.0체적％ 초과의 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 이상인 것을 만족시킨다.
Description
본 발명은, 도금 강판, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 관한 것이다. 본 발명은 특히, 자동차 차체와 같이, 프레스 성형에 적합한, 균일 연성 및 국부 연성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.
산업 기술분야가 고도로 분업화된 현재, 각 기술분야에서 사용하는 재료에는, 특수하면서 고도의 성능이 요구되고 있다. 자동차용 강판에 관해서는, 차체 경량화에 의한 연비의 향상을 위해, 고강도화가 요구되고 있다. 강도라 함은, 항복 강도 및 인장 강도의 양쪽을 의미한다.
고강도 강판을 자동차의 차체에 적용한 경우, 강판의 판 두께를 얇게 하여 차체를 경량화하면서, 원하는 강도를 차체에 부여할 수 있다. 그러나 자동차의 차체를 형성하는 프레스 성형에 있어서는, 사용하는 강판의 두께가 얇을수록, 균열이나 주름이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, 자동차용 박강판에는, 우수한 균일 연성 및 국부 연성도 필요하다.
또한, 자동차의 충돌 안전 성능을 향상시키기 위해서는, 자동차용 강판이 우수한 충격 흡수성을 갖고 있을 필요가 있다. 충격 흡수성의 관점에서, 자동차용 강판은, 강도가 더 높은 것 외에도, 충격 하중 부하 시의 균열을 억제하기 위해 국부 연성이 우수할 필요가 있다.
이와 같이, 자동차용 강판에는, (1) 차체의 경량화 및 충돌 안전성 향상을 위한 고강도, (2) 성형성 향상을 위한 높은 균일 연성, 및 (3) 성형성의 향상 및 충돌 안전성의 향상을 위한 높은 국부 연성이 요구된다.
그러나 강판의 균일 연성 및 국부 연성의 향상과, 강판의 고강도화는 상반되는 요소이며, 이들 특성을 동시에 만족시키는 것은 곤란하다. 또한, 자동차용 강판에는 내식성이 요구되지만, 내식성을 유지하는 것은, 고연성과 고강도의 양립을 더욱 곤란하게 한다.
지금까지, 고장력 냉연 강판의 연성을 향상시키는 방법으로서, 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 함유시키는 기술이 제안되어 있다. 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판은, 가공 중에 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태됨으로써 발생하는 변태 야기 소성(Transformation Induced Plasticity: TRIP)에 의해, 큰 연신율을 나타낸다.
특허문헌 1 및 2에는, Si 및 Mn을 함유하는 강판을, 페라이트-오스테나이트의 2상 영역 또는 오스테나이트 단상 영역으로 가열하여 어닐링하여 냉각하고, 350∼500℃에서 유지하는 오스템퍼 처리를 행하여 오스테나이트를 안정화시키는 고강도 냉연 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 이들 기술에 의해, 냉연 강판에 있어서, 강도와 연성을 밸런스 좋게 향상시킬 수 있다.
그러나 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조에 있어서, 일반적인 연속 용융 아연 도금 설비에서는, 유지 온도 및 유지 시간의 제약에 의해, 오스템퍼 처리를 충분히 행할 수 없다. 또한, 도금 공정 및 합금화 처리 공정에서 오스테나이트가 분해되기 쉽기 때문에, 소요량의 잔류 오스테나이트를 확보하는 것이 곤란하다.
특허문헌 3에는, C에 비해 Si 및 Mn을 일정 비율 이상 함유시킴으로써, 합금화 처리 중의 오스테나이트 변태를 억제하고, 페라이트 중에 잔류 오스테나이트가 혼재하는 금속 조직을 형성하는 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나 금속 조직에 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판에서 문제가 되는 국부 연성의 열화에 대해서는, 전혀 배려되어 있지 않다.
특허문헌 4에는, 평균 결정 입경이 10㎛ 이하인 페라이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중에, 잔류 오스테나이트 및 저온 변태 생성상을 분산시킨, 연성, 신장 플랜지성 및 내피로 특성이 우수한 고장력 용융 아연 도금 강판이 개시되어 있다. 템퍼링 마르텐사이트는, 신장 플랜지성 및 내피로 특성의 향상에 유효하고, 템퍼링 마르텐사이트를 세립화하면, 이들 특성이 한층 향상된다.
그러나 템퍼링 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해서는, 마르텐사이트를 생성시키기 위한 1차 가열 처리와, 마르텐사이트를 템퍼링하고, 또한 잔류 오스테나이트를 얻기 위한 2차 가열 처리가 필요해지므로, 생산성이 대폭 저하된다. 또한, 특허문헌 4에 기재된 제조 방법에 있어서는, 2차 가열 처리를 Ac1점 이상의 고온에서 행하기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 고강도를 얻는 것이 곤란하다.
이상과 같이, 강도(항복 강도 및 인장 강도)와, 연성(균일 연성 및 국부 연성)은 상반되는 요소이므로, 양쪽을 충분히 높인 강판을 제조하는 것은, 종래 기술에 있어서는 곤란하다.
본 발명은, 이러한 기술 배경에 비추어, 균일 연성 및 국부 연성이 우수하고, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높고, 성형성 및 충격 흡수성이 우수한 도금 강판, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법, 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 인장 강도 및 항복 강도를 확보하면서, 균일 연성 및 국부 연성을 향상시키는 방법을 예의 검토하였다. 그 결과, 다음 (A)∼(E)의 지견을 얻는 것에 이르렀다.
(A) Si 및 Mn을 함유하는 저탄소 용융 아연 도금 강판, 또는 Si 및 Mn을 함유하는 저탄소 합금화 용융 아연 도금 강판을, 연속 용융 아연 도금 설비에서 제조하면, 균일 연성 및 국부 연성이 저하되고, 또한 항복 강도도 저하되는 경우가 있다. 이것은, 연속 용융 아연 도금 설비에서는, 오스템퍼 처리가 불충분해져, C 농도가 낮은 잔류 오스테나이트와 경질인 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직이 형성되기 때문이라고 생각된다.
(B) 그러나 이러한 C 농도가 낮은 잔류 오스테나이트와 경질인 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 갖는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 재가열 처리를 실시하면, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 또한 항복 강도도 향상된다.
그 이유는 명확하지 않지만, (a) 재가열 처리 중에 오스테나이트로의 C 농화가 발생하여, 오스테나이트의 안정성이 높아지는 것, 및 (b) 경질인 마르텐사이트가 템퍼링되어, 연질인 템퍼링 마르텐사이트로 변화되는 것에 기인한다고 추정된다.
(C) 상기 재가열 처리를 행하기 전에, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 조질 압연을 실시하면, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판의 균일 연성 및 국부 연성이 더욱 향상되고, 항복 강도도 더욱 향상된다.
그 이유는 명확하지 않지만, (a) 조질 압연에 의해, 오스테나이트에 전위가 도입되고, 이어지는 재가열 처리 중의 오스테나이트로의 C 농화가 촉진됨과 함께 Mn도 농화되어, 오스테나이트의 안정성이 더욱 향상되는 것, (b) 조질 압연에 의해, 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태되어, 재가열 처리 후의 금속 조직에 있어서, 템퍼링 마르텐사이트가 증가하는 것, 및 (c) 재가열 처리 후의 냉각 중에 발생할 수 있는 마르텐사이트 변태가 억제되어, 재가열 처리 후의 금속 조직에 있어서, 경질인 마르텐사이트가 적어지는 것에 기인한다고 추정된다.
(D) 조질 압연에 의한 특성 향상 효과는, 조질 압연되는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 있어서, 오스테나이트가 소량일수록 커진다.
그 이유는 명확하지 않지만, (a) 오스테나이트에 가공 변형이 집중되어, 오스테나이트가 소량일수록 오스테나이트에 도입되는 전위량이 증가하는 것, 및 (b) 이에 의해, 재가열 중의 오스테나이트로의 C 농화 및 Mn 농화가 촉진되어, 오스테나이트의 안정성이 한층 높아지는 것에 기인한다고 추정된다.
(E) 조질 압연하여, 재가열 처리를 행함으로써 제조되는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트 외에도, 폴리고날 페라이트를 포함시키면, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 국부 연성이 손상되는 일 없이, 균일 연성이 더욱 향상된다.
그 이유는 명확하지 않지만, (a) 잔류 오스테나이트 중의 Mn 농도가 상승하여, 오스테나이트의 안정성이 높아지는 것, (b) 통상, 오스테나이트 중의 Mn은 오스테나이트로의 C 농화를 방해하지만, 조질 압연하여 재가열 열처리를 행함으로써, 오스테나이트로의 C 농화가 촉진되어, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 확보되는 것에 기인한다고 추정된다.
본 발명자들은, 이상의 (A)∼(E)의 지견에 기초하여, 강판(소재 강판)에 용융 아연 도금을 실시한 후에, 또는 용융 아연 도금을 실시하고, 또한 합금화 처리를 실시한 후에, 조질 압연을 행하고, 재가열 처리를 행함으로써, C 농도 및 Mn 농도가 높은 잔류 오스테나이트, 템퍼링 마르텐사이트, 및 폴리고날 페라이트를 포함하는 금속 조직을 갖고, 균일 연성 및 국부 연성이 우수하고, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높은 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있는 것을 또한 지견하였다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 완성된 것이며, 그 요지는 이하와 같다. 또한, 본 발명에 있어서, 「강판」은 「강대」를 포함하는 것이다.
