KR20190116359A - 고강도 열연 도금 강판 - Google Patents

Abstract

성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판을 제공한다.　질량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.4%이하, Mn:1.2∼1.9%, Ti:0.05∼0.25%, B:0.0005∼0.0050%, P:0.03%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.4%, N:0.01%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상이 합계에서 면적률 90%이상이고, 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%이상인 조직을 갖는다.

Description

고강도 열연 도금 강판

본 발명은 자동차나 수송 기재, 건축 기기 등의 구조 부재의 소재로서 이용하는데 바람직한 성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판에 관한 것이다.

현재, 세계적인 구조에서 CO₂ 삭감이 요구되고 있으며, 자동차 업계에서는 차체 강도를 저하시키는 일 없이 경량화를 도모하고, 연비를 향상시키는 것이 항상 요구되고 있다. 차체 강도를 저하시키는 일 없이 경량화를 도모하기 위해서는 부재의 소재로 되는 강판의 강도를 높여 박육화하는 것이 유효한 수단 중의 하나이다. 그 때문에, 근래에는 자동차용 부재로서, 인장 강도가 570MPa이상의 고강도 열연 강판이 적용되게 되었다. 또, 특히 서스펜션 부품 등에 열연 강판을 적용할 때에는 부식 감육을 작게 할 목적으로 강판 표면에 도금을 실시하여 사용하는 경우도 많다.

그러나, 강판의 고강도화에 수반하여, 자동차의 서스펜션 부품의 성형에 중요한 펀칭 가공성이나 신장 플랜지성은 일반적으로 악화된다. 그 때문에, 고강도 열연 강판이나 열연 도금 강판의 펀칭 가공성이나 신장 플랜지성을 향상시키기 위해 각종 검토가 이루어지고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는 질량%로, C:0.03%이상 0.35%이하, Si:0.01%이상 2.0%이하, Mn:0.3%이상 4.0%이하, P:0.001%이상 0.10%이하, S:0.0005%이상 0.05%이하, N:0.0005%이상 0.010%이하, Al:0.01%이상 2.0%이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 하고, 열간 압연에 있어서의 재결정 제어와 런아웃 테이블 냉각 또는 열연 후에 실행하는 재가열을 이용함으로써, 마텐자이트상에 의한 페라이트립의 피복률이 30% 초과인 금속 조직을 갖고, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 500MPa이상의 고강도 열연 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2에는 질량%로, C:0.02%이상 0.075%이하, Si:0.001%이상 0.2%이하, Mn:2.0%이상 4.5%이하, P:0.1%이하, S:0.01%이하, sol.Al:0.001%이상 0.2%이하, N:0.01%이하, O:0.01%이하를 함유하고, Ti 및 Nb의 첨가량이 0.14≤Ti+Nb/2≤0.3을 만족시키는 성분 조성으로 하고, 종래의 강판에 비해 다량의 Mn을 첨가하는 것에 의해 용융 아연 도금 처리 공정에 있어서의 조대한 시멘타이트, 마텐자이트나 오스테나이트상의 생성을 억제하고, 신장 플랜지성이 우수한, 인장 강도 590MPa이상의 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.　특허문헌 3에는 질량%로, C:0.03%이상 0.12%이하, Si:0.01%이상 0.5%이하, Mn:1.4%이상 5.0%이하, P:0.05%이하, S:0.010%이하, sol.Al:0.001%이상 0.5%이하 및 N:0.020%이하를 함유하는 화학 조성의 열연 강판에, 650℃이상 950℃이하의 온도역까지 가열하고, 3℃/초 이상 20℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 550℃까지 냉각하고, 420℃이상 550℃이하의 온도역에 20초간 이상 90초간 이하 유지하는 열처리를 실시항므로써, 체적률 30%이상 94%이하의 페라이트와, 5%이상 69%이하의 베이나이트와 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트를 합계 1.0%이상 10%이하의 금속 조직을 갖는 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도 500MPa이상의 고강도 용융 아연 도금 열연 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 4에는 질량%로, C:0.02%이상 0.10%이하, Si:0.005%이상 0.5%이하, Mn:1.4%이상 2.5%이하, P:0.025%이하, S:0.010%이하, sol.Al:0.001%이상 0.2%이하, N:0.008%이하 및 Ti:0.15%이하를 함유하고, Ca:0.01%이하, Mg:0.01%이하 및 REM:0.01%이하로 이루어지는 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 동시에, 하기 식(3)∼(5)를 만족시키는 화학 조성을 갖는 동시에, 면적%로, 페라이트:50∼94%, 베이나이트:5∼49%와 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 합계:1∼20%를 함유하는 강 조직을 갖는, 연성과 신장 플랜지성이 우수한 인장 강도:490MPa이상의 고강도 용융 아연 도금 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다.

