KR20200124740A - 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법 - Google Patents

고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 과제는, 수소 취화가 우려되는 고강도 아연 도금 강판에 있어서, 도금 외관이나 소재의 내수소 취성이 우수하여, 건재나 자동차의 내충돌 부품에 적합한 높은 항복비를 갖는 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 특정의 성분 조성과, 면적률로, 잔류 오스테나이트가 4％ 이상 20％ 이하, 페라이트가 30％ 이하(0％를 포함함), 마르텐사이트가 40％ 이상 또한 베이나이트가 10％ 이상 50％ 이하인 강 조직을 갖는 강판과, 강판 상의 아연 도금층을 구비하고, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 미만이고, 인장 강도가 1100㎫ 이상이고, 인장 강도 TS(㎫), 신장 El(％) 및 판두께 t(㎜)의 관계가 하기식 (1)을 충족하고, 항복비 YR이 67％ 이상이다. TS×(El＋3－2.5t)≥13000　(1)

Description

고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법
본 발명은, 강도가 높아지면 열화하기 쉬운 신장(El;elongation)이나 내수소 취성이 우수하여, 건재나 자동차의 골격·내(耐)충돌 부품에 적합한 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌 안전성 및 연비 개선이 강하게 요구되고 있는 최근, 부품 소재인 강판의 고강도화가 진행되고 있다. 그 중에서도, 자동차가 충돌했을 때에 탑승자의 안전을 확보하는 관점에서, 캐빈(cabin) 주위에 사용되는 부품 소재에는, 높은 인장 강도뿐만 아니라, 높은 항복 강도도 요구된다. 또한 디자인성을 반영하기 위해 강도 외에 소재의 연성도 중요하다. 또한, 세계 규모로 자동차의 보급이 확장되고 있어, 다종 다양한 지역·기후 속 여러 가지의 용도로 자동차가 사용되는 것에 대하여, 부품 소재인 강판에는 높은 방청성이 요구된다. 고강도 등의 특성에 관한 문헌으로서 하기 특허문헌 1∼3이 있다.
특허문헌 1에는, 인장 강도가 980㎫ 이상으로, 강도-연성 균형이 우수한 강판을 제공하는 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, Si 및 Mn을 함유하는 고강도 강판을 모재로 하는, 도금 외관, 내식성, 고가공 시의 내도금 박리성 및 고가공 시의 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 내지연 파괴 특성이 양호한 고강도 도금 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
그런데, 강판의 고강도화에 수반하여, 수소 취화(hydrogen embrittlement)의 우려가 나온다. 이에 관한 문헌으로서, 예를 들면, 특허문헌 4, 5 및 6에서는, 가공성과 내수소 취성이 높아진 잔류 오스테나이트를 활용한 강판으로서, 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트를 모상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판으로서, 잔류 오스테나이트의 면적률이나 분산 형태를 적절히 제어함으로써, 내수소 취성이 높아진 강판이 개시되어 있다. 수소 트랩 능력, 수소 흡장 능력(hydrogen occluding capacity)이 매우 높은 베이니틱 페라이트 및 잔류 오스테나이트에 착안하여, 특히, 잔류 오스테나이트의 작용을 충분히 발휘시키기 위해, 잔류 오스테나이트의 형태를, 서브 마이크론 오더(submicron order)의 미세 라스 형상(lath form)으로 하고 있다.
또한, 특허문헌 7에서는, 모재 강도(TS)＜870㎫ 정도의 강판의 용접부 수소 취성이 우수한 고강도 강판과 그의 제조 방법이 개시되어 있다. 이 특허문헌 7에 있어서는, 강 중에 산화물을 분산시킴으로써 취성을 개선하고 있다.
일본공개특허공보 2013-213232호 일본공개특허공보 2015-151607호 일본공개특허공보 2011-111671호 일본공개특허공보 2007-197819호 일본공개특허공보 2006-207018호 일본공개특허공보 2011-190474호 일본공개특허공보 2007-231373호
종래, 연성이 우수한, 소위 DP강이나 TRIP강은, 인장 강도(TS)에 대한 항복 강도(YS)가 낮고, 즉 항복비(YR)가 낮았다. 또한, 판두께가 얇은 강판에서는 수소가 침입해도 단시간에 방출되는 점에서, 소위 지연 파괴에 대한 문제 의식은 낮았다. 또한, 「판두께가 얇은 강판」이란 판두께가 3.0㎜ 이하인 강판이다.
특허문헌 1에서는, 도금 밀착성을 저하시키는 Si의 첨가를 억제하고 있지만, Mn 함유량이 2.0％를 초과하는 경우, 강판 표면에는 Mn계 산화물이 생기기 쉬워 일반적으로 도금성을 해친다.
특허문헌 2에서는 도금층을 형성할 때의 조건은 특별히 한정하고 있지 않고, 통상 이용되는 조건을 채용하고 있어, 도금성이 뒤떨어진다. 또한, 내수소 취성을 개선하고 있지 않다.
특허문헌 2에서는, 강 조직 구성상, Ac3점이 800℃를 초과하는 소재에는 적용하는 것이 곤란하다. 또한 어닐링로 내 분위기 중의 수소 농도가 높으면 강 중 수소 농도가 증대하여, 내수소 취성이 충분하다고는 할 수 없다.
특허문헌 3에서는, 가공 후의 내지연 파괴 특성은 개선되어 있기는 하지만, 어닐링 중의 수소 농도도 높고, 모재 그 자체에 수소가 잔류하여 내수소 취성이 뒤떨어진다.
특허문헌 4∼7은 내수소 취성에 관한 개선을 행하고 있지만, 이들은 사용 환경에 있어서의 부식 환경 또는 분위기로부터 발생한 수소가 기인하는 것으로, 제조 후, 가공 전·가공 시의 소재의 내수소 취성을 고려한 것은 아니었다. 일반적으로, 아연이나 니켈 등의 도금이 실시되면, 수소는 소재로부터 방출·침입하기 어렵기 때문에, 제조 중에 강판에 침입한 수소는 강 중에 잔존하기 쉬워져, 소재의 수소 취화가 일어나기 쉬워진다. 특허문헌 7에서는, 연속 도금 라인의 로 내 수소 농도의 상한이 60％이고, Ac3점 이상의 고온으로 어닐링한 경우에 대량의 수소가 강 중에 취입된다. 따라서, 특허문헌 7의 방법에서 TS≥1100㎫의 내수소 취성이 우수한 초고강도 강판을 제조할 수는 없다.