(1) 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직이, 5.0체적％ 초과의 잔류 오스테나이트, 5.0체적％ 초과의 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 이상인 것을 특징으로 하는 도금 강판.
(2) 상기 금속 조직이, 2.0체적％ 초과의 폴리고날 페라이트를 더 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 도금 강판.
[Mn]γ: 잔류 오스테나이트 중의 Mn양(질량％)
[Mn]ave: 강판의 화학 조성의 Mn양(질량％)
(3) 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Ti: 0.001％∼0.300％,
Nb: 0.001％∼0.300％, 및
V: 0.001％∼0.300％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 도금 강판.
(4) 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Cr: 0.001％∼2.000％,
Mo: 0.001％∼2.000％, 및
B: 0.0001％∼0.0200％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(5) 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Cu: 0.001％∼2.000％, 및
Ni: 0.001％∼2.000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(6) 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Ca: 0.0001％∼0.0100％,
Mg: 0.0001％∼0.0100％, 및
REM: 0.0001％∼0.1000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(7) 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Bi: 0.0001％∼0.0500％를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(8) 상기 도금 강판은, 용융 아연 도금층을 포함하는 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(9) 상기 도금 강판은, 용융 아연 도금층이 합금화된 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (7) 중 어느 하나에 기재된 도금 강판.
(10) 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정에 있어서의 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을
구비하는 것을 특징으로 하는 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(11) 상기 어닐링을 행하는 공정에 있어서는, 상기 소재 강판을 Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하고,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 (10)에 기재된 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(12) 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판에, 합금화 처리 온도에서 합금화 처리를 행하는 공정과,
상기 합금화 처리를 행하는 공정 후, 상기 합금화 처리가 행해진 소재 강판을, 상기 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을
구비하는 것을 특징으로 하는 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
(13) 상기 어닐링을 행하는 공정에 있어서는, 상기 소재 강판을 Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하고,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 (12)에 기재된 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
본 발명에 따르면, 균일 연성 및 국부 연성이 우수하고, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높고, 성형성 및 충격 흡수성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하여 제공할 수 있다.
도 1은 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 2는 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 2는 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 방법을 설명하기 위한 도면이다.
본 발명의 도금 강판은,
화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직이, 5.0체적％ 초과의 잔류 오스테나이트, 5.0체적％ 초과의 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 이상인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 도금 강판은, 용융 아연 도금층을 포함하는 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 도금 강판은, 용융 아연 도금층이 합금화된 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정에 있어서의 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을
구비하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판에, 합금화 처리 온도에서 합금화 처리를 행하는 공정과,
상기 합금화 처리를 행하는 공정 후, 상기 합금화 처리가 행해진 소재 강판을, 상기 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을
구비하는 것을 특징으로 한다.
이하, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 및 이것들의 제조 방법에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 특별히 정함이 없는 한, 본 실시 형태에 관한 제조 방법에 의해 최종적으로 얻어지는 강판을 「용융 아연 도금 강판」 혹은 「합금화 용융 아연 도금 강판」, 또는 「강판」이라고 칭하고, 제조 도중의 강판을 「소재 강판」이라고 칭한다.
(A) 화학 조성
먼저, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 및 이것들의 제조 방법에서 사용되는 소재 강판의 화학 조성을 한정하는 이유에 대해 설명한다. 이하, 화학 조성에 관한 ％는 질량％를 의미한다.
[C: 0.03％∼0.70％]
C는, 잔류 오스테나이트를 얻는 데에 유효한 원소이다. C 함유량이 0.03％ 미만이면, 후술하는 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직이 얻어지지 않으므로, C 함유량은 0.03％ 이상으로 한다. 바람직하게는 C 함유량이 0.10％ 이상, 보다 바람직하게는 0.13％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.16％ 이상이다.
한편, C 함유량이 0.70％를 초과하면, 강판의 용접성이 현저하게 저하되므로, C 함유량은 0.70％ 이하로 한다. 바람직하게는 C 함유량이 0.30％ 이하, 보다 바람직하게는 0.26％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.24％ 이하이다.
[Si: 0.25％∼2.50％]
Si는, 시멘타이트의 석출을 억제하면서 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용을 이루는 원소이다. 또한, Si는, 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되는 것을 방지하여, 강도를 유지하는 작용을 이루는 원소이기도 하다. Si 함유량이 0.25％ 미만이면, 효과가 충분히 발현되지 않으므로, Si 함유량은 0.25％ 이상으로 한다. 바람직하게는 Si 함유량이 0.60％ 초과, 보다 바람직하게는 1.00％ 초과, 더욱 바람직하게는 1.45％ 초과이다.
한편, Si 함유량이 2.50％를 초과하면, 강판의 도금성이 현저하게 저하되는 동시에, 강판의 용접성이 저하되므로, Si 함유량은 2.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 Si 함유량이 2.30％ 이하, 보다 바람직하게는 2.10％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.90％ 이하이다.
[Mn: 1.00％∼5.00％]
Mn은, 강의 ?칭성을 향상시키는 작용을 갖고, 후술하는 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.00％ 미만이면, 이들 효과가 충분히 발현되지 않으므로, Mn 함유량은 1.00％ 이상으로 한다. 바람직하게는 Mn 함유량이 1.50％ 초과, 보다 바람직하게는 2.00％ 초과, 더욱 바람직하게는 2.50％ 초과이다. 한편, Mn 함유량이 5.00％를 초과하면, 강판의 용접성이 저하되므로, Mn 함유량은 5.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 Mn 함유량이 4.00％ 이하, 보다 바람직하게는 3.50％ 이하, 더욱 바람직하게는 3.00％ 이하이다.
[P: 0.100％ 이하]
P는, 불순물 원소이며, 입계에 편석되어 강판을 취화시키므로, 적을수록 바람직한 원소이다. P 함유량이 0.100％를 초과하면, 강판의 취화가 현저해지므로, P 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 P 함유량은 0.020％ 미만, 보다 바람직하게는 0.015％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.010％ 미만이다. P 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, P 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, P 함유량은 0.0001％가 실질적인 하한이다.
[S: 0.010％ 이하]
S는, 불순물 원소이며, 강 중에 황화물계 개재물을 형성하여, 강판의 국부 연성을 열화시키기 때문에, 적을수록 바람직한 원소이다. S 함유량이 0.010％를 초과하면, 강판의 국부 연성의 열화가 현저해지므로, S 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 바람직하게는 S 함유량이 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0012％ 이하이다. S 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, S 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, S 함유량은 0.0001％가 실질적인 하한이다.
[sol.Al: 0.001％∼2.500％]
Al은, 용강을 탈산하는 원소이다. sol.Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 그 효과가 충분히 발현되지 않으므로, sol.Al 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 sol.Al 함유량이 0.015％ 이상, 보다 바람직하게는 0.025％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.045％ 이상이다. 또한, Al은, Si와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트의 생성을 촉진하는 작용을 이루어, 후술하는 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 얻는 데 유효한 원소이다. 이 관점에서는, sol.Al 함유량은 0.050％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 sol.Al 함유량이 0.055％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.060％ 이상이다.
한편, sol.Al 함유량이 2.500％ 초과이면, 과잉량의 알루미나(Al2O3)가 생성되어, 알루미나 기인의 표면 흠집이 발생하기 쉬워지므로, sol.Al 함유량은 2.500％ 이하로 한다. 또한, sol.Al 함유량이 0.080％ 이상이면, 변태점이 크게 상승하여 Ac3점 초과의 온도 영역에서의 어닐링이 곤란해지므로, sol.Al 함유량은 0.080％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 sol.Al 함유량이 0.075％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.070％ 이하, 특히 바람직하게는 0.065％ 미만이다.
N: 0.020％ 이하
N은, 불순물 원소이며, 강의 연속 주조 중에, 슬래브의 균열의 원인이 되는 질화물을 형성하기 때문에, 적은 편이 바람직한 원소이다. N 함유량이 0.020％를 초과하면, 슬래브 균열의 우려가 커지므로, N 함유량은 0.020％ 이하로 한다. 바람직하게는 N 함유량이 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.008％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이하이다. N 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, N 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, N 함유량은 0.0001％가 실질적인 하한이다.
또한, 특성의 향상을 도모하기 위해, 상기 원소 외에, 이하에 설명하는 원소를 함유하도록 해도 된다.
[Ti: 0％∼0.300％]
[Nb: 0％∼0.300％]
[V: 0％∼0.300％]
Ti, Nb 및 V는, 금속 조직을 미세화하여, 강도 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 이 원소들의 함유량이 0.300％를 초과하면, 이것들의 효과가 포화되고, 제조 비용이 상승하기 때문에, Ti, Nb 및 V의 함유량은 모두 0.300％ 이하로 한다.
Ti, Nb 및 V가 과잉인 경우, 어닐링 시의 재결정 온도가 상승하여, 어닐링 후의 금속 조직이 불균일해져, 국부 연성이 손상될 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.080％ 이하 미만, 보다 바람직하게는 0.035％ 이하이고, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.050％ 미만, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이고, V 함유량은, 바람직하게는 0.200％ 이하, 보다 바람직하게는 0.100％ 미만이다.