C-(12/48)×Ti*-(12/93)×Nb≤0.090…(3)

Ti*= max[Ti-(48/14)×N-(48/32)×S,0]…(4)

2/3×C+(1/150)×Mn+P+2×S＜0.15…(5)

여기서, 식(3)∼(5)에 있어서의 각 원소 기호는 각 원소의 함유량(단위:질량%)을 나타내고, 식(4)에 있어서의 max[ ]는 [ ]내의 인수 중 최대의 값을 돌려주는 함수이다.

특허문헌 5에는 C:0.025∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.5%, P:0.02%이하, S:0.005%이하, Al:0.5%이하, Ti:0.04∼0.10%및 N:0.007%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 질량%로, Mn/Ti 비: 15이상인 조성을 갖고, 거친 압연에서 마무리 압연의 대기 시간을 45초 이상 마련하고, 마무리 압연의 최종 3단의 압하율을 25%이상으로 함으로써, 결정립의 상당 타원의 평균 에스팩트비가 5이하이고, 페라이트립 계면상에 있어서의 입경이 20㎚이상의 Ti계 탄화물의 평균 분포 밀도가 10개/㎛이하로 되는 금속 조직과, 인장 강도 590MPa이상의 고강도 열연 강판에 있어서의 펀칭 파단면 깨짐이나 요철면 발생을 억제하는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 제2014-173151호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 제2011-241429호 특허문헌 3: 일본국 특허공개공보 제2011-241456호 특허문헌 4: 일본국 특허공개공보 제2013-44022호 특허문헌 5: 일본국 특허공보 제4917186호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 런아웃 테이블 냉각에 있어서 중간 방랭을 마련할 필요가 있어, 강판 전체 길이에 걸쳐 특성이 안정하지 않는다는 과제가 있다. 또, 마텐자이트 등의 경질 제2상은 펀칭 가공시의 펀칭 단면 깨짐의 기점으로 되기 쉽지만, 이 점에 대해서는 하등 검토되어 있지 않다.

특허문헌 2에 기재된 기술에서는 Mn 함유량이 종래 강판에 비해 다량이며, 도금 처리에 있어서의 소둔 공정에서 강판 표면에 Mn 산화물이 생성되기 쉽고, 강판 전체 길이에 걸쳐 강판 표면에 안정하게 도금층을 형성시키는 것이 용이하지 않는다는 과제가 있다.

특허문헌 3, 4에 기재된 기술에서는 마텐자이트나 잔류 오스테나이트와 같은 경질상을 적어도 1%이상 포함하는 금속 조직으로 되어 있고 펀칭 단면 깨짐이 생기기 쉽다고 하는 과제가 있다. 또한, 특허문헌 4에서는 구멍 확대성을 향상시킬 목적으로 Ca, Mg, REM을 첨가하고 있지만, 이들은 강판 중에 함유되는 O와 S의 첨가량 밸런스가 적절하지 않으면, 조대한 산화물을 형성하고, 이것이 균열의 기점으로 되며 반대로 구멍 확대성이나 펀칭 단면 성상을 악화시키는 원인으로 된다.

특허문헌 5에 기재된 기술에서는 금속 조직의 최적화가 충분히 검토되어 있지 않고, 늘여서 펼친 알갱이의 발생이나 TiC 석출량을 적정 범위로 제어해도, 또한 펀칭 가공 후에 실시하는 구멍 확대 시험에 있어서는 원하는 구멍 확대율을 얻는 것이 곤란하다. 또한, 열연 강판을 재가열하여 도금을 실시함에 있어서, 특허문헌 5에 기재된 조건이라도 TiC가 조대화되고 원하는 고강도를 얻을 수 없는 경우가 있다.

본 발명은 이러한 과제를 해결하고, 성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 인장 강도 570MPa이상을 확보하면서, 열연 도금 강판의 성형성(펀칭 가공성과 신장 플랜지성)을 향상시키기 위해 예의 검토하였다.

그 결과, 비교적 결정립내의 전위 밀도가 낮은 페라이트상이나 템퍼링 베이나이트상을 주상으로 함으로써, 성형성(펀칭 가공성과 신장 플랜지성)을 향상시킬 수 있는 것을 지견하였다. 이것은 전위 밀도가 낮은 것에 의한 모재의 인성 향상과, 균열 발생의 기점으로 되는 상기의 주상 이외의 제2상을 저감한 것에 의한 인성 향상의 효과에 의한 것으로 고려된다.

또한, Ti 탄화물 등의 금속 탄화물의 입자 직경을 20㎚이하로 제어하고, 강 중에 미세하게 분산시키는 것에 의해, 전위 밀도가 낮은 페라이트상이나 템퍼링 베이나이트상을 주상으로 한 경우에도, 인장 강도 570MPa이상의 고강도를 안정하게 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다.

또한, 페라이트상이나 템퍼링 베이나이트상을 미세한 금속 탄화물로 분산 강화함으로써, 주상과 제2상의 경도 차가 작아지고, 신장 플랜지성이 더욱 향상하는 것도 알 수 있었다.

본 발명은 이상의 지견에 의거하여 이루어진 것으로서, 더욱 최적인 성분 조성과 금속 조직에 대해 검토를 거듭한 결과 이루어진 것이다.