본 발명은, 수소 취화가 우려되는 고강도 아연 도금 강판에 있어서, 도금 외관이나 소재의 내수소 취성이 우수하여, 건재나 자동차의 내충돌 부품에 적합한 높은 항복비를 갖는 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 여러 가지의 강판을 이용하여, 양호한 외관에 더하여, 양호한 기계적 성질을 가지면서, 도금성 및 내수소 취성으로서 저항 스폿 용접부 너깃(nugget)의 균열 깨짐 극복을 양립시키기 위한 검토를 행했다. 그 결과, 강판의 성분 조성에 더하여, 제조 조건의 적절한 조정에 의해, 최적인 강 조직의 작성과 기계적 성질의 균형을 실현하고, 추가로 강 중 수소량을 제어함으로써, 상기 과제를 해결하기에 이르렀다. 구체적으로는 본 발명은 이하의 것을 제공한다.
[1] 질량％로,
C: 0.10％ 이상 0.30％ 이하,
Si: 1.0％ 이상 2.8％ 이하,
Mn: 2.0％ 이상 3.5％ 이하,
P: 0.010％ 이하,
S: 0.001％ 이하,
Al: 1％ 이하 및,
N: 0.0001％ 이상 0.006％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
면적률로, 잔류 오스테나이트가 4％ 이상 20％ 이하, 페라이트가 30％ 이하(0％를 포함함), 마르텐사이트가 40％ 이상 또한 베이나이트가 10％ 이상 50％ 이하인 강 조직을 갖는 강판과,
상기 강판 상의 아연 도금층을 구비하고,
강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 미만이고,
인장 강도가 1100㎫ 이상이고,
인장 강도 TS(㎫), 신장 El(％) 및 판두께 t(㎜)의 관계가 하기 (1)식을 충족하고,
항복비 YR이 67％ 이상인 고강도 아연 도금 강판.
TS×(El＋3－2.5t)≥13000　　　　(1)
[2] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Ti, Nb, V 및 Zr 중 1종 이상의 합계: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계: 0.005％ 이상 0.5％ 이하 및,
B: 0.0003％ 이상 0.005％ 이하 중 적어도 1개를 함유하는 [1]에 기재된 고강도 아연 도금 강판.
[3] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Sb: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 및 Sn: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 중 적어도 1개를 함유하는 [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 아연 도금 강판.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Ca: 0.0010％ 이하를 함유하는 [1]∼[3] 중 어느 하나에 기재된 고강도 아연 도금 강판.
[5] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 아연 도금 강판이, 성형 가공 및 용접 중 적어도 한쪽이 되어 이루어지는 고강도 부재.
[6] [1]∼[4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 수소 농도 1vol％ 이상 13vol％ 이하의 어닐링로 내 분위기에서, 어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역에서 5s 이상 가열한 후, 냉각하여, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 20s 이상 1500s 이하 체류시키는 어닐링 공정과,
상기 어닐링 공정 후의 강판을, 도금 처리하고, 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각하는 도금 공정과,
상기 도금 공정 후의 도금 강판을, 수소 농도 10vol％ 이하 또한 노점(dew point) 50℃ 이하의 로 내 분위기에서, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에, 0.02(hr) 이상으로 하기 (2)식을 충족하는 시간 t(hr) 이상 체류시키는 후 열처리 공정을 갖는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
135－17.2×ln(t)≤　T2　　　(2)
[7] 상기 어닐링 공정 전에, 상기 냉연 강판을, Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하까지 가열하고, 산 세정하는 전처리 공정을 갖는 [6]에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
[8] 상기 도금 공정 후, 0.1％ 이상의 신장률로 조질 압연을 실시하는 [6] 또는 [7]에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
[9] 상기 후 열처리 공정 후에, 폭 트림(width trimming)을 하는 [8]에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
[10] 상기 후 열처리 공정 전에, 폭 트림을 행하고,
상기 후 열처리 공정에 있어서의, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에서 체류하는 체류 시간 t(hr)가, 0.02(hr) 이상 또한 하기 (3)식을 충족하는 [8]에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
130－17.5×ln(t)≤　T2　　　(3)
[11] [6]∼[10] 중 어느 하나에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법에 의해 제조된 고강도 아연 도금 강판을, 성형 가공 및 용접 중 적어도 한쪽을 행하는 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 인장 강도가 1100㎫ 이상의 고강도이고, 항복비가 67％ 이상이고 강도-연성 균형이 우수하고, 내수소 취성도 우수함과 함께, 표면 성상(외관)도 양호한 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 확산성 수소량과 최소 너깃 지름의 관계의 일 예를 나타내는 도면이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
<고강도 아연 도금 강판>
본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 강판과, 당해 강판 상에 형성된 아연 도금층을 구비한다. 이하에서는, 강판, 아연 도금층의 순으로 설명한다. 또한, 본 발명에서 말하는 고강도란, 인장 강도가 1100㎫ 이상인 것을 의미한다. 또한, 본 발명에서 말하는 강도-연성 균형이 우수하다는 것은, 인장 강도 TS(㎫), 신장 El(％) 및 판두께 t(㎜)의 관계가 하기 (1)식을 충족하는 것을 말한다.
TS×(El＋3－2.5t)≥13000　　　　(1)
강판의 성분 조성은 이하와 같다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량의 단위인 「％」는 「질량％」를 의미한다.