Ti, Nb 및 V의 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Ti, Nb 및 V의 함유량은 모두 0.001％ 이상이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이고, Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상, 특히 바람직하게는 0.015％ 이상이고, V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 이상과 같이, 전술한 효과를 얻기 위해서는, Ti: 0.001％∼0.300％, Nb: 0.001％∼0.300％, 및 V: 0.001％∼0.300％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
[Cr: 0％∼2.000％]
[Mo: 0％∼2.000％]
[B: 0％∼0.0200％]
Cr, Mo 및 B는, 강의 켄칭성을 높여, 후술하는 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 금속 조직을 얻기 위해 유효하게 작용하는 원소이다.
그러나 Cr 함유량 및 Mo 함유량이 2.000％를 초과하면, 또한 B 함유량이 0.0200％를 초과하면, 효과가 포화되고, 제조 비용이 상승한다. 따라서 Cr 함유량 및 Mo 함유량은, 모두 2.000％ 이하로 하고, B 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cr 함유량은 1.000％ 이하, Mo 함유량은 0.500％ 이하, B 함유량은 0.0030％ 이하이다.
Cr, Mo 및 B의 함유량의 하한은, 어느 원소도 0％를 포함하지만, 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Cr 함유량 및 Mo 함유량은 0.001％ 이상이 바람직하고, B 함유량은 0.0001％ 이상이 바람직하다. 더 바람직하게는, Cr 함유량은 0.100％ 이상, Mo 함유량은 0.050％ 이상, B 함유량은 0.0010％ 이상이다. 이상과 같이, 전술한 효과를 얻기 위해서는, Cr: 0.001％∼2.000％, Mo: 0.001％∼2.000％ 및 B: 0.0001％∼0.0200％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
[Cu: 0％∼2.000％]
[Ni: 0％∼2.000％]
Cu 및 Ni는, 항복 강도 및 인장 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 Cu 함유량 및 Ni 함유량이 2.000％를 초과하면, 효과가 포화되고, 제조 비용이 상승하기 때문에, Cu 함유량 및 Ni 함유량은, 모두 2.000％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cu 함유량 및 Ni 함유량 모두 0.800％ 이하이다.
Cu 함유량 및 Ni 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Cu 함유량 및 Ni 함유량 모두 0.001％ 이상이 바람직하다. 더 바람직하게는, 어느 원소의 함유량이 0.010％ 이상이다. 이상과 같이, 전술한 효과를 얻기 위해서는, Cu: 0.001％∼2.000％ 및 Ni: 0.001％∼2.000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것이 바람직하다.
[Ca: 0％∼0.0100％]
[Mg: 0％∼0.0100％]
[REM: 0％∼0.1000％]
Ca, Mg 및 REM은, 개재물의 형상을 조정하여, 국부 연성의 향상에 기여하는 원소이다.
그러나 Ca 함유량 및 Mg 함유량이 0.0100％를 초과하고, 또한 REM 함유량이 0.1000％를 초과하면, 효과가 포화되고, 제조 비용이 상승한다. 따라서, Ca 함유량 및 Mg 함유량 모두 0.0100％ 이하로 하고, REM 함유량은 0.1000％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca 함유량 및 Mg 함유량은 0.0020％ 이하이고, REM 함유량은 0.0100％ 이하이다.
Ca, Mg 및 REM의 함유량의 하한은 모두 0％를 포함하지만, 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Ca, Mg 및 REM의 함유량은 모두 0.0001％ 이상이 바람직하다. 더 바람직하게는, 어느 원소의 함유량도 0.0005％ 이상이다. 이상과 같이, 전술한 효과를 얻기 위해서는, Ca: 0.0001％∼0.0100％, Mg: 0.0001％∼0.0100％ 및 REM: 0.0001％∼0.1000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것이 바람직하다.
여기서, REM이라 함은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소의 총칭이다. 란타노이드는, 공업적으로는 미슈메탈의 형태로 첨가된다. 또한, 본 발명에 있어서, REM 함유량은, 이 원소들의 합계량을 가리킨다.
[Bi: 0％∼0.0500％]
Bi는, 응고 조직을 미세화하여, 국부 연성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 Bi 함유량이 0.0500％를 초과하면, 효과가 포화되고, 제조 비용이 상승하기 때문에, Bi 함유량은 0.0500％ 이하로 한다. 바람직하게는 Bi 함유량이 0.0100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. Bi 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 효과를 확실하게 얻기 위해서는, Bi 함유량은 0.0001％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Bi 함유량이 0.0003％ 이상이다. 이상과 같이, 전술한 효과를 얻기 위해서는, Bi: 0.0001％∼0.0500％를 함유하는 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 및 이것들의 제조 방법에서 사용되는 소재 강판의 화학 조성의 잔부는, 철 및 불순물이다. 불순물은, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 또는 스크랩 등과 같은 강 원료, 또는 제조 공정에서 다양한 요인에 의해 혼입되는 원소이다. 이 원소들은, 본 발명의 특성을 저해하지 않는 범위에서 함유가 허용된다.
(B) 금속 조직
다음으로, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 대해 설명한다. 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직은, 항복 강도 및 인장 강도를 유지하면서, 균일 연성 및 국부 연성을 향상시키기 위해, 체적％로, 잔류 오스테나이트를 5.0％ 초과 함유하고, 템퍼링 마르텐사이트를 5.0％ 초과 함유하고, 또한 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 이상인 것을 특징으로 한다. 그리고 바람직하게는, 폴리고날 페라이트를 2.0％ 초과 더 함유하고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 한다. 또한, 잔류 오스테나이트 중의 C양이라 함은, 오스테나이트상 내에 있어서의 C 농도를 의미하고, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이라 함은, 오스테나이트상 내에 있어서의 Mn 농도를 의미한다.
[Mn]γ: 잔류 오스테나이트 중의 Mn양(질량％)
[Mn]ave: 강판의 화학 조성의 Mn양(질량％)
이하, 조직 요건에 대해, 순차 설명한다.
[잔류 오스테나이트: 5.0체적％ 초과]
균일 연성을 향상시키기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률은 5.0％ 초과로 한다. 바람직하게는 잔류 오스테나이트의 체적률이 6.0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 8.0％ 초과이고, 더욱 바람직하게는 10.0％ 초과이다.
그러나 잔류 오스테나이트가 과잉으로 존재하면, 국부 연성이 떨어지기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은 30.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트의 체적률이 20.0％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 15.0％ 미만이다.
[템퍼링 마르텐사이트: 5.0체적％ 초과]
항복 강도 및 인장 강도를 유지하면서, 국부 연성을 향상시키기 위해, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은 5.0％ 초과로 한다. 바람직하게는 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 16.0％ 초과, 보다 바람직하게는 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 30.0％ 초과, 더욱 바람직하게는 40.0％ 초과, 특히 바람직하게는 50.0％ 초과이다.
그러나 템퍼링 마르텐사이트가 과잉으로 존재하면, 균일 연성이 떨어지기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트의 체적률은 70.0％ 이하가 바람직하다. 더 바람직하게는 템퍼링 마르텐사이트의 체적률이 60.0％ 이하이다.
[폴리고날 페라이트: 2.0체적％ 초과]
균일 연성을 더욱 향상시키기 위해, 폴리고날 페라이트의 체적률은 2.0％ 초과로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 폴리고날 페라이트의 체적률이 6.0％ 초과이고, 더욱 바람직하게는 8.0％ 초과이고, 특히 바람직하게는 13.0％ 초과이다.
그러나 폴리고날 페라이트가 과잉으로 존재하면, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 국부 연성도 저하되므로, 폴리고날 페라이트의 체적률은 35.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 폴리고날 페라이트의 체적률이 30.0％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 25.0％ 미만이고, 특히 바람직하게는 20.0％ 미만이다.
[잔류 오스테나이트 중의 C양: 0.85질량％ 이상]
본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직의 잔류 오스테나이트에 있어서, 잔류 오스테나이트를 안정화하고, 균일 연성 및 국부 연성을 향상시키기 위해, 잔류 오스테나이트 중의 C양은 0.85질량％ 이상으로 한다.
균일 연성을 더욱 향상시키기 위해, 잔류 오스테나이트 중의 C양은 0.87질량％ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.89질량％ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 C양이 지나치게 많으면, TRIP 효과가 얻어지지 않아 균일 연성이 떨어지기 때문에, 잔류 오스테나이트 중의 C양은 1.50질량％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트 중의 C양이 1.20질량％ 미만, 더욱 바람직하게는 1.10질량％ 미만이다.
[잔류 오스테나이트 중의 Mn양: 하기 식(1)]
[Mn]γ: 잔류 오스테나이트 중의 Mn양(질량％)
[Mn]ave: 강판의 화학 조성의 Mn양(질량％)
상기 식(1)은, [Mn]γ와 [Mn]ave의 관계를 규정하는 식이다. 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 잔류 오스테나이트에 있어서는, Mn이 소요량 농화되어 있는 것이 바람직하다. Mn도, C와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트를 안정화하고, 균일 연성 및 국부 연성을 향상시키기 위해 유효하게 기능한다.
그 기능을 최대한으로 활용하기 위해, [Mn]γ/[Mn]ave를 1.10 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 1.15 이상이다. [Mn]γ/[Mn]ave의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 실질적으로는 2.00이다. 생산성의 관점에서, [Mn]γ/[Mn]ave는 1.35 이하가 바람직하고, 1.25 이하가 더 바람직하다.