본 발명은 이하를 요지로 한다.

[1] 질량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.4%이하, Mn:1.2∼1.9%, Ti:0.05∼0.25%, B:0.0005∼0.0050%, P:0.03%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.4%, N:0.01%이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상이 합계에서 면적률 90%이상이고, 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%이상인 조직을 갖고, 강판 표면에 도금층 또는 합금화 도금층을 갖는 고강도 열연 도금 강판.

[2] 상기 성분 조성에 부가하여, 질량%로, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf의 1종 이상을 합계 0.1%이하 더 함유하는 상기 [1]에 기재된 고강도 열연 도금 강판.

[3] 상기 성분 조성에 부가하여, 질량%로, Ca:0.005%이하, Mg:0.005%이하, REM:0.005%이하 중 1종 이상을, 합계에서 하기 식(1)을 만족시키도록 더 함유하는 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 열연 도금 강판.

0.5≤[%X]*/1.25[%S]≤5.0…(1)

여기서, [%X]*=[%X]-(0.18+130[%X])×[%O], [%X]=[%Ca]+[%Mg]+[%REM], [%O]≤0.005%

[%S], [%O], [%Ca], [%Mg], [%REM]는 각 원소의 함유량(질량%)이고, 함유하지 않는 경우에는 0으로 한다.

또한, 본 발명에 있어서, 「고강도」는 인장 강도(TS)가 570MPa이상이다. 「성형성이 우수」는 펀칭 가공성과 신장 플랜지성이 우수한 것이며, 「펀칭 가공성이 우수」는 펀칭 가공 단면에 나타나는 파단면 부분의 산술 평균 조도 Ra가 15㎛이하이며, 「신장 플랜지성이 우수」는 한계 구멍 확대율(λ)(단지, 구멍 확대율이라고도 함)이 60%이상이다. 또, 「강판」에는 강판 및 강대를 포함하는 것으로 한다.

본 발명에 따르면, 상기한 종래 기술의 문제를 유리하게 해결하고, 성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판이 얻어진다. 인장 강도 570MPa이상의 고강도를 갖고, 또한 양호한 펀칭 가공성과 높은 신장 플랜지성 및 양호한 도금성을 구비하므로, 자동차나 수송 기재, 건축 기기 등의 구조 부재의 소재로서 바람직하다.

이상과 같이, 본 발명은 산업상 극히 유용한 발명이다.

이하, 본 발명에 대해 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명의 고강도 열연 도금 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 %는 특히 단정하지 않는 한 질량%를 의미하는 것으로 한다.

C:0.03∼0.15%

C는 강판 중에서 금속 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. C의 함유량이 0.03%미만에서는 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 한편, C의 함유량이 0.15%를 넘으면, 강판 중에 생성되는 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트의 양이 증가하고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, C함유량은 0.03∼0.15%로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.13%, 더욱 바람직하게는 0.06∼0.13%, 가일층 바람직하게는 0.07∼0.11%이다.

Si:0.4%이하

Si는 연성을 저하시키는 일 없이 강도를 향상시키는 원소로서 유효한 원소이다. 그러나, 도금 강판에 있어서는 도금층의 부착을 저해하고 강판의 내식성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 함유량의 상한을 0.4%로 한다. 바람직하게는 0.2%이하, 더욱 바람직하게는 0.05%이하이다. 또한, Si 함유량은 제로라도 문제없다.

Mn:1.2∼1.9%

Mn는 고용 강화와 결정립 미세화 강화를 통해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. Mn의 함유량이 1.2%미만에서는 원하는 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Mn의 함유량이 1.9%를 넘으면, 담금질성이 과도하게 상승하고, 조대한 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 생성되며, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, Mn 함유량은 1.2∼1.9%로 한다. 바람직하게는 1.40∼1.85%, 더욱 바람직하게는 1.41∼1.80%이다.

Ti:0.05∼0.25%

Ti는 도금 처리 전에 실행하는 소둔 처리 중에 미세한 Ti 탄화물로서 석출되고, 강판의 고강도화에 기여하는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Ti의 함유량이 0.05%미만에서는 석출되는 Ti 탄화물량이 불충분하게 되어, 원하는 강도가 얻어지지 않는다. Ti의 함유량이 0.25%를 넘으면, 균열 발생의 기점으로 되는 조대한 Ti 탄질화물이 증가하고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.05∼0.25%로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.20%, 더욱 바람직하게는 0.05∼0.15%이다.

B:0.0005∼0.0050%

B는 담금질성을 향상시키고, 베이나이트, 펄라이트, 시멘타이트의 과도한 생성을 억제하기 위해 첨가한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 B의 함유량을 0.0005%이상으로 할 필요가 있다. 한편, B의 함유량이 0.0050%를 넘으면, 과도하게 담금질성이 향상하고, 조대한 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 생성되며, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, B 함유량은 0.0005∼0.0050%로 한다.바람직하게는 0.0005∼0.0040%, 더욱 바람직하게는 0.0005∼0.0030%이다.