C: 0.10％ 이상 0.30％ 이하
C는 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 강 조직의 경질상의 하나인 마르텐사이트를 형성함으로써 고강도화에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는, C 함유량은 0.10％ 이상, 바람직하게는 0.11％ 이상, 보다 바람직하게는 0.12％ 이상이다. 한편, C 함유량이 0.30％를 초과하면, 본 발명에서는 스폿 용접성(spot weldability)이 현저하게 열화함과 동시에, 마르텐사이트의 강도 증가에 의해 강판이 경질화하고, 연성 등의 성형성이 저하하는 경향이 있다. 따라서 C 함유량은 0.30％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.28％ 이하, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하이다.
Si: 1.0％ 이상 2.8％ 이하
Si는 고용 강화에 의해 고강도화에 기여하는 원소임과 함께, 탄화물의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트의 생성에 유효하게 작용하는 원소이다. 이 관점에서 Si 함유량은 1.0％ 이상, 바람직하게는 1.2％ 이상으로 한다. 한편으로 Si는 강판 표면에 Si계 산화물을 형성하기 쉬워, 불도금의 원인이 되는 경우가 있음과 함께, 과잉으로 함유하면 열간 압연 시에 스케일(scales)이 현저하게 형성되어 강판 표면에 스케일 흠집이 생겨, 표면 성상이 나빠지는 일이 있다. 또한, 산 세정성이 저하하는 일이 있다. 이들의 관점에서, Si 함유량을 2.8％ 이하로 한다.
Mn: 2.0％ 이상 3.5％ 이하
Mn은 고용 강화 및 마르텐사이트 형성에 의해 고강도화에 기여하는 원소로서 유효하다. 이 효과를 얻기 위해 Mn 함유량은 2.0％ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 2.1％ 이상, 보다 바람직하게는 2.2％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 3.5％를 초과하면 스폿 용접부 깨짐을 초래함과 함께, Mn의 편석 등에 기인하여 강 조직에 불균일을 발생시키기 쉬워져, 가공성의 저하를 초래한다. 또한, Mn 함유량이 3.5％를 초과하면, Mn은 강판 표면에 산화물 혹은 복합 산화물로서 농화하기 쉬워, 불도금의 원인이 되는 경우가 있다. 그래서, Mn 함유량은 3.5％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 3.3％ 이하, 보다 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
P: 0.010％ 이하
P는, 불가피적으로 함유하는 원소임과 함께, 고용 강화에 의해 강판의 고강도화에 기여하는 유효한 원소이다. 그 함유량이 0.010％를 초과하면 용접성이나, 신장 플랜지성 등의 가공성이 저하하는 것 외에, 입계에 편석하여 입계 취화를 조장한다. 그래서, P 함유량은 0.010％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.008％ 이하, 보다 바람직하게는 0.007％ 이하이다. P 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, P 함유량이 0.001％ 미만에서는 제조 과정에 있어서 생산 능률 저하와 탈린(dephosphorization) 비용의 증가를 초래하는 일이 있다. 이 때문에, P 함유량은, 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다.
S: 0.001％ 이하
S도 P와 동일하게 불가피적으로 함유하는 원소로서, 열간 취성을 일으키는 원인이 되거나, 용접성의 저하를 초래하거나, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여 강판의 가공성을 저하시키는 유해한 원소이다. 이 때문에, S 함유량은 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그래서, S 함유량은 0.001％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, S 함유량이 0.0001％ 미만에서는 현상의 제조 과정에 있어서 생산 능률 저하와 비용의 증가를 초래하는 일이 있다. 이 때문에, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: 1％ 이하
Al은 탈산제로서 첨가된다. 탈산제로서 Al을 첨가하는 경우, 그 효과를 얻으려면 0.01％ 이상의 함유가 바람직하다. Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 한편 Al 함유량이 1％를 초과하면 원료 비용의 상승을 초래하는 것 외에, 강판의 표면 결함을 유발하는 원인도 되기 때문에 1％를 상한으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.4％ 이하, 보다 바람직하게는 0.1％ 이하이다.
N: 0.0001％ 이상 0.006％ 이하
N 함유량이 0.006％를 초과하면 강 중에 과잉인 질화물이 생성되어 연성이나 인성을 저하시키는 것 외에, 강판의 표면 성상의 악화를 초래하는 일이 있다. 이 때문에 N 함유량은 0.006％ 이하, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하로 한다. 페라이트의 청정화에 의한 연성 향상의 관점에서는 함유량은 최대한 적은 쪽이 바람직하지만, 제조 과정에 있어서의 생산 능률 저하와 비용 증가를 초래하기 때문에 N 함유량의 하한은 0.0001％로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이상이다.
상기 강판의 성분 조성은, 임의 성분으로서, Ti, Nb, V 및 Zr 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.10％ 이하, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 0.5％ 이하 및, B: 0.0003％ 이상 0.005％ 이하 중 적어도 1개를 함유해도 좋다.
Ti, Nb, V 및 Zr은, C나 N과 탄화물이나 질화물(탄질화물의 경우도 있음)을 형성하여, 미세 석출물로 함으로써 강판의 고강도화, 특히 고YR화에 기여한다. 이 효과를 얻는 관점에서, Ti, Nb, V 및 Zr 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상이다. 또한, 이들 원소는, 강 중 수소의 트랩 사이트(무해화)를 위해서도 유효하다. 그러나 합계가 0.10％를 초과하는 과잉인 함유는, 냉간 압연 시의 변형 저항을 높여 생산성을 저해하는 것 외에, 과잉인 혹은 조대한(coarse) 석출물의 존재는 페라이트의 연성을 저하시키고, 강판의 연성이나 굽힘성(bendability), 신장 플랜지성(stretch flangeability) 등의 가공성을 저하시킨다. 그래서, 상기 합계를 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
Mo, Cr, Cu 및 Ni는, 퀀칭성(hardenability)을 높여 마르텐사이트를 생성시키기 쉽게 하기 때문에, 고강도화에 기여하는 원소이다. 그래서, Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 이상을 합계로 0.005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 합계 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.050％ 이상이다. 또한, Mo, Cr, Cu 및 Ni에 대해서는, 합계 함유량이 0.5％를 초과하는 과잉인 함유는 효과의 포화나 비용 증가로 연결되기 때문에, 합계 함유량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu에 대해서는 열간 압연 시의 깨짐을 유발하여 표면 흠집 발생 원인이 되기 때문에 최대라도 Cu 함유량은 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni에 대해서는 Cu 함유에 의한 표면 흠집의 발생을 억제하는 효과가 있기 때문에 Cu 함유 시에 함유하는 것이 바람직하다. 특히 Cu 함유량의 1/2 이상의 Ni를 함유하는 것이 바람직하다.