[마르텐사이트]
본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서, 항복 강도를 유지하면서, 국부 연성을 더욱 향상시키기 위해, 마르텐사이트의 양은 최대한 억제한다. 여기서, 마르텐사이트라 함은, 템퍼링되어 있지 않은 마르텐사이트, 즉 프레시 마르텐사이트를 가리킨다. 마르텐사이트의 체적률은 5.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 마르텐사이트의 체적률이 2.0％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 1.0％ 미만이다.
[잔부 조직]
금속 조직의 잔부 조직은, 침상 페라이트 및 베이나이트 등의 저온 변태 조직이며, 펄라이트를 포함하고 있어도 되고, 시멘타이트 등의 석출물을 포함하고 있어도 된다. 잔부 조직이, 저온 변태 생성물, 펄라이트 및 석출물을 함유할 필요는 없으므로, 저온 변태 생성물, 펄라이트, 및 석출물 각각의 체적률의 하한은 0체적％이다.
저온 변태 생성물, 펄라이트, 및 석출물 각각의 체적률의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 단, 저온 변태 생성물, 펄라이트, 및 석출물이 과잉으로 존재하면, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되기 때문에, 저온 변태 생성물, 펄라이트, 및 석출물의 체적률의 합계는 40.0％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 이들 조직의 체적률의 합계가 20.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 10.0％ 이하이다.
펄라이트가 과잉으로 존재하면, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 균일 연성도 저하되기 때문에, 펄라이트의 체적률은 10.0％ 미만이 바람직하다. 보다 바람직하게는 펄라이트의 체적률이 5.0％ 이하 미만이고, 더욱 바람직하게는 3.0％ 미만이다.
본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직은, 다음과 같이 하여 측정한다. 강판의 임의의 위치로부터 시험편을 채취하여, 압연 방향과 평행한 종단면을 연마하고, 기재인 강판과 도금층의 경계로부터, 기재인 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 주사 전자 현미경(SEM)을 사용하여 금속 조직을 관찰하고, 화상 처리에 의해, 각 조직의 면적률을 측정한다. 면적률은 체적률과 동등한 것으로 하여, 측정한 면적률을 체적률로 한다.
템퍼링 마르텐사이트는, 조직 내부에 존재하는 철 탄화물이 복수의 방향으로 신장되어 있는 점에서, 베이나이트와 구별할 수 있다. 폴리고날 페라이트는, 괴상의 형태를 나타내는 점, 및 전위 밀도가 낮은 점에서, 침상 페라이트와 구별할 수 있다.
잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양은, 강판의 임의의 위치로부터 시험편을 채취하여, 기재인 강판과 도금층의 경계로부터 기재인 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치까지 압연면을 화학 연마하고, X선 회절 장치(XRD)를 사용하여, X선 회절 강도 및 회절 피크 위치를 측정하여 구한다.
잔류 오스테나이트 중의 Mn양([Mn]γ)은, 다음과 같이 하여 측정한다. 강판의 임의의 위치로부터 시험편을 채취하여, 기재인 강판과 도금층의 경계로부터 기재인 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서, 전자선 후방 산란 패턴 해석 장치(EBSP)를 구비한 SEM을 사용하여 금속 조직을 관찰하고, 잔류 오스테나이트립을 확인한다.
계속해서, 전자선 마이크로 애널라이저(EPMA)를 구비한 SEM을 사용하여 상기 잔류 오스테나이트립의 Mn 농도를 측정한다. EMPA에 의한 측정을 10개 이상의 잔류 오스테나이트립에 대해 행하고, 얻어진 Mn양의 평균값을 [Mn]γ로 한다.
EPMA에 의한 측정에 있어서는, 잔류 오스테나이트의 입경보다 작은 빔 직경으로 전자선을 잔류 오스테나이트립에 조사하기 때문에, 전계 방출형 전자선 마이크로 애널라이저(FE-EPMA)를 구비한 SEM을 사용하는 것이 바람직하다.
용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층은, 통상의 도금 조건에서 형성한 도금층 및 합금화 도금층이어도 된다. 단, 합금화 용융 아연 도금층의 Fe 농도가 7질량％ 미만이면, 용접성 및 미끄럼 이동성이 불충분해지는 경우가 있으므로, 합금화 용융 아연 도금층의 Fe 농도는 7질량％ 이상이 바람직하다.
합금화 용융 아연 도금층의 Fe 농도의 상한은, 내 파우더링성의 관점에서, 20질량％ 이하가 바람직하고, 15질량％ 이하가 더 바람직하다. 도금층의 Fe양은, 용융 아연 도금 후의 합금화 처리에 있어서의 처리 조건을 제어함으로써 조정할 수 있다.
(C) 기계 특성
본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 기계 특성은, 특별히 특정 기계 특성에 한정되는 것은 아니다.
단, 압연 방향에 직교하는 방향의 균일 연신율을 UEl(Uniform Elongation)이라고 정의한다. 그리고 압연 방향에 직교하는 방향의 전연신율(TEl0)을 하기 식(2)에 기초하여 판 두께 1.2㎜ 상당의 전연신율로 환산한 값을 TEl(Total Elongation)이라고 정의한다. 또한, 하기 식(3)에 기초하여 판 두께 1.2㎜ 상당으로 환산하는 압연 방향에 직교하는 방향의 국부 연신율을 LEl(Local Elongation)이라고 정의한다. 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판에 있어서는, 프레스 성형성의 관점에서, TS×UEl의 값이 10000㎫·％ 이상이고, 또한 TS×LEl의 값이 5000㎫·％ 이상인 것이 바람직하다.
TS×UEl의 값은, 인장 강도와 균일 연신율의 양쪽이 우수한 경우에 커지므로, 균일 연성을 평가하는 지표로서 사용한다. TS×LEl의 값은, 인장 강도와 국부 연신율의 양쪽이 우수한 경우에 커지므로, 국부 연성을 평가하는 지표로서 사용한다.
TS×UEl의 값이 11000㎫％ 이상, TS×LEl의 값이 6000㎫％ 이상이면, 더 바람직하다. TS×UEl의 값이 12000㎫％ 이상, TS×LEl의 값이 7000㎫％ 이상이면, 더욱 바람직하다.
여기서, 식(2) 중의 TEl0은, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 측정한 전연신율의 실측값이고, t0은, 측정에 제공한 JIS 5호 인장 시험편의 판 두께이다. 또한, TEl 및 LEl은 각각, 판 두께 1.2㎜의 경우에 상당하는 전연신율 및 국부 연신율의 환산값이다. UEl은, JIS 5호 인장 시험편을 사용하여 측정한 균일 연신율의 실측값이다.
강판의 충격 흡수성을 향상시키기 위해, 강판의 인장 강도(TS)는 780㎫ 이상이 바람직하다. 더 바람직하게는 강판의 인장 강도(TS)가 980㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 1180㎫ 이상이다. 강판의 항복비(YR)는 0.59 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 강판의 항복비(YR)가 0.66 이상, 더욱 바람직하게는 0.72 이상이다.
국부 연성이 높을수록 충격 하중 부하 시의 균열이 억제되어, 흡수 에너지가 상승하기 때문에, 균열 억제의 관점에서, TS×LEl의 값은 5500㎫·％ 이상이 바람직하다. 더 바람직하게는 TS×LEl의 값이 6500㎫·％ 이상이다.
(D) 제조 방법
다음으로, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 전술한 화학 조성을 갖는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과, 상기 어닐링을 행하는 공정 후에, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과, 상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정에 있어서의 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과, 상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과, 상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을 구비한다.
그 중에서, 본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법의 바람직한 제조 방법은, 도 1에 나타내는 바와 같이, 전술한 화학 조성을 갖는 소재 강판을, Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과, 상기 어닐링을 행하는 공정 후에, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (상기 가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하고, 또한 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과, 상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정에 있어서의 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과, 상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과, 상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을 구비한다.
본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법은, 전술한 화학 조성을 갖는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과, 상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과, 상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판에, 합금화 처리 온도에서 합금화 처리를 행하는 공정과, 상기 합금화 처리를 행하는 공정 후, 상기 합금화 처리가 행해진 소재 강판을, 상기 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과, 상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과, 상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을 구비한다.
그 중에서, 본 실시 형태의 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법의 바람직한 제조 방법은, 도 2에 나타내는 바와 같이, 전술한 화학 조성을 갖는 소재 강판을, Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과, 상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하고, 또한 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과, 상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판에, 합금화 처리 온도에서 합금화 처리를 행하는 공정과, 상기 합금화 처리를 행하는 공정 후, 상기 합금화 처리가 행해진 소재 강판을, 상기 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과, 상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과, 상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을 구비한다.
본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 제공하는 소재 강판의 제조 방법은, 특정 제조 방법에 한정되지 않는다. 예를 들어, 전술한 화학 조성을 갖는 슬래브를 주조로 제조하여, 1250℃ 미만의 온도 영역으로 가열하고, 가열 후, 마무리 압연 온도가 Ar3점 이상이면서 850℃ 초과에서 열간 압연을 행한다. 이어서, 권취 온도 500℃ 이상 700℃ 미만에서 권취하고, 압하율 40％ 이상 70％ 미만으로 냉간 압연을 실시하여, 소재 강판을 제조한다.