P:0.03%이하

P는 불순물로서 함유되는 원소이며, 구오스테나이트 입계에 편석되어 인성을 저하시키기 때문에, 펀칭성과 신장 플랜지성을 높이기 위해서는 극력 저감하는 것이 바람직하지만, 0.03%까지의 함유는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 함유량은 0.03%이하로 한다. 바람직하게는 0.02%이하이다. 또한, P 함유량은 제로라도 문제없다.

S:0.005%이하

S는 Ti 황화물을 형성하고, Ti 첨가에 의한 강도 향상 효과를 저해한다. 또, Mn 황화물을 형성하고, 펀칭성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, S 함유량을 극력 저감하는 것이 바람직하지만, 0.005%이하까지의 함유는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 함유량은 0.005%이하로 한다. 바람직하게는 0.004%이하, 더욱 바람직하게는 0.003%이하이다. 또한, S 함유량은 제로라도 문제없다.

Al:0.005∼0.4%

Al은 탈산제로서 작용하며, 강의 청정도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Al의 함유량을 0.005%이상으로 할 필요가 있다. 한편, Al의 함유량이 0.4%를 넘으면, Al 산화물계 개재물의 증가를 초래하고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 0.005∼0.4%로 한다. 바람직하게는 0.005∼0.1%, 더욱 바람직하게는 0.01∼0.06%이다.

N:0.01%이하

N은 고온에서 Ti와 결합하여 조대한 질화물을 형성하기 쉽고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성을 악화시킨다. 이 때문에, N 함유량은 0.01%이하로 한다. 바람직하게는 0.008%이하이다. 더욱 바람직하게는 0.006%이하이다. 또한, N 함유량은 제로라도 문제없다.

이상이 본 발명에 있어서의 기본의 성분 조성이다.

상기한 기본 성분 조성에 부가하여, 질량%로, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf의 1종 이상을 합계 0.1%이하 더 함유해도 좋다. 이들 원소는 각각 단체 혹은 Ti와 복합하여 탄화물을 형성하며, 고강도화에 기여한다. 그러나, 합계 0.1%를 넘어 함유하면, 미세한 Ti 탄화물의 형성을 저해시키고 강도 저하를 초래할 우려가 있다.

가일층의 펀칭성과 신장 플랜지성 향상의 관점에서, Mn 황화물의 무해화를 목적으로 해서, 질량%로, Ca:0.005%이하, Mg:0.005%이하, REM:0.005%이하 중 1종 이상을, 합계에서 하기 식(1)을 만족시키도록 함유할 수 있다.

0.5≤[%X]*/1.25[%S]≤5.0…(1)

여기서, [%X]*=[%X]-(0.18+130[%X])×[%O], [%X] =[%Ca]+[%Mg]+[%REM], [%O]≤0.005%

[%S], [%O], [%Ca], [%Mg], [%REM]은 각 원소의 함유량(질량%)이며, 함유하지 않는 경우에는 0으로 한다.

[%X]＊/1.25[%S]가 0.5를 하회하면, Mn 황화물을 무해화하는 효과가 없어진다. [%X]＊/1.25[%S]가 5.0을 넘으면 Ca, Mg, REM 산화물계 개재물이 증가하고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지 특성을 악화시키는 경우가 있다. 상기 식(1)을 만족시키도록 함유하면, Ca, Mg, REM를 첨가해도, 강판 중에 함유되는 O와 S의 첨가량 밸런스가 적절하기 때문에, 조대한 산화물을 형성하고 이것이 균열의 기점이 되며 구멍 확대성이나 펀칭 단면 성상을 악화시키는 일은 없다. 상기 식(1)은 바람직하게는 0.8이상 4.5이하, 더욱 바람직하게는 1.0이상 4.0이하이다.

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 예를 들면 광석이나 스크랩 등으로부터 혼입되는 원소(Cu, Ni, Sb, As, Sn, Pb 등)는 그 첨가량의 합계가 1%이하이면 본 발명의 효과에 영향을 미치지 않는다.

본 발명의 강판은 엄격한 부식 환경에 노출되는 자동차 부품의 소재로서 바람직한 열연 강판으로 하기 때문에, 내식성을 높일 목적으로 표면에 도금층을 갖는다. 이 도금층의 종류는 특히 한정되지 않으며, 전기 도금이라도 용융 도금이라도 상관없다. 용융 도금이면, 바람직한 예로서, 용융 아연 도금을 들 수 있다. 도금층은 합금화 처리를 실시한 합금화 도금으로 해도 좋다.

다음에, 본 발명의 고강도 열연 도금 강판의 조직 및 탄화물의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 열연 도금 강판은 페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상을 주상으로 하고, 주상의 면적률이 합계 90%이상이다. 또, 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물이 미세하게 분산되고 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%이상이다.