B는, 퀀칭성을 높여 마르텐사이트를 생성시키기 쉽게 하기 때문에, 고강도화에 기여하는 원소이다. 또한, B 함유량은, 바람직하게는 0.0003％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. B 함유량은, 어닐링 냉각 과정에서 일어나는 페라이트 생성의 억제 효과를 얻기 위해, 상기 하한을 형성하는 것이 바람직하다. 또한, B 함유량이 0.005％를 초과하여 함유해도, 효과가 포화하기 때문에, 상기 상한을 형성하는 것이 바람직하다. 과잉인 퀀칭성은 용접 시의 용접부 깨짐 등의 불이익도 있다.
상기 강판의 성분 조성은, 임의 성분으로서, Sb: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 및 Sn: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 중 적어도 1개를 함유해도 좋다.
Sb나 Sn은 탈탄이나 탈질, 탈붕 등을 억제하여, 강판의 강도 저하 억제에 유효한 원소이다. 또한 스폿 용접 깨짐 억제에도 유효하기 때문에, Sn 함유량 및 Sb 함유량은, 0.001％ 이상이 바람직하다. Sn 함유량 및 Sb 함유량은, 각각, 보다 바람직하게는 0.003％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 그러나, Sn 및 Sb는, 각각, 0.1％를 초과하는 과잉인 함유는 강판의 신장 플랜지성 등의 가공성을 저하시킨다. 그래서, Sn 함유량 및 Sb 함유량은, 각각 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량 및 Sb 함유량은, 각각, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다.
상기 강판의 성분 조성은, 임의 성분으로서, Ca: 0.0010％ 이하를 함유해도 좋다.
Ca는 강 중에서 황화물이나 산화물을 형성하여, 강판의 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0010％ 이하가 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0003％ 이하이다. 또한, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 제조상, Ca를 전혀 포함하지 않도록 하는 것이 곤란한 경우도 있는 점에서, 그것을 고려하면, Ca 함유량은 0.00001％ 이상이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.00005％ 이상이다.
상기 강판의 성분 조성에 있어서, 상기 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 상기 임의 성분에 있어서, 함유량의 하한이 존재하는 성분을 상기 하한값 미만으로 포함하는 경우, 본 발명의 효과가 해쳐지지 않기 때문에, 그 임의 성분은 불가피적 불순물로 한다.
계속해서, 상기 강판의 강 조직에 대해서 설명한다.
강 조직은, 면적률로, 마르텐사이트가 40％ 이상 또한 페라이트가 30％ 이하(0％를 포함함), 잔류 오스테나이트가 4％ 이상 20％ 이하, 베이나이트가 10％ 이상 50％ 이하를 포함한다.
잔류 오스테나이트의 면적률이 4％ 이상 20％ 이하
강판 제조 후에 실온에서 확인되는 오스테나이트(잔류 오스테나이트)는 가공 등 응력 유기에 의해 마르텐사이트로 변태하기 때문에 왜곡 전파하기 쉬워 강판의 연성을 향상시킨다. 그 효과는, 잔류 오스테나이트의 면적률이 4％ 이상에서 나타나고, 5％ 이상에서 현저해진다. 한편으로, 오스테나이트(fcc상)는 페라이트(bcc상)에 비해, 강 중 수소의 확산이 느려, 강 중에 수소가 잔존하기 쉽고, 또한 수소 흡장능이 높기 때문에, 이 잔류 오스테나이트가 가공 유기 변태한 경우, 강 중의 확산성 수소를 증가시킬 우려가 있다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트의 면적률은, 20％ 이하로 한다. 잔류 오스테나이트의 면적률은, 바람직하게는 18％ 이하, 보다 바람직하게는 15％ 이하이다.
페라이트의 면적률이 30％ 이하(0％를 포함함)
페라이트의 존재는, 높은 인장 강도와 항복비를 얻는 관점에서는 바람직하지 않지만, 본 발명에서는 연성과의 양립의 관점에서 면적률로 30％ 이하까지 허용된다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 20％ 이하, 보다 바람직하게는 15％ 이하이다. 페라이트의 면적률의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 페라이트의 면적률은 1％ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2％ 이상, 더욱 바람직하게는 3％ 이상이다. 또한, 비교적 고온에서 생성한 탄화물을 포함하지 않는 베이나이트는 후술의 실시예에 기재된 주사 전자 현미경으로의 관찰에서는 페라이트와의 구별은 하지 않고, 페라이트로 간주한다.
마르텐사이트의 면적률이 40％ 이상
여기에서 마르텐사이트는, 템퍼링 마르텐사이트(자기 템퍼링(self-tempered) 마르텐사이트를 포함함)를 포함한다. 퀀칭인 채(as-quenched)의 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트는 경질상이고, 높은 인장 강도를 얻기 위해 본 발명에 있어서 중요하다. 퀀칭인 채의 마르텐사이트에 비해, 템퍼링 마르텐사이트는 연화 경향이 있다. 필요한 강도를 확보하기 위해, 마르텐사이트의 면적률은 40％ 이상, 바람직하게는 45％ 이상으로 한다. 마르텐사이트의 면적률의 상한은 특별히 규정하고 있지 않지만, 다른 조직과의 균형에서, 마르텐사이트의 면적률은 86％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 연성 확보의 관점에서, 80％ 이하가 보다 바람직하다.