슬래브의 주조법은, 특정 주조법에 한정되는 것은 아니나, 연속 주조법이 바람직하지만, 다른 주조법으로 주조한 강괴를 분괴 압연 등에 의해 강편으로 해도 된다. 연속 주조 공정에서는, 개재물에 기인하는 표면 결함의 발생을 억제하기 위해, 주형 내에서, 전자기 교반 등으로 용강을 유동시키는 것이 바람직하다. 연속 주조 후의 고온 상태의 강괴 또는 분괴 압연 후의 고온 상태의 강편은, 일단 냉각된 후, 재가열하여, 열간 압연에 제공해도 된다.
또한, 연속 주조 후의 고온 상태의 강괴 또는 분괴 압연 후의 고온 상태의 강편은, 재가열되는 일 없이 그대로 열간 압연에 제공해도 되고, 보조적인 가열을 행하고 나서 열간 압연에 제공해도 된다. 또한, 열간 압연에 제공하는 강괴 및 강편을 「슬래브」라고 총칭한다.
오스테나이트의 조대화를 방지하기 위해, 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도는, 1250℃ 미만이 바람직하다. 더 바람직하게는 슬래브의 온도가 1200℃ 이하이다. 열간 압연에 제공하는 슬래브의 온도의 하한은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 열간 압연을 Ar3점 이상에서 완료하는 것이 가능한 온도인 것이 바람직하다.
열간 압연의 조건은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 열간 압연의 완료 온도가 지나치게 낮으면, 열연 강판의 금속 조직에 있어서, 압연 방향으로 신전된 조대한 저온 변태 조직이 발생하여, 균일 연성 및 국부 연성을 저해할 우려가 있기 때문에, 열간 압연의 완료 온도는 Ar3점 이상이면서 850℃ 초과가 바람직하다. 보다 바람직하게는 열간 압연의 완료 온도가 Ar3점 이상이면서 880℃ 초과, 더욱 바람직하게는 Ar3점 이상이면서 900℃ 초과이다. 열간 압연의 완료 온도의 상한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 열연 강판의 금속 조직을 세립화하는 점에서, 1000℃ 이하가 바람직하다.
또한, 열간 압연이 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 경우는, 마무리 압연을 상기 온도 범위 내에서 완료하기 위해, 조압연과 마무리 압연 사이에서, 조압연재를 가열해도 된다. 이때, 조압연재의 후단이, 조압연재의 선단보다 고온이 되도록 조압연재를 가열하여, 마무리 압연의 개시 시에 있어서의 조압연재의 전체 길이에 걸친 온도의 변동을 140℃ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 이 온도 억제에 의해, 열연 강판을 권취한 코일 내에서의 특성의 균일성이 향상된다.
조압연재의 가열은 공지의 수단을 사용하여 행하면 된다. 예를 들어, 조압연기와 마무리 압연기 사이에, 솔레노이드식 유도 가열 장치를 설치하고, 이 유도 가열 장치의 상류측에 있어서의 조압연재의 길이 방향의 온도 분포 등에 기초하여, 솔레노이드식 유도 가열 장치에 의한 가열 승온량을 제어해도 된다.
열간 압연 종료 후로부터 권취 개시까지의 조건은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 열연 강판을 연질화함으로써 열연 강판의 냉간 압연성을 높이기 위해, 권취 온도(권취를 개시할 때의 온도)를 600℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 권취 온도는, 640℃ 이상이 보다 바람직하고, 680℃ 이상이 더욱 바람직하다. 권취 온도가 지나치게 높으면, 열연 강판의 산세성이 손상되는 경우가 있으므로, 권취 온도는 750℃ 이하가 바람직하고, 720℃ 미만이 더 바람직하다. 권취 후는, 권취 온도로부터 (권취 온도－50℃)까지의 온도 영역을 평균 냉각 속도 15℃/시간 초과로 냉각하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 생산성이 높아지는 동시에, 후술하는 어닐링 공정에 있어서, 탄화물의 용해가 촉진된다.
열연 강판을 통상법에 따라서 냉간 압연하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연 전에, 산세 등에 의해 탈스케일을 행해도 된다. 재결정을 촉진하여, 냉간 압연 및 어닐링 후의 금속 조직을 균일화하고, 국부 연성을 더욱 향상시키기 위해, 냉간 압연의 압하율을 40％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 지나치게 높으면, 압연 하중이 증대되어, 압연이 곤란해지는 경우가 있으므로, 압하율은 70％ 미만이 바람직하고, 60％ 미만이 더 바람직하다.
다음으로, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 있어서의 공정 조건에 대해 설명한다.
[어닐링을 행하는 공정]
(가열 온도: Ac1점 초과)
소재 강판을 어닐링하는 공정에서는, 소재 강판이 가열된다. 가열 온도는, 가열 시에 오스테나이트를 생성시키기 위해, Ac1점 초과로 한다. Ac1점이라 함은, 소재 강판을 가열하였을 때에 금속 조직 중에 오스테나이트가 생성되기 시작하는 온도이다. 금속 조직을 균일화함으로써 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 국부 연성을 향상시키기 위해서는, 소재 강판을, Ac3점 초과로 가열하여 어닐링하는 것이 바람직하다. Ac3점은, 소재 강판을 가열하였을 때, 금속 조직 중에서 페라이트가 소실되는 온도이다.
소재 강판을 상기 온도 범위, 즉, 오스테나이트 영역으로 가열함으로써, 탄화물이 용해되어, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트양 및 잔류 오스테나이트 중의 C양이 상승한다.
가열 온도의 상한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 가열 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트가 조대화되고, 국부 연성이 손상되기 때문에, 가열 온도는 (Ac3점+100)℃ 이하가 바람직하고, (Ac3점+50)℃ 이하가 더 바람직하다. 가열 온도에 상관없이, 가열 온도에서의 유지 시간은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 코일 내에서의 금속 조직을 균일화하기 위해, 유지 시간은 10초 이상이 바람직하고, 오스테나이트의 조대화를 억제하는 점에서 유지 시간은 240초 이내가 바람직하다.
[제1 냉각을 행하는 공정]
(가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도: 7℃/초 이하)
소재 강판을, Ac3점 초과로 가열하여 어닐링한 경우는, 제1 냉각을 행하는 공정에 있어서는, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 냉각에 의해, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 상승함과 함께, 폴리고날 페라이트가 생성되어, 균일 연성 및 국부 연성이 향상된다.
가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 7℃/초를 초과하면, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 저하됨과 함께, 폴리고날 페라이트양이 감소하여, 균일 연성 및 국부 연성이 손상된다. 따라서, 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 7℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 5℃/초 이하이다. 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 생산성의 관점에서, 1℃/초 이상이 바람직하다.
또한, 평균 냉각 속도 7℃/초 이하로 냉각하는 온도 영역이 넓을수록, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 상승함과 함께, 폴리고날 페라이트양이 증가한다. 이 때문에, 가열 온도로부터 (가열 온도－100℃)까지의 온도 영역에 있어서 평균 냉각 속도 7℃/초 이하로 소재 강판을 냉각하는 것이 바람직하고, 가열 온도로부터 (가열 온도－150℃)까지의 온도 영역에 있어서 평균 냉각 속도 7℃/초 이하로 소재 강판을 냉각하는 것이 더 바람직하다.
(650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도: 2℃/초 이상 100℃/초 미만)
제1 냉각을 행하는 공정에서는, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하고, 도중에 등온 유지하는 일 없이, 소재 강판을, 500℃ 이하까지 냉각한다.
650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 폴리고날 페라이트 및 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하된다. 따라서, 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상, 보다 바람직하게는 4℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 5℃/초 이상이다.
한편, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 100℃/초 이상이면 강판의 형상이 손상되므로, 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 100℃/초 미만으로 한다. 바람직하게는 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 50℃/초 이하, 보다 바람직하게는 30℃/초 이하, 더욱 바람직하게는 20℃/초이다.
(냉각 정지 온도: 500℃ 이하)
소요의 평균 냉각 속도로 냉각한 소재 강판을, 계속해서 500℃ 이하로 냉각한다. 500℃ 이하의 온도 영역에 있어서의 냉각 조건은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 500℃ 이하 460℃ 이상의 온도 영역에, 소재 강판을 4초간∼45초간 유지하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 10초간∼35초간 유지한다. 이 유지에 의해, 후술하는 제2 냉각을 행하는 공정에서 형성되는 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양이 적절하게 조정되어, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 또한 항복 강도도 상승한다.
[용융 아연 도금을 실시하는 공정]
제1 냉각을 행하는 공정 후, 소재 강판에, 용융 아연 도금을 실시한다. 제1 냉각을 행하는 공정과 용융 아연 도금을 실시하는 공정 사이에서, 소재 강판에 대해, 필요에 따라서 냉각 및 가열 중 적어도 어느 것을 행하도록 해도 된다.
용융 아연 도금의 욕 온도 및 욕 조성은, 일반적인 것이면 되고, 특별히 제한되는 것은 아니다. 도금 부착량도, 특별히 제한되는 것은 아니며, 통상의 범위 내이면 된다. 예를 들어, 소재 강판의 편면당 20g/㎡∼80g/㎡의 부착량이 바람직하다. 도금 온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 460℃∼470℃이다.
[합금화 처리를 행하는 공정]
합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우에는, 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 용융 아연 도금이 합금화되는 데에 필요한 온도(합금화 처리 온도)로 가열하여, 합금화 처리를 행한다.
합금화 처리는, 도금층 중의 Fe 농도가 7질량％ 이상이 되는 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 합금화 처리 온도가 470℃∼560℃이면서 합금화 처리 시간이 5초∼60초인 조건에서 합금화 처리를 행하는 것이 바람직하다.