페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상을 주상, 주상의 면적률이 합계 90%이상

본 발명의 고강도 열연 도금 강판은 펀칭 가공성 및 신장 플랜지성을 향상시키기 위해, 실질적으로 강판의 금속 조직을 전위 밀도가 낮은 조직만으로 구성하는 것이 유효하다. 고로, 본 발명에서는 전위 밀도가 낮은 조직을 주상으로 한다. 즉, 본 발명에 있어서 주상은 페라이트를 주상으로 하는 경우, 템퍼링 베이나이트를 주상으로 하는 경우, 페라이트 및 템퍼링 베이나이트를 주상으로 하는 경우 중의 어느 하나이다. 주상(페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상)의 면적률이 합계 90%이상이면, 펀칭성이나 신장 플랜지성을 향상시킨다. 바람직하게는 92%이상이다.

본 발명에 있어서, 구체적으로는 SEM/EBSD법에 의해 구해지는 Grain Orientation Spread가 4°이하로 되는 조직을 전위 밀도가 낮은 조직으로 정의한다. 이 Grain Orientation Spread는 하나의 결정립내의 임의의 측정점과 동 결정립내의 그 밖의 측정점의 방위 차를 산술 평균하고, 또한 동 결정립내의 모든 측정점에 대해 마찬가지의 계산을 실행하고, 그들을 산술 평균하는 것에 의해 구하는 값이다. 또, 결정립내의 평균적인 왜곡 정보, 즉 전위 밀도와 상관하는 값으로 생각할 수 있다. 이러한 Grain Orientation Spread가 4°이하로 되는 조직, 즉, 전위 밀도가 낮은 조직으로서, 열연 공정에서의 상 변태에 의해 생기는 페라이트, 베이나이트를 주상으로 하는 열연 강판을 Ac3점 이하로 재가열했을 때에 생기는 템퍼링 베이나이트, 또는 열연 강판을 Ac3점 이하로 재가열했을 때에 역변태 오스테나이트로부터 상 변태함으로써 생기는 페라이트상이 있다. 본 발명에서는 강판에 포함되는 조직으로서, 상기 페라이트, 템퍼링 베이나이트 이외의 조직으로서, 베이나이트, 펄라이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등을 들 수 있으며, 이들 조직은 합계의 면적률에서 10%이하이다. 이 중, 마텐자이트와 잔류 오스테나이트에 관해서는 펀칭 가공성, 신장 플랜지성에 미치는 영향이 크기 때문에, 면적률을 합계 1%미만, 특히 긴 직경 1㎛이상의 조대한 형태의 것에 대해서는 그 면적률을 합계 1%미만으로 하는 것이 바람직하다.

입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%이상

전위 밀도가 낮은 페라이트나 템퍼링 베이나이트를 주상으로 하는 금속 조직에 있어서, 인장 강도 570MPa이상의 고강도를 얻기 위해서는 입자 직경 20㎚이하의 Ti 탄화물을 강 중에 분산시켜 강화를 도모할 필요가 있다. 이러한 Ti 탄화물의 미세 분산 강화에 있어서, 그 입자 직경은 극히 중요하며, 입자 직경이 20㎚를 넘는 Ti 탄화물이 증가하면 원하는 강화량이 얻어지지 않을 우려가 있다.

여기서, Ti 탄화물의 입자 직경은 투과형 전자 현미경(TEM)으로 관찰한 Ti 탄화물을 화상 해석 소프트(Image J)에 의해 원 상당 직경으로 환산해서 평가한다.

미세 분산 강화에 있어서, Ti 탄화물의 양도 또한 중요하다. 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%미만으로 되면, 원하는 강화량이 얻어지지 않는다. 여기서, Ti 탄화물의 체적률 f는 식(2)에 의해 구해진다.

f=(A_MC×ρ_Fe×[%M_P])/(A_M×ρ_MC)…(2)

여기서, A_MC는 Ti 탄화물의 원자량(g/mol), A_M은 Ti의 원자량(g/mol), ρ_Fe는 α철의 밀도(g/㎤), ρ_MC는 Ti 탄화물의 밀도(g/㎤), [%M_P]는 입자 직경 20㎚이하의 Ti 탄화물 중에 존재하는 Ti의 전체 첨가 원소에 대한 질량 농도를 나타낸다. [%M_P]는 전해 추출 잔사법에 의해 20㎚이하의 Ti 탄화물을 분별하고, 유도 결합 플라즈마 발광 분석법에 의해 구한다.

Ti 탄화물 중에, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf가 포함되어도 상관없다. Ti 탄화물에 다른 원소가 포함되는 경우나 Ti 탄화물 이외의 금속 탄화물이 존재하는 경우에 있어서도, 식(2)의 체적률 f의 계산에 이용하는 물성값과 질량 농도는 Ti와 Ti 탄화물값을 사용한다. 또한, Ti 탄화물과 함께, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf로 이루어지는 단독의 금속 탄화물이 존재해도 상관없다. 또, Ti와, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf 등의 금속의 탄화물도 본 발명에 있어서는 Ti 탄화물로 한다. 또, 본 발명에서는 이들 탄화물의 체적률은 금속 조직 분율에는 포함시키지 않는 것으로 한다.