베이나이트의 면적률이 10％ 이상 50％ 이하
베이나이트는 페라이트에 비해 경질로서, 강판 강도를 높이기 위해서도 유효하다. 상기와 같이, 본 발명에서는 탄화물을 포함하지 않는 베이나이트는 페라이트로 간주되기 때문에, 여기에서 말하는 베이나이트는 탄화물을 포함하는 베이나이트를 의미한다. 한편으로 베이나이트는 마르텐사이트에 비해 연성이 있고, 베이나이트의 면적률은 10％ 이상으로 한다. 그러나 필요한 강도를 확보하기 위해, 베이나이트의 면적률은 50％ 이하, 바람직하게는 45％ 이하로 한다.
또한, 강 조직은 상기한 조직 이외의 조직으로서, 잔부에 펄라이트 및 탄화물 등의 석출물을 포함하는 경우가 있다. 이들 그 외의 조직(페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 베이나이트 이외의 잔부)은, 면적률로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다.
상기의 강 조직에 있어서의 면적률은, 실시예에 기재된 방법에서 얻어지는 결과를 채용한다. 보다 구체적인 면적률의 측정 방법은 실시예에 기재하지만, 간결하게는 이하와 같다. 상기 면적률은, 표면으로부터 판두께의 1/4 두께 위치(1/8∼3/8)의 영역에 있어서의 조직을 대표하여 관찰하여 산출된다. 또한, 상기 면적률은, 강판의 L 단면(압연 방향에 평행한 판두께 단면)을 연마 후, 나이탈액(nital solution)으로 부식(corrosion)하여 SEM으로 1500배의 배율로 3시야 이상을 관찰하여 촬영한 화상을 해석하여 구해진다.
이어서, 아연 도금층에 대해서 설명한다.
아연 도금층의 조성은 특별히 한정되지 않고, 일반적인 것이면 좋다. 예를 들면, 용융 아연 도금층이나 합금화 용융 아연 도금층의 경우, 일반적으로는, Fe: 20질량％ 이하, Al: 0.001질량％ 이상 1.0질량％ 이하를 함유하고, 추가로, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, REM으로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상을 합계로 0질량％ 이상 3.5질량％ 이하 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성인 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 편면당의 도금 부착량이 20∼80g/㎡인 용융 아연 도금층, 이것이 추가로 합금화된 합금화 용융 아연 도금층을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 도금층이 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량이 7질량％ 미만이고, 합금화 용융 아연 도금층인 경우에는 도금층 중의 Fe 함유량은 7∼20질량％인 것이 바람직하다.
본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 실시예에 기재된 방법으로 측정하여 얻어지는 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 미만이다. 강 중의 확산성 수소는, 소재의 내수소 취성을 열화시킨다. 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 이상이 되면, 예를 들면 용접 시에 용접부 너깃의 균열 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 본 발명에서는, 강 중의 확산성 수소량을 0.20질량ppm 미만으로 함으로써 개선 효과가 있는 것을 밝혔다. 바람직하게는 0.15질량ppm 이하, 보다 바람직하게는 0.10질량ppm 이하, 더욱 바람직하게는 0.08질량ppm 이하이다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 적을수록 바람직하기 때문에, 하한은 0질량ppm이다. 본 발명에서는, 강판을 성형 가공이나 용접을 하기 전에, 강 중의 확산성 수소가 0.20질량ppm 미만인 것이 필요하다. 단, 강판을 성형 가공이나 용접한 후의 제품(부재)에 대해서, 일반적인 사용 환경에 놓인 당해 제품으로부터 샘플을 잘라내어 강 중의 확산성 수소량을 측정했을 때에, 강 중의 확산성 수소가 0.20질량ppm 미만이면, 성형 가공이나 용접을 하기 전에도 0.20질량ppm 미만이었다고 간주할 수 있다.
본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 충분한 강도를 갖는다. 구체적으로는, 1100㎫ 이상이다. 본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 항복비가 높다. 구체적으로는 항복비 YR이 67％ 이상이다. 본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 인장 강도 TS와 신장 El의 균형이, 판두께 t를 고려하여 조정되어 있다. 구체적으로는, 하기 (1)식을 충족하도록 조정되어 있다. 식 (1)에 있어서, 인장 강도 TS의 단위는 ㎫, 신장 El의 단위는％ 및, 판두께 t의 단위는 ㎜이다. 기계적 성질이 이와 같이 조정되는 것은, 본 발명의 과제를 해결하는 데에 있어서 중요하다. 또한, 판두께는 통상 0.3㎜ 이상 3.0㎜ 이하인 것이 바람직하다.
TS×(El＋3－2.5 t)≥13000　　　(1)
<고강도 아연 도금 강판의 제조 방법>
본 발명의 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법은, 어닐링 공정과, 도금 공정과, 후 열처리 공정을 갖는다. 또한, 이하에 나타내는 슬래브(강 소재), 강판 등을 가열 또는 냉각할 때의 온도는, 특별히 설명이 없는 한, 슬래브(강 소재), 강판 등의 표면 온도를 의미한다.
어닐링 공정이란, 상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 수소 농도 1vol％ 이상 13vol％ 이하의 어닐링로 내 분위기에서, 어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역에서 5s 이상 가열한 후, 냉각하여, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에 20s 이상 1500s 이하 체류시키는 공정이다.
우선, 냉연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 제조 방법에서 사용하는 냉연 강판은, 강 소재로 제조된다. 강 소재는, 일반적으로 슬래브(주편(cast piece))라고 불리는 연속 주조 방법으로 제조된 것이다. 연속 주조법을 채용하는 것은, 합금 성분의 매크로 편석(macro segregation)을 방지하는 목적이다. 강 소재는, 조괴법(ingot casting)이나 박(薄)슬래브 주조법(thin-slab casting method) 등으로 제조해도 좋다.
또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하여 그 후 재가열하는 종래법에 더하여, 실온 부근까지 냉각하지 않고 온편인 채로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 방법이나, 근소한 보열을 행한 후에 즉시 열간 압연하는 방법, 혹은 주조 후 고온 상태를 유지한 채로 열간 압연하는 방법 중 어느 것이라도 좋다.