[제2 냉각을 행하는 공정]
(도금 온도 또는 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도: 2℃/초 이상)
(냉각 정지 온도: 300℃ 이하)
용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 또는 합금화 처리를 행하는 공정 후의 냉각에 있어서, 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역, 또는 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각한다.
제2 냉각을 행하는 공정에서의 평균 냉각 속도가 2℃/초 미만이면, 펄라이트가 과잉으로 생성되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하되고, 또한 잔류 오스테나이트양이 감소하여, 균일 연성이 손상된다. 따라서, 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도는 2℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 상기 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 3℃/초 이상, 보다 바람직하게는 5℃/초 초과, 더욱 바람직하게는 10℃/초 초과이다.
제2 냉각을 행하는 공정에서의 평균 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 경제성의 관점에서, 500℃/초 이하가 바람직하다. 또한, 후술하는 조질 압연을 효율적으로 행하기 위해, 냉각 정지 온도는 실온이 바람직하다.
제2 냉각을 행하는 공정 후의 소재 강판은, 체적률로 5.0％ 이상 35.0％ 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하면서 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 미만인 금속 조직을 갖는 것이 바람직하다. 이에 의해, 후술하는 열처리를 행하는 공정에서, 잔류 오스테나이트로의 C 농화 및 Mn 농화가 촉진되어, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 항복 강도도 상승한다.
잔류 오스테나이트의 체적률은, 보다 바람직하게는 10.0％ 이상 30.0％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 15.0％ 이상 25.0％ 이하이다. 잔류 오스테나이트 중의 C양은, 보다 바람직하게는 0.80질량％ 미만, 더욱 바람직하게는 0.75질량％ 미만, 특히 바람직하게는 0.70질량％ 미만이다. 잔류 오스테나이트 중의 C양의 하한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 0.50질량％ 정도가 실질적인 하한값이 된다.
[조질 압연을 행하는 공정]
(연신율: 0.10％ 이상)
제2 냉각을 행하는 공정 후, 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 실시한다. 이 조질 압연으로부터, 후술하는 열처리 공정에 있어서, 오스테나이트로의 C 농화 및 Mn 농화가 촉진되고, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 금속 조직에 있어서, 잔류 오스테나이트 중의 C양 및 Mn양이 높아져, 균일 연성 및 국부 연성이 향상되고, 항복 강도도 상승한다.
연신율이 0.10％ 미만이면, 다음 열처리를 행하는 공정에서의 상기 효과가 얻어지지 않으므로, 연신율은 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 연신율이 0.30％ 이상, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상이다. 연신율의 상한은 특별히 한정하는 것은 아니지만, 연신율이 지나치게 높으면, 압연 부하가 증가하므로, 연신율은 2.00％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 연신율이 1.50％ 미만, 더욱 바람직하게는 1.00％ 미만이다.
조질 압연을 행하는 온도는 특별히 한정하는 것은 아니지만, 오스테나이트에 가공 변형을 효율적으로 부여하기 위해서는, 조질 압연을 행하는 온도는 저온이 바람직하고, 조질 압연의 개시 온도는 실온이 바람직하다. 또한, 조질 압연은, 스킨패스 압연으로 행하는 것이 바람직하다.
[열처리를 행하는 공정]
(가열 온도: 200℃∼600℃)
(유지 시간: 1초 이상)
조질 압연을 행하는 공정 후, 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초간 이상 유지한다.
열처리 온도(최고 가열 온도)가 200℃ 미만인 경우, 오스테나이트로의 C 농화 및 Mn 농화가 불충분해져, 균일 연성이 손상된다. 또한, 열처리 온도(최고 가열 온도)가 200℃ 미만인 경우, 경질인 마르텐사이트가 잔존하여, 국부 연성이 손상됨과 함께 항복 강도가 저하된다. 따라서, 열처리 온도는 200℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 열처리 온도가 240℃ 이상, 보다 바람직하게는 260℃ 이상, 더욱 바람직하게는 280℃ 이상이다.
한편, 열처리 온도가 600℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트양이 부족하여, 균일 연성이 손상되고, 또한 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하된다. 또한, 열처리 온도가 600℃를 초과하면, 경질인 프레시 마르텐사이트가 생성되어, 국부 연성이 손상됨과 함께, 항복 강도가 저하된다. 따라서, 열처리 온도는 600℃ 이하로 한다. 바람직하게는 열처리 온도가 550℃ 이하, 보다 바람직하게는 500℃ 이하, 더욱 바람직하게는 450℃ 이하이다.
열처리 시간(최고 가열 온도에서의 유지 시간)이 1초간 미만이면, 오스테나이트로의 C 농화 및 Mn 농화가 불충분해져, 균일 연성이 손상된다. 또한, 열처리 시간이 1초간 미만이면, 경질인 마르텐사이트가 잔존하여, 국부 연성이 손상됨과 함께, 항복 강도가 저하된다. 따라서, 열처리 시간은 1초 이상으로 한다. 바람직하게는 열처리 시간이 5초 초과, 보다 바람직하게는 10초 초과, 더욱 바람직하게는 15초 초과이다.
한편, 열처리 시간이 지나치게 길면, 잔류 오스테나이트양이 감소하여, 균일 연성이 손상되고, 또한 템퍼링 마르텐사이트가 과도하게 연질화되어, 항복 강도 및 인장 강도가 저하된다. 또한, 열처리 시간이 지나치게 길면, 경질인 프레시 마르텐사이트가 생성되어, 국부 연성이 손상됨과 함께, 항복 강도가 저하된다. 따라서, 열처리 시간의 상한은 5760분 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 열처리 시간이 2880분 이하, 더욱 바람직하게는 1440분 이하이다.
열처리 시간은, 열처리 온도에 따라서 적절하게 조절하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 열처리 온도가 200℃ 이상 300℃ 이하인 경우, 열처리 시간은 3분 초과가 바람직하고, 10분 초과가 보다 바람직하고, 20분 초과가 더욱 바람직하다.
열처리 온도가 400℃ 이상 600℃ 이하인 경우, 열처리 시간은 20분 이하가 바람직하고, 6분 이하가 보다 바람직하고, 3분 미만이 더욱 바람직하다. 생산성의 관점에서, 열처리 온도는 400℃ 초과, 또한 열처리 시간은 20분 이하가 바람직하다.
열처리를 행하는 공정 후, 소재 강판을 평탄하게 교정하기 위해, 소재 강판에 조질 압연을 실시해도 되고, 또한 도유나 윤활 작용이 있는 피막을 소재 강판에 실시해도 된다.
본 실시 형태에 관한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 판 두께는 특정 판 두께에 한정되는 것은 아니지만, 본 실시 형태의 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에서는, 판 두께 0.8㎜∼2.3㎜의 강판의 제조에 적합하다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
진공 용해로를 사용하여, 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 주조하여, 강 A∼S를 제조하였다. 표 1 중의 Ac1점 및 Ac3점은, 강 A∼S의 냉연 강판을 2℃/초로 가열하였을 때의 열팽창 변화로부터 구하였다. 강 A∼S를 1200℃로 가열하고 60분간 유지한 후, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연을 행하였다.
구체적으로는, Ar3점 이상의 온도 영역에서, 강 A∼S에 10패스의 압연을 행함으로써, 두께 2.5㎜∼3.0㎜의 열연 강판을 얻었다. 열간 압연 후, 물 스프레이로, 열연 강판을 550℃∼680℃까지 냉각하고, 냉각 종료 온도를 권취 온도로 하여, 이 권취 온도로 유지된 전기 가열로 중에 열연 강판을 장입하여, 60분간 유지하였다. 그 후, 열연 강판을 20℃/시간의 냉각 속도로 실온까지 노 냉각하여, 권취 후의 서랭을 시뮬레이트하였다.
서랭 후의 열연 강판을 산세하여 냉간 압연용 모재로 하고, 압하율 47∼52％로 냉간 압연을 행하여, 두께 1.2㎜∼1.6㎜의 냉연 강판(소재 강판)을 얻었다. 용융 아연 도금 시뮬레이터를 사용하여, 소재 강판을 10℃/초의 가열 속도로 650℃까지 가열한 후, 2℃/초의 가열 속도로, 표 2에 나타내는 온도까지 가열하고, 30∼90초 균열하였다.
그 후, 표 2에 나타내는 냉각 조건에서 소재 강판을 460℃까지 냉각하고, 소재 강판을, 460℃로 유지한 용융 아연 도금욕에 침지하여, 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하였다. 일부의 소재 강판에는, 용융 아연 도금 후, 520℃까지 가열하여, 합금화 처리를 실시하였다.
도금 온도(도금욕 온도를 의미함), 또는 합금화 처리 온도로부터, 표 2에 나타내는 냉각 조건에서, 소재 강판에 대해 2차 냉각(제2 냉각)을 행하였다. 2차 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.50％의 스킨패스 압연을 실시한 후, 표 2에 나타내는 열처리 조건에서 열처리를 실시하고, 용융 아연 도금 강판 또는 합금화 용융 아연 도금 강판(이하, 용융 아연 도금 강판과 합금화 용융 아연 도금 강판을 「도금 강판」이라고 총칭함)을 얻었다.