다음에, 본 발명의 성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판을 얻기 위한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 열연 도금 강판은 상기한 성분 조성으로 이루어지는 강 소재에, 거친 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 후, 냉각하고, 권취하고, 열연 강판으로 하며, 다음에 열연 강판을 소둔하고, 도금층을 부착시키는 것에 의해 제조할 수 있다.

본 발명에 있어서, 강 소재의 용제 방법은 특히 한정되지 않으며, 전로, 전기로 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또, 용제 후, 편석 등의 문제로부터, 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 하는 것이 바람직하지만, 조괴-분괴 압연법, 얇은 슬래브 연속 주조법 등의 공지의 주조 방법에 의해 슬래브로 해도 좋다. 또한, 주조 후의 슬래브를 열간 압연하는데 있어서는 가열로에서 슬래브를 재가열한 후에 압연해도 좋고, 슬래브가 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있는 경우에는 재가열하는 일 없이 직송 압연해도 좋다.

본 발명에서는 거친 압연 전에 슬래브의 탄화물을 용해해 둘 필요가 있다. Ti를 함유하는 본 발명에 있어서는 슬래브를 가열하는 경우, 가열 온도를 1150℃이상으로 한다. 단, 가열 온도가 과잉으로 높아지면, 표면이 과잉으로 산화되어 TiO₂가 발생함으로써 Ti가 소비되어 버리고, 강판으로 한 경우에, 표층의 강도가 저하하기 쉬워지기 때문에, 슬래브의 가열 온도는 1350℃이하로 한다. 또, 전술한 바와 같이, 거친 압연 전의 슬래브가 소정 온도 이상의 온도를 유지하고 있고, 슬래브 중의 탄화물이 충분히 용해되어 있는 경우에는 거친 압연 전의 강 소재를 가열하는 공정은 생략할 수 있다. 또한, 거친 압연 조건에 대해서는 특히 한정할 필요는 없다.

본 발명에서는 입자 직경 20㎚이하의 미세한 Ti 탄화물이 분산된 금속 조직을 갖는 고강도 열연 도금 강판을 얻는데 있어서, 열간 압연 공정에 있어서의 Ti 탄화물의 석출을 가능한 한 억제하는 것이 중요하다. 열간 압연 공정에 있어서 Ti 탄화물이 많이 석출되면, 그 후의 소둔 공정에 있어서 Ti 탄화물의 성장·조대화가 진행하고, 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 또한, 주상과 제2상의 경도 차가 생기고, 펀칭 가공성과 신장 플랜지성이 악화된다. 또, 소둔 공정에 있어서의 시효 석출에 의해 Ti 탄화물을 분산시킴으로써, 강판 전체 폭·전체 길이에 걸쳐 안정하게 원하는 Ti 탄화물 형상과 강도, 펀칭 가공성 및 신장 플랜지성을 얻을 수 있다. 이러한 제조 안정성의 관점으로부터도, 열간 압연 공정에 있어서의 Ti 탄화물의 석출을 가능한 한 억제하는 것이 바람직하다.

상기의 관점에서, 마무리 압연, 마무리 압연 후의 냉각, 감기 온도 조건을 설정한다. 마무리 압연은 840℃이상의 온도역에서 실행한다. 마무리 압연 온도가 840℃미만으로 되면, 압연 중에 페라이트 변태가 진행하기 쉬워지고, 페라이트 변태와 동시에 Ti 탄화물 등의 금속 탄화물이 석출된다. 또한, 마무리 압연 온도는 850℃이상의 온도역에서 실행하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 후의 냉각에서는 780℃-680℃간의 평균 냉각 속도가 30℃/s이상으로 되도록 냉각한다. 평균 냉각 속도가 30℃/s미만이면, 냉각 중에 페라이트 변태가 진행하고, Ti 탄화물이 석출된다. 또한, 바람직하게는 60℃/s이상이다.

권취 온도는 350℃이상 550℃이하로 한다. 권취 온도가 350℃미만에서는 금속 조직이 전위 밀도가 극히 높은 마텐자이트상으로 되고, 그 후의 소둔 공정을 경유해도 Grain Orientation Spread가 4°이하로 되는 전위 밀도가 낮은 조직을 90%이상 확보하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 권취 온도가 550℃를 넘으면, 권취 공정에서 페라이트 변태가 진행하고, 열연 강판 중에 Ti 탄화물이 석출되며, 도금층을 부착시킬 때의 소둔 공정에 있어서 Ti 탄화물이 성장하고, 강판 강도가 저하할 우려가 있다.

상기 열간 압연 공정에서 제조된 열연 강판에 대해, 상법에 따라 조질 압연을 실시해도 좋고, 또, 산세를 실시하여 표면에 형성된 스케일을 제거해도 좋다.