열간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 1100℃ 이상 1350℃ 이하의 온도에서 가열하고, 마무리 압연 온도가 800℃ 이상 950℃ 이하인 열간 압연을 실시하고, 450℃ 이상 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 조건이 바람직하다. 이하, 이들 바람직한 조건에 대해서 설명한다.
강 슬래브의 가열 온도는, 1100℃ 이상 1350℃ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 상기 상한 온도 범위 외이면, 강 슬래브 중에 존재하는 석출물은 조대화하기 쉽고, 예를 들면 석출 강화에 의한 강도 확보를 하는 경우에는 불리해지는 경우가 있다. 또한, 조대한 석출물을 핵으로 하여 후의 열처리에 있어서 조직 형성에 악영향을 미칠 가능성이 있다. 또한, 오스테나이트립의 조대화가 일어나고, 강 조직도 조대화하여, 강판의 강도나 신장이 저하하는 원인이 되는 경우가 있다. 한편, 적절한 가열에 의해 슬래브 표면의 기포나 결함 등을 스케일 오프시킴으로써 강판 표면의 균열이나 요철을 저감하여, 평활한 강판 표면을 달성하는 것은 유익하다. 이러한 효과를 얻기 위해, 강 슬래브의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
가열된 강 슬래브에 대하여, 조압연(rough rolling) 및 마무리 압연(finish rolling)을 포함하는 열간 압연을 실시한다. 일반적으로 강 슬래브는 조압연으로 시트 바가 되고, 마무리 압연에 의해서 열연 코일이 된다. 또한, 밀 능력(rolling mill capacity) 등에 따라서는 그러한 구분에 관계 없이, 소정의 사이즈가 되면 문제 없다. 열간 압연 조건으로서는, 이하가 바람직하다.
마무리 압연 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하가 바람직하다. 마무리 압연 온도를 800℃ 이상으로 함으로써, 열연 코일에서 얻어지는 강 조직을 균일하게 할 수 있는 경향이 있다. 이 단계에서 강 조직을 균일하게 할 수 있는 것은, 최종 제품의 강 조직이 균일하게 되는 것에 기여한다. 강 조직이 불균일하면, 신장 등의 가공성이 저하한다. 한편 950℃를 초과하면 산화물(스케일) 생성량이 많아져 지철과 산화물의 계면이 거칠어져, 산 세정 및 냉간 압연 후의 표면 품질이 열화하는 경우가 있다.
또한, 강 조직에 있어서 결정 입경이 조대해짐으로써, 강 슬래브와 동일하게 강판의 강도나 신장 등의 가공성이 저하하는 원인이 되는 경우가 있다. 상기 열간 압연을 종료한 후, 강 조직의 미세화나 균일화를 위해, 마무리 압연 종료 후 3초 이내에 냉각을 개시하고, [마무리 압연 온도]∼[마무리 압연 온도－100℃]의 온도역을 10∼250℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 평균 냉각 속도는, [마무리 압연 온도]와 [마무리 압연 온도－100℃]의 온도차(℃)를, [마무리 압연 온도]에서 [마무리 압연 온도－100℃]까지의 냉각에 필요로 한 시간으로 나누어 산출한다.
권취 온도는 450℃ 이상 700℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열연 후의 코일 권취 직전의 온도, 즉 권취 온도가 450℃ 이상이면, Nb 등을 첨가했을 때에는 탄화물의 미세 석출의 관점에서 바람직하고, 권취 온도가 700℃ 이하이면 시멘타이트 석출물이 지나치게 조대해지지 않기 때문에 바람직하다. 또한, 450℃ 이하나 700℃ 이상의 온도역이 되면, 코일로 권취한 후의 유지(保持) 중에 조직이 변화하기 쉽고, 후공정의 냉간 압연에 있어서 소재의 강 조직의 불균일성에 기인한 압연 트러블 등이 일어나기 쉽다. 열연판의 강 조직의 정립화(grain size adjustment) 등의 관점에서 보다 바람직한 권취 온도는 500℃ 이상 680℃ 이하로 한다.
이어서, 냉간 압연 공정을 행한다. 통상, 산 세정에 의해 스케일을 떨어뜨린 후, 냉간 압연이 실시되어 냉연 코일이 된다. 이 산 세정은 필요에 따라서 행해진다.
냉간 압연은 압하율 20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이는 계속해서 행하는 가열에 있어서 균일 미세한 강 조직을 얻기 위해서이다. 20％ 미만에서는 가열 시에 조립이 되기 쉬운 경우나, 불균일한 조직이 되기 쉬운 경우가 있어, 전술한 바와 같이, 그 후의 열처리 후 최종 제품판에서의 강도나 가공성 저하가 우려되는 것 외에, 표면 성상을 열화시킨다. 압하율의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 고강도의 강판이기 때문에, 높은 압하율은 압연 부하에 의한 생산성 저하 외에, 형상 불량이 되는 경우가 있다. 압하율은 90％ 이하가 바람직하다.
어닐링 공정에서는, 상기 냉연 강판을, 상기 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 수소 농도 1vol％ 이상 13vol％ 이하의 어닐링로 내 분위기에서, 어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역에서 5s 이상 가열한 후, 냉각하여, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에 20s 이상 1500s 체류시킨다.
어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역으로 하기 위한 평균 가열 속도는 특별히 한정되지 않지만, 평균 가열 속도는 강 조직의 균일화라는 이유로 10℃/s 미만이 바람직하다. 또한, 제조 효율 저하를 억제하는 관점에서 평균 가열 속도는 1℃/s 이상이 바람직하다.
어닐링로 내 온도 T1은, 재질과 도금성 모두 담보하기 위해, (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하로 설정한다. 어닐링로 내 온도 T1이 (Ac3점－10℃) 미만에서는, 최종적으로 얻어지는 강 조직에서, 페라이트의 면적률이 높아짐과 함께, 필요한 양의 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트, 베이나이트의 생성이 어려워진다. 또한, 어닐링로 내 온도 T1이 900℃를 초과하면 결정립이 조대화하여 신장 등의 가공성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 어닐링로 내 온도 T1이 900℃를 초과하면, 표면에 Mn이나 Si가 농화하기 쉬워져 도금성을 저해한다. 또한, 어닐링로 내 온도 T1이 900℃를 초과하면 설비로의 부하도 높아 안정적으로 제조할 수 없게 될 가능성이 있다.