2차 냉각의 정지 온도를 100℃로 한 경우는, 2차 냉각을 정지한 후에 실온까지 냉각하지 않고 스킨패스 압연을 행하고, 그 후, 실온까지 냉각하지 않고, 표 2에 나타내는 열처리 조건에서 열처리를 행하였다. 일부의 소재 강판에 대해서는, 스킨패스 압연 또는 열처리를 생략하였다.
표 2에 기재되어 있는 열연 조건의 「압연 후 판 두께」라 함은, 얻어진 열연 강판의 판 두께를 나타낸다. 표 2에 기재되어 있는 어닐링 조건의 「500∼460℃의 온도 영역에 있어서의 체재 시간」이라 함은, 제1 냉각을 행하는 공정에 있어서의, 500∼460℃의 온도 영역에서의 체재 시간을 의미한다. 표 2에 기재되어 있는 어닐링 조건의 「합금화 처리의 유무」에 관하여, 기호 「유」는, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리가 행해진 것을 나타내고, 기호 「무」는, 용융 아연 도금 후에 합금화 처리가 행해지지 않은 것을 나타낸다. 표 2에 기재되어 있는 어닐링 조건의 「2차 냉각 속도」는, 합금화 처리를 행한 경우는, 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 의미하고, 합금화 처리를 행하지 않은 경우는, 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 의미한다. 표 2에 있어서, 「RT」라는 표기는 실온을 나타낸다. 표 2의 「조질 압연의 유무」에 관하여, 기호 「유」는 조질 압연을 행하는 공정에 있어서 조질 압연이 행해진 것을 나타내고, 기호 「무」는 조질 압연이 행해지지 않은 것을 나타낸다. 표 2의 「열처리 조건」이라고 표기된 열에 있어서, 「-」라는 표기는, 열처리가 행해지지 않은 것을 나타낸다.
도금 강판 및 상기 2차 냉각 종료 후의 소재 강판으로부터, XRD 측정용 시험편을 채취하여, 강판과 도금층의 경계로부터 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치까지, 시험편의 압연면을 화학 연마하였다. 이 압연면에 X선 회절 시험을 행하여, 잔류 오스테나이트의 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양을 측정하였다.
구체적으로는, 시험편에 Mo-Kα선을 입사하여, α상 (200), (211) 회절 피크의 적분 강도, 및 γ상 (200), (220), (311) 회절 피크의 적분 강도를 측정하여, 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다.
또한, Fe-Kα선을 입사하여, γ상 (200), (220), (311) 회절 피크의 위치로부터, 오스테나이트의 격자 상수(aγ)를 구하고, 잔류 오스테나이트 중의 C양(Cγ)을, aγ(Å)=3.578+0.033×Cγ(질량％)의 관계식을 사용하여 산출하였다.
또한, 도금 강판으로부터 SEM 관찰용 시험편을 채취하여, 이 시험편의 압연 방향과 평행한 종단면을 연마한 후, 이 종단면에 나이탈 부식 및 레페라 부식을 행하여, 강판과 도금층의 경계로부터 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하였다. 화상 처리에 의해, 템퍼링 마르텐사이트, 폴리고날 페라이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔부 조직의 체적률을 측정하였다.
프레시 마르텐사이트의 체적률은, 레페라 부식에 의해 측정되는 잔류 오스테나이트와 프레시 마르텐사이트의 체적률의 합계로부터, 상기 XRD 측정에 의해 측정되는 잔류 오스테나이트의 체적률을 감산하여 구하였다.
항복 응력(YS), 인장 강도(TS), 및 균일 연신율(UEl)은, 도금 강판으로부터 압연 방향에 직행하는 방향을 따라 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, 이 시험편에 인장 시험을 행하여 구하였다.
인장 속도는, 항복점에 도달할 때까지 1㎜/분으로 하고, 그 이후를 10㎜/분으로 하였다. 항복비(YR)는, YS를 TS로 나누어 구하였다. 전연신율(TEl) 및 국부 연신율(LEl)은, 압연 방향에 직행하는 방향을 따라 채취한 JIS 5호 인장 시험편에 인장 시험을 행하고, 전연신율의 실측값(TEl0) 및 균일 연신율의 실측값(UEl)을 사용하여, 상기 식(2) 및 식(3)에 기초하여, 판 두께 1.2㎜의 경우에 상당하는 환산값을 구하였다.
YR의 값이 0.59 이상이고, TS×UEl의 값이 10000㎫·％ 이상이고, 또한 TS×LEl의 값이 5000㎫·％ 이상이면, 양호한 특성이라고 판단하였다. 또한, TS×UEl의 값이 12000㎫·％ 이상이고, 또한 TS×LEl의 값이 6000㎫·％ 이상이면, 특히 양호한 특성이라고 판단하였다.
표 3에, 2차 냉각 종료 후의 금속 조직을 관찰한 결과, 도금 강판의 금속 조직을 관찰한 결과, 및 도금 강판의 기계 특성을 평가한 결과를 나타낸다.
표 3의 「2차 냉각 종료 후의 금속 조직」이라고 표기된 열에 있어서, 기호 「-」는, 금속 조직의 관찰을 행하지 않은 것을 나타낸다. 표 3의 「잔류 오스테나이트 중의 C양(질량％)」이라고 표기된 열에 있어서, 기호 「-」는, 잔류 오스테나이트 중의 C양의 측정을 행하지 않은 것을 나타낸다. 표 3에 있어서, 「TEl」이라고 표기된 열은, 판 두께 1.2㎜ 상당으로 환산한 전연신율을 나타내고, 「UEl」이라고 표기된 열은, 균일 연신율을 나타내고, 「LEl」이라고 표기된 열은, 판 두께 1.2㎜ 상당으로 환산한 국부 연신율을 나타낸다.
표 3의 비고란에 있어서 「○」가 부여된 시료는 본 발명예이고, 「×」가 부여된 시료는 비교예이다. 또한, 표 1∼표 3에 있어서, 밑줄이 그어진 수치 또는 기호는, 본 발명의 범위 밖인 것을 의미한다.
비고란에서 ○표를 부여한 발명예(시험 번호 A1∼A3, A9, A11, A13, A14, A19, A21, A23, A26, A28∼A37 및 A40∼A45)는 모두, TS×UEl이 10000 이상, TS×LEl이 5000 이상이며, 양호한 균일 연성과 국부 연성을 나타냈다. 또한, YR은, 0.59 이상의 높은 값을 나타냈다. 특히 시험 번호 A11, A21, A26, A28, A30, A31, A34에 대해서는, 템퍼링 마르텐사이트를 16％ 이상, 또한 폴리고날 페라이트를 2.0％ 초과 함유하고, TS×UEl이 12000 이상, 또한 TS×LEl이 6000 이상이며, 특히 양호한 균일 연성과 국부 연성을 나타냈다.
한편, 화학 조성 또는 공정 조건이 본 발명의 범위로부터 벗어난 강판에 대한 시험 결과(비고란의 ×표의 시험 번호 A4∼A8, A10, A12, A15∼A18, A20, A22, A24, A25, A27, A38 및 A39)는, 항복비, 균일 연성 및 국부 연성 중 어느 것 또는 전부가 떨어져 있었다.
구체적으로는, 본 발명의 범위 내의 화학 조성을 갖는 강 C, E, N을 사용하였지만, 스킨패스 압연을 행하지 않은 시험 번호 A15, A24 및 A38에서는, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 A, C를 사용한 시험(시험 번호 A10 및 A20)은, 열처리를 행하지 않았기 때문에, 시험 번호 A10에서는 YR 및 TS×LEl의 값이 낮고, 시험 번호 A20에서는 YR, TS×UEl 및 TS×LEl의 값이 낮았다.
강 A, C, E, N을 사용한 시험(시험 번호 A4, A16, A25, A39)은, 열처리 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 시험 번호 A4에서는 YR 및 TS×LEl의 값이 낮고, 시험 번호 A16, A25, A39에서는 YR, TS×UEl 및 TS×LEl의 값이 낮았다. 또한, 강 A, C, F를 사용한 시험(시험 번호 A5, A17 및 A27)에서는, 열처리 온도가 지나치게 높았기 때문에, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
본 발명의 범위 내의 화학 성분을 갖는 강 A를 사용하였지만, 어닐링 공정에 있어서 균열 온도가 지나치게 낮았던 시험 번호 A6에서는, TS×UEl이 낮았다.
강 A를 사용한 시험(시험 번호 A7)에서는, 제1 냉각 공정에 있어서 650∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, YR 및 TS×LEl이 낮았다.
강 A, C를 사용한 시험(시험 번호 A8 및 A18)에서는, 제2 냉각 공정에 있어서 합금화 처리 온도∼300℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)가 지나치게 낮았기 때문에, 시험 번호 A8에서는 YR 및 TS×LEl의 값이 낮고, 시험 번호 A18에서는 TS×UEl 및 TS×LEl의 값이 낮았다.
강 B를 사용한 시험 번호 A12에서는, 강 중의 Si양이 적었기 때문에, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 D를 사용한 시험 번호 A22에서는, 강 중의 Mn양이 적었기 때문에, YR 및 TS×LEl이 낮았다.
(실시예 2)
실시예 1과 마찬가지의 순서로 실험을 행하고, 표 1에 나타내는 강 A∼S에 대해, 표 4에 나타내는 조건에서 도금 강판을 제조하였다. 결과를 표 5에 나타낸다. 또한, 측정 순서에 대해서는 실시예 1과 마찬가지이다.