다음에, 상기 열연 강판에 소둔 처리를 실시한다. 소둔 온도는 700℃초과 900℃미만으로 한다. 소둔 온도가 700℃이하에서는 시효 석출에 의해 생성되는 입자 직경 20㎚이하의 Ti 탄화물의 양을 충분히 확보할 수 없는 것에 부가하여, 열연 강판 표면에 존재한 Fe 산화막이 충분히 제거되지 않아 양호한 도금성을 확보할 수 없을 우려가 있다. 한편, 소둔 온도가 900℃이상에서는 입자 직경 20㎚를 넘는 조대한 Ti 탄화물의 양이 증가한다. 어느 경우에도 원하는 강도와 펀칭 가공성과 신장 플랜지성이 얻어지지 않는다. 또한, 소둔 온도는 700℃초과 880℃미만으로 하는 것이 바람직하다.

700℃초과 900℃미만의 소둔을 실시할 때의 유지 시간은 5s 이상 200s 이하로 한다. 유지 시간이 5s 미만이면, 소둔 온도를 900℃로 한 경우에도, 충분한 Ti 탄화물량을 얻을 수 없게 된다. 한편, 유지 시간이 200s를 넘으면, 소둔 온도를 700℃로 한 경우에도, Ti 탄화물의 조대화를 억제할 수 없다. 또한, 유지 시간은 10s 이상 180s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 소둔 공정을 경유한 열연 강판에 도금 처리를 실시한다. 도금 처리는 전기 도금, 용융 도금의 어느 것이라도 상관없다. 예를 들면, 도금 처리로서 용융 아연 도금 처리를 실시하거나, 혹은 용융 아연 도금 처리 후, 또한 합금화 처리를 실시해도 좋다. 이 때, 도금욕 온도 및 합금화 처리 온도는 Ti 탄화물의 과도한 조대화를 억제하는 관점에서, 상기 소둔 온도를 넘지 않는 온도로 하는 것이 바람직하다.

상기 열연 도금 강판에 대해, 상법에 따라 조질 압연을 실시해도 좋다.

실시예

이하, 또한 실시예에 의거하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

표 1에 나타내는 성분 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 판 두께 250㎜의 슬래브로 하였다. 그들 슬래브(강 소재)를, 표 2에 나타내는 조건으로 가열한 후, 표 2에 나타내는 조건의 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실행하고, 판 두께 2.6㎜, 판 폭 1000㎜의 열연 강판을 제작하였다. 계속해서 산세와 조압률 0.5%의 조질 압연을 실행한 후, 표 2에 나타내는 조건의 소둔 공정을 실시하고, 450℃의 용융 아연욕에 침지하고 강판 표면에 아연 도금을 형성시켰다. 또한, 일부의 강판에서는 500℃×100초의 조건에서 도금층의 합금화 처리를 실행하였다.

이상에 의해 얻어진 열연 도금 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 펀칭 가공 시험, 구멍 확대 시험을 실행하였다. 또, 도금성을 평가하였다. 시험 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 도금 강판의 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 연마 후, 콜로이달 실리카 용액을 이용하여 경면 마무리 연마를 실행하고, 주사형 전자 현미경에 비치한 CCD 카메라(EDAX사제)에 의해, 전자선 후방 산란 회절(Electron backscatter diffraction pattern: EBSD) 패턴을 취득하였다. EBSD의 측정은 판 두께 1/4 위치 및 1/2 위치로부터 각각 300㎛²이상의 영역을 임의로 2시야씩 선택하고, 전자선의 조사 간격(측정 간격) 0.5㎛의 조건에서 실행하였다. 측정한 EBSD 패턴을 TSL사제의 해석 소프트 OIM Analysis를 이용하여, 각 결정립의 Grain Orientation Spread값이 4°이하인 결정립의 개수를 구하고, 측정 영역에 있어서의 개수 비율을 구하고, 페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상의 합계의 면적률로 하였다. 이 때, 인접하는 모든 측정점의 방위 차가 5°미만인 측정점의 집합체를 하나의 결정립으로서 정의하였다.

또한, 열연 도금 강판으로부터 채취한 박막 시험편을 이용하여, 일본 전자사(JEOL Ltd.)제의 투과형 전자 현미경(TEM)을 이용하여, 배율 100000배에서 100개 이상의 Ti 탄화물의 관찰을 실행하고, 화상 처리 소프트(Image J)에 의해, 탄화물의 원 상당 입자 직경을 구하였다.

또, 열연 도금 강판에서 채취한 시험편으로부터, Ti 탄화물을 전해 추출하고, 구멍 직경 20㎚의 알루미나 필터를 이용하여 Ti 탄화물 사이즈를 분별하고, 그들을 산 용해하였다. 다음에, Ti 탄화물로서 존재하는 Ti 농도(전체 첨가 원소에 대한 질량%)를 유도 결합 플라즈마 발광 분석법에 의해 구하고, 입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률을 구하였다.