또한, 본 발명의 제조 방법에서는, 어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도에서 5s 이상 가열한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만, 과잉인 오스테나이트 입경의 조대화를 막는다는 이유로 600초 이하가 바람직하다.
(Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역에 있어서의 수소 농도는 1vol％ 이상 13vol％ 이하로 한다. 본 발명에 있어서는, 전술의 어닐링로 내 온도 T1에 대하여 로 내 분위기도 동시에 제어함으로써 도금성이 담보됨과 동시에, 강 중으로의 과잉인 수소 침입을 막는다. 수소 농도가 1vol％ 미만에서는 불도금이 다발한다. 13vol％를 초과하는 수소 농도에서는 도금성에 대한 효과가 포화함과 동시에, 강 중으로의 수소 침입이 현저하게 증대하여, 최종 제품의 내수소 취성을 열화시킨다. 또한, 상기 (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역 이외에 대해서는, 수소 농도는 1vol％ 이상의 범위에 없어도 좋다.
상기 수소 농도 분위기에서의 체류의 후, 냉각할 때에 있어서, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 20s 이상 체류시킨다. 이는 베이나이트의 생성과 잔류 오스테나이트를 얻기 쉽게 하기 위해서이다. 또한, 이 체류는, 강 중의 수소가 제거된다는 효과도 있다. 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 소망량 생성시키기 위해서는 이 온도역에서 20s 이상 체류시킬 필요가 있다. 체류 시간의 상한은 제조 비용 등의 관점에서 1500s 이하로 한다. 400℃ 미만에서의 체류는, 후에 계속되는 도금욕온을 하회하게 되기 쉽고, 도금욕의 품질을 떨어뜨리기 때문에 바람직하지 않지만, 그 경우는 도금욕까지 판온을 가열하면 좋고, 그 때문에 상기 온도역의 하한을 400℃로 한다. 한편, 550℃를 초과하는 온도역에서는 베이나이트가 아니라 페라이트나 펄라이트가 나오기 쉬워져, 잔류 오스테나이트가 얻기 어려워진다. 상기 어닐링로 내 온도 T1에서 이 온도역까지의 냉각에 대해서는, 3℃/s 이상의 냉각 속도(평균 냉각 속도)로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 3℃/s 미만에서는 페라이트나 펄라이트 변태를 일으키기 쉬워, 소망하는 강 조직이 얻어지지 않게 되는 경우가 있기 때문이다. 바람직한 냉각 속도의 상한은 특별히 규정은 없다. 또한, 냉각 정지 온도로서는, 전술의 400∼550℃로 하면 좋지만, 이 이하의 온도로 일단 냉각하고, 재가열에 의해 400∼550℃의 온도역에서의 체류를 시키는 것도 가능하다. 이 경우, Ms점 이하까지 냉각한 경우에는 마르텐사이트가 생성된 후, 템퍼링되는 일도 있다.
도금 공정에서는, 어닐링 공정 후의 강판을, 도금 처리하고, 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한다.
도금 처리의 방법은, 용융 아연 도금 처리가 바람직하다. 조건은 적절히 설정하면 좋다. 또한, 필요에 따라서 합금화 처리해도 좋고, 합금화할 때는, 용융 아연 도금 후에 가열하는 합금화 처리를 행한다. 예를 들면, 합금화 처리할 때의 온도는, 480℃ 이상 600℃ 이하의 온도역에 1초(s) 이상 60초 이하 정도 유지하는 처리를 예시할 수 있다. 또한, 처리 온도가 600℃ 초과에서는 잔류 오스테나이트가 얻기 어려워지기 때문에, 600℃ 이하에서 처리하는 것이 바람직하다.
상기 도금 처리 후(합금화 처리를 행하는 경우는 합금화 처리 후), 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각한다. 이는 고강도화에 필수적인 마르텐사이트를 얻기 위함이다. 이 평균 냉각 속도는, 도금 처리 후의 냉각 개시 온도에서 100℃까지의 온도차를, 당해 냉각 개시 온도에서 100℃까지의 냉각에 필요로 한 시간으로 나누어 산출한다. 3℃/s 미만에서는 강도에 필요한 마르텐사이트를 얻는 것이 어렵고, 또한 100℃보다 높은 온도에서 냉각을 멈추어 버리면, 마르텐사이트가 이 시점에서 과도하게 템퍼링(자기 템퍼링)되거나, 오스테나이트가 마르텐사이트가 되지 않고 페라이트로 변태해 버려 필요한 강도를 얻기 어려워지기 때문이다. 평균 냉각 속도는, 상한은 특별히 규정되지 않지만, 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 이상 빠르게 하면, 설비 투자의 부담이 커지기 때문이다. 또한, 도금 처리 후 곧바로 냉각해도 좋다.
상기 도금 공정 후에 후 열처리 공정을 행한다. 후 열처리 공정은, 도금 공정 후의 도금 강판을, 수소 농도 10vol％ 이하 또한 노점 50℃ 이하의 로 내 분위기에서, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에, 0.02(hr) 이상으로 하기 (2)식을 충족하는 시간 t(hr) 이상 체류시키는 공정이다.
135－17.2×ln(t)≤T2　　(2)
강 중의 확산성 수소량을 저감시키기 위해, 후 열처리 공정을 행한다. 수소 농도 10vol％ 이하 또한 노점 50℃ 이하의 로 내 분위기로 함으로써, 강 중의 확산성 수소량의 증가를 억제할 수 있다. 수소 농도는 적은 쪽이 바람직하고 5vol％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 2vol％ 이하이다. 수소 농도의 하한은 특별히 한정되지 않고, 상기와 같이 적은 쪽이 바람직하기 때문에, 바람직한 하한은 1vol％이다. 또한, 상기 효과를 얻기 위해, 노점은, 50℃ 이하, 바람직하게는 45℃ 이하, 보다 바람직하게는 40℃ 이하이다. 노점의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 제조 비용의 관점에서는 －80℃ 이상이 바람직하다.