또한, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양에 대해서는, 도금 강판으로부터 EBSP 측정용 시험편을 채취하여, 압연 방향과 평행한 종단면을 전해 연마한 후, 강판과 도금층의 경계로부터 강판의 판 두께의 1/4 깊이 위치에 있어서의 금속 조직을 관찰하고, 화상 처리에 의해, 잔류 오스테나이트의 분포를 확인하였다. 계속해서, FE-EPMA를 구비한 SEM을 사용하여, 동일 시야의 금속 조직을 관찰하고, 10개 이상의 잔류 오스테나이트립에 대해 EMPA 측정을 행하여, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양을 측정하였다. 얻어진 Mn양의 평균값을 구하여, 이 평균값을, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양([Mn]γ)으로 하였다. 기재의 강판의 Mn양을 [Mn]ave로 하여, [Mn]γ/[Mn]ave를 산출하였다.
YR의 값이 0.59 이상이고, TS×UEl의 값이 10000㎫·％ 이상이고, 또한 TS×LEl의 값이 5000㎫·％ 이상이면, 양호한 특성이라고 판단하였다. 또한, TS×UEl의 값이 12000㎫·％ 이상, 또한 TS×LEl의 값이 6000㎫·％ 이상이면, 특히 양호한 특성이라고 판단하였다.
또한, 표 4 및 표 5의 설명은, 각각 표 2 및 표 3과 마찬가지이다. 또한, 「[Mn]γ/[Mn]ave」라고 표기된 열에 있어서, 기호 「-」는, 잔류 오스테나이트 중의 Mn양의 측정을 행하지 않은 것을 나타낸다.
비고란에서 ○표를 부여한 발명예(시험 번호 B1, B2, B5, B6, B11, B13, B14, B18, B21∼B23, B25∼B35 및 B38∼B42)는 모두, TS×UEl이 10000 이상, TS×LEl이 5000 이상이며, 양호한 균일 연성과 국부 연성을 나타냈다. 또한, YR은, 0.59 이상의 높은 값을 나타냈다.
특히, 시험 번호 B1, B5, B6, B11, B18, B23, B26, B27, B29, B30, B32∼B35, B38 및 B39는, 가열 온도가 Ac3점 초과이고, 또한 제1 냉각 공정에 있어서 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 7℃/초 이하였기 때문에, 또한 폴리고날 페라이트의 체적률이 2.0％ 이상, [Mn]γ/[Mn]ave가 1.10 이상이었다. 그 결과, 이들 시험 번호의 샘플은, TS×UEl이 12000 이상, 또한 TS×LEl이 6000 이상이며, 특히 양호한 균일 연성과 국부 연성을 나타냈다.
한편, 화학 조성 또는 공정 조건이 본 발명의 범위로부터 벗어난 강판에 대한 시험 결과(비고란의 ×표 시험 번호 B3, B4, B7∼B10, B12, B15∼B17, B19, B20, B24, B36 및 B37)는, 항복비, 균일 연성 및 국부 연성 중 어느 것 또는 전부가 떨어져 있었다.
구체적으로는, 본 발명의 범위 내의 화학 조성을 갖는 강 C, E, N을 사용하였지만, 스킨패스 압연을 행하지 않은 시험 번호 B7, B19 및 B36에서는, 잔류 오스테나이트 중의 C양 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 C를 사용한 시험 번호 B12는, 열처리를 행하지 않았기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트 체적률, 잔류 오스테나이트 중의 C양 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
본 발명의 범위 내의 화학 조성을 갖는 강 C, E, N을 사용하였지만, 열처리 온도가 지나치게 낮았던 시험 번호 B8, B20 및 B37에서는, 템퍼링 마르텐사이트 체적률, 잔류 오스테나이트 중의 C양 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 C, F를 사용한 시험(시험 번호 B9 및 B24)에서는, 열처리 온도가 지나치게 높았기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양이 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
본 발명의 범위 내의 화학 성분을 갖는 강 C를 사용하였지만, 어닐링 공정에 있어서 균열 온도가 지나치게 낮았던 시험 번호 B16에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 템퍼링 마르텐사이트 체적률이 낮고, TS×UEl이 낮았다.
강 A, C를 사용한 시험(시험 번호 B3 및 B15)에서는, 제1 냉각 공정에 있어서 650∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 지나치게 낮았기 때문에, 시험 번호 B3에서는, 잔류 오스테나이트 체적률, 템퍼링 마르텐사이트 체적률 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, YR 및 TS×LEl이 낮았다. 시험 번호 B15에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
본 발명의 범위 내의 화학 조성을 갖는 강 C를 사용하였지만, 제2 냉각 공정에 있어서 합금화 처리 온도∼300℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도(2차 냉각 속도)가 지나치게 낮았던 시험 번호 B10에서는, 잔류 오스테나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양이 낮고, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다.
강 B를 사용한 시험 번호 B4에서는, 강 중의 Si양이 적었기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률 및 잔류 오스테나이트 중의 C양이 낮고, YR, TS×UEl 및 TS×LEl이 낮았다. 강 D를 사용한 시험 번호 B17에서는, 강 중의 Mn양이 적었기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적률 및 [Mn]γ/[Mn]ave가 낮고, YR 및 TS×LEl이 낮았다.
전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 균일 연성 및 국부 연성이 우수하고, 또한 항복 강도 및 인장 강도가 높고 또한 성형성 및 충격 흡수성이 우수한 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하여 제공할 수 있다. 본 발명에 의해 제조되는 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판은, 멤버나 필러 등의 자동차 차체의 구조 부품에 최적이므로, 본 발명은, 산업상 이용가능성이 높은 것이다.
Claims (13)
- 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지고,
금속 조직이, 5.0체적％ 초과의 잔류 오스테나이트, 5.0체적％ 초과의 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 C양이 0.85질량％ 이상인 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항에 있어서,
상기 금속 조직이, 2.0체적％ 초과의 폴리고날 페라이트를 더 포함하고,
상기 잔류 오스테나이트 중의 Mn양이 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 도금 강판.
[Mn]γ: 잔류 오스테나이트 중의 Mn양(질량％)
[Mn]ave: 강판의 화학 조성의 Mn양(질량％) - 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Ti: 0.001％∼0.300％,
Nb: 0.001％∼0.300％, 및
V: 0.001％∼0.300％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Cr: 0.001％∼2.000％,
Mo: 0.001％∼2.000％, 및
B: 0.0001％∼0.0200％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Cu: 0.001％∼2.000％, 및
Ni: 0.001％∼2.000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Ca: 0.0001％∼0.0100％,
Mg: 0.0001％∼0.0100％, 및
REM: 0.0001％∼0.1000％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Bi: 0.0001％∼0.0500％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 도금 강판은, 용융 아연 도금층을 포함하는 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 도금 강판은, 용융 아연 도금층이 합금화된 합금화 용융 아연 도금 강판인 것을 특징으로 하는, 도금 강판. - 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판을, 상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정에 있어서의 도금 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을
구비하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제10항에 있어서,
상기 어닐링을 행하는 공정에 있어서는, 상기 소재 강판을 Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하고,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는, 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.03％∼0.70％,
Si: 0.25％∼2.50％,
Mn: 1.00％∼5.00％,
P: 0.100％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
sol.Al: 0.001％∼2.500％,
N: 0.020％ 이하
Ti: 0％∼0.300％,
Nb: 0％∼0.300％,
V: 0％∼0.300％,
Cr: 0％∼2.000％,
Mo: 0％∼2.000％,
B: 0％∼0.0200％,
Cu: 0％∼2.000％,
Ni: 0％∼2.000％,
Ca: 0％∼0.0100％,
Mg: 0％∼0.0100％,
REM: 0％∼0.1000％, 및
Bi: 0％∼0.0500％,
를 포함하고, 잔부가 철 및 불순물로 이루어지는 소재 강판을, Ac1점 초과로 가열하여 어닐링을 행하는 공정과,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 650℃∼500℃의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상 100℃/초 미만으로 하여, 500℃ 이하까지 냉각하는, 제1 냉각을 행하는 공정과,
상기 제1 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제1 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에 용융 아연 도금을 실시하는 공정과,
상기 용융 아연 도금을 실시하는 공정 후, 상기 용융 아연 도금이 실시된 소재 강판에, 합금화 처리 온도에서 합금화 처리를 행하는 공정과,
상기 합금화 처리를 행하는 공정 후, 상기 합금화 처리가 행해진 소재 강판을, 상기 합금화 처리 온도로부터 300℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 2℃/초 이상으로 하여, 300℃ 이하까지 냉각하는, 제2 냉각을 행하는 공정과,
상기 제2 냉각을 행하는 공정 후, 상기 제2 냉각을 행하는 공정에서 냉각된 소재 강판에, 연신율 0.10％ 이상의 조질 압연을 행하는 공정과,
상기 조질 압연을 행하는 공정 후, 상기 조질 압연이 행해진 소재 강판을 200℃∼600℃의 온도 영역으로 가열하고, 그 온도에서 1초 이상 유지하는 열처리를 행하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법. - 제12항에 있어서,
상기 어닐링을 행하는 공정에 있어서는, 상기 소재 강판을 Ac3점 초과로 가열하여 어닐링을 행하고,
상기 어닐링을 행하는 공정 후, 상기 어닐링된 소재 강판을, 가열 온도로부터 (가열 온도－50℃)까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 7℃/초 이하로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는, 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.
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