또, 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률은 우선, 열연 강판에서 채취한 조직 관찰용의 시험편을, 압연 방향에 평행한 판 두께 단면을 연마하고, 부식액(레페라 시약(Lepera's reagent))으로 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트를 출현시켰다. 다음에, 판 두께 1/4 위치 및 판 두께 1/2 위치(판 두께 중앙 위치)를 광학 현미경(배율:500배)으로 관찰하고, 화상 처리 소프트(Image J)에 의한 타원 근사를 실행하고, 긴 직경이 1㎛이상의 것을 선정하고, 긴 직경이 1㎛이상의 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 구하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 도금 강판으로부터 인장 방향이 압연 방향과 직각이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 인장 시험을 실행하고, 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 전체 신장(El)을 구하였다. 인장 강도(TS)는 570MPa이상, 전체 신장(EL)은 10%이상을 합격의 기준으로 하였다.

(3) 펀칭 가공 시험

얻어진 열연 도금 강판으로부터, 30㎜ 스퀘어의 시험편을 채취하였다. 시험편 중앙부에 펀칭 펀치를 10㎜φ의 평저형으로 하여, 펀칭 클리어런스가 10%, 15%, 20%, 25%, 30%로 되도록 다이측의 구멍 직경을 선정하고, 위에서 판 누름으로 고정시켜 펀치 구멍을 뚫었다. 펀칭 후, 단면이 압연 방향과 수직으로 되는 펀칭 단면에 대해, 레이저 현미경(주식회사 키엔스(Keyence Corporation)제)을 이용하여 판 두께 방향의 산술 평균 조도 Ra를 측정하였다. 상기의 5개의 펀치 구멍에 대해, Ra가 15㎛이하인 펀치 구멍이 5개인 것을 ◎, Ra가 15㎛이하인 펀치 구멍이 3∼4개인 것을 ○로 하고, ◎과 ○를 합격으로 하였다. 그 이외의 것을 ×(불합격)로 하여, 펀칭 가공성을 평가하였다. 또한, Ra가 15㎛를 넘으면, 펀칭 단면의 화성 처리성이 악화되기 쉬워지기 때문에, 펀칭 단면의 Ra가 15㎛이하인 것을 합격의 기준으로 해서 이용하였다.

(4) 구멍 확대 시험

얻어진 열연 도금 강판으로부터, 100㎜ 스퀘어의 시험편을 채취하고, 시험편 중앙부에 펀칭 펀치를 10㎜φ의 평저형으로 해서, 펀칭 클리어런스가 12.5%로 되는 조건에서 펀칭 가공하고, 펀치측으로부터 정각 60°의 원추 펀치를 밀어올려 구멍을 넓혔다. 판 두께를 관통하는 명료한 균열이 발생한 시점에서 원추 펀치를 멈추고, 그 시점의 구멍 직경을 측정하였다. 구멍 확대 후의 구멍 직경과 구멍 확대 전의 구멍 직경의 차를 구멍 확대 전의 값으로 나누고, 그것에 100을 곱한 숫자를 구멍 확대율(λ)로 하고, 신장 플랜지성의 지표로 하였다. 구멍 확대율(λ)이 60%이상을 합격으로 하였다.

(5) 도금성

얻어진 열연 도금 강판의 도금성은 외관 검사에 의해 육안으로 평가하였다. 열연 도금 강판의 전체 길이, 전체 폭에서 도금층이 형성되어 있던 것을 ○, 일부 미도금부가 관찰된 것을 ×로 하였다.

이상에 의해 얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

본 발명예는 모두, TS가 570MPa이상, Ra가 15㎛이하, λ가 60%이상의 성형성이 우수한 고강도 열연 도금 강판이 얻어지고 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 TS, Ra, λ, 도금성 중, 어느 하나의 특성이 뒤떨어지고 있다.

Claims (3)

1. 질량%로,
   C:0.03∼0.15%,
   Si:0.4%이하,
   Mn:1.2∼1.9%,
   Ti:0.05∼0.25%,
   B:0.0005∼0.0050%,
   P:0.03%이하,
   S:0.005%이하,
   Al:0.005∼0.4%,
   N:0.01%이하
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   페라이트, 템퍼링 베이나이트 중 1종 이상이 합계에서 면적률 90%이상이고,
   입자 직경이 20㎚이하인 Ti 탄화물의 체적률이 0.05vol%이상인 조직을 갖고,
   강판 표면에 도금층 또는 합금화 도금층을 갖는 고강도 열연 도금 강판.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성에 부가하여, 질량%로, Nb, V, Zr, Mo, Cr, W, Ta, Hf의 1종 이상을 합계 0.1%이하 더 함유하는 고강도 열연 도금 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 성분 조성에 부가하여, 질량%로,
   Ca:0.005%이하,
   Mg:0.005%이하,
   REM:0.005%이하 중 1종 이상을, 합계에서 하기 식(1)을 만족시키도록 더 함유하는 고강도 열연 도금 강판:
   0.5≤[%X]*/1.25[%S]≤5.0…(1)
   여기서, [%X]*=[%X]-(0.18+130[%X])×[%O], [%X]=[%Ca]+[%Mg]+[%REM], [%O]≤0.005%.
   [%S], [%O], [%Ca], [%Mg], [%REM]은 각 원소의 함유량(질량%)이며, 함유하지 않는 경우에는 0으로 한다.