체류시키는 온도 T2에 대해서, 450℃를 초과하는 온도에서는 잔류 오스테나이트의 분해에 의한 연성 저하, 인장 강도의 저하나, 도금층의 열화나 외관의 열화가 일어나기 때문에 온도 T2의 상한은 450℃로 했다. 바람직하게는 430℃ 이하, 보다 바람직하게는 420℃ 이하이다. 또한, 체류시키는 온도 T2의 하한이 70℃ 미만에서는, 강 중의 확산성 수소량을 충분히 저하시키는 것이 어려워져, 용접부의 균열 깨짐이 발생한다. 그래서, 상기 온도 T2의 하한을 70℃로 했다. 바람직하게는 80℃ 이상, 보다 바람직하게는 90℃ 이상이다.
또한, 강 중의 수소를 저감시키기 위해서는, 온도뿐만 아니라 시간을 적정화하는 것이 중요하다. 체류시키는 시간을 0.02hr 이상 또한 상기 (2)식을 충족하는 시간과 같이 조정함으로써, 강 중의 확산성 수소량을 저감할 수 있다.
상기 냉간 압연 후, 어닐링 공정의 전에, 냉간 압연에서 얻어진 냉연판을 Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하의 온도역에 가열하고, 산 세정하는 전처리 공정을 행하는 것도 가능하다.
Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하의 온도역에 가열
「Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하의 온도역에 가열」은, 강 조직의 형성에 의한 높은 연성과 도금성을 최종 제품으로 담보하기 위한 조건이다. 계속되는 어닐링 공정의 전에, 마르텐사이트를 포함하는 조직을 얻어 두는 것이 재질상 바람직하다. 또한, 도금성의 관점에서도 이 가열에 의해 강판 표층부에 Mn 등의 산화물을 농화시키는 것이 바람직하다. 그 관점에서, Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하의 온도역에 가열하는 것이 바람직하다. 여기에서, 전술의 Ac1이나 Ac3에 대해서는 이하의 식으로 얻어지는 값을 이용했다.
Ac1＝751－27C＋18Si－12Mn－23Cu－23Ni＋24Cr＋23Mo－40V－6Ti＋32Zr＋233Nb－169Al－895B
Ac3＝910－203(C)1/2＋44.7Si－30Mn－11P＋700S＋400Al＋400Ti로 한다.
또한, 상기식에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 의미하고, 함유하지 않는 성분은 0으로 한다.
상기 가열 후의 산 세정은, 계속되는 어닐링 공정에 있어서 도금성을 담보하기 위해, 강판 표층부에 농화한 Si나 Mn 등의 산화물을 산 세정에 의해 제거한다. 또한, 전처리 공정을 행하는 경우에는 산 세정을 행할 필요가 있다.
또한, 도금 공정 후에 조질 압연을 행해도 좋다.
조질 압연은, 도금 공정의 냉각의 후에, 0.1％ 이상의 신장률로 행해지는 것이 바람직하다. 조질 압연은 행하지 않아도 좋다. 조질 압연하는 경우는, 형상 교정이나 표면 조도 조정의 목적에 더하여, YS를 안정적으로 얻는 목적으로, 0.1％ 이상의 신장률로 조질 압연을 하는 것이 바람직하다. 형상 교정이나 표면 조도 조정에 대해서는 조질 압연을 대신하여 레벨러 가공을 실시해도 좋다. 과도한 조질 압연은, 강판 표면에 과잉인 왜곡이 도입되어 연성이나 신장 플랜지성의 평가값을 내린다. 또한, 과도한 조질 압연은 연성도 저하시키는 것 외에, 고강도 강판이기 때문에 설비 부하도 높아진다. 그래서, 조질 압연의 압하율은 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 조질 압연의 전 또는 후에 폭 트림을 행하는 것이 바람직하다. 이 폭 트림에 의해, 코일 폭 조정을 행할 수 있다. 또한, 하기와 같이, 폭 트림을 후 열처리 공정보다 전에 행함으로써, 계속되는 후 열처리에서 효율적으로 강 중 수소를 방출시킬 수 있다.
폭 트림을 행하는 경우는, 후 열처리 공정 전에 행하는 것이 바람직하다. 후 열처리 공정 전에 폭 트림을 행하는 경우, 후 열처리 공정에 있어서의, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에서 체류하는 체류 시간 t(hr)를, 0.02(hr) 이상 또한 하기 (3)식을 충족하는 조건으로 하는 것이 바람직하다.
130－17.5×ln(t)≤T2　　　(3)
상기 (3)식으로부터 분명한 바와 같이, 상기 (2)식의 경우와 비교하여, 온도 조건이 동일하면 단시간화할 수 있고, 체류 시간의 조건이 동일하면 저온화할 수 있다.
<고강도 부재 및 그의 제조 방법>
본 발명의 고강도 부재는, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판이, 성형 가공 및 용접의 적어도 한쪽이 되어 이루어지는 것이다. 또한, 본 발명의 고강도 부재의 제조 방법은, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법에 의해 제조된 고강도 아연 도금 강판을, 성형 가공 및 용접의 적어도 한쪽을 행하는 공정을 갖는다.
본 발명의 고강도 부재는, 인장 강도가 1100㎫ 이상의 고강도이고, 항복비가 67％ 이상으로 강도-연성 균형이 우수하고, 내수소 취성도 우수함과 함께, 표면 성상(외관)도 양호하다. 그 때문에, 본 발명의 고강도 부재는, 예를 들면, 자동차 부품에 적합하게 이용할 수 있다.
성형 가공은, 프레스 가공 등의 일반적인 가공 방법을 제한없이 이용할 수 있다. 또한, 용접은, 스폿 용접, 아크 용접 등의 일반적인 용접을 제한없이 이용할 수 있다.
실시예
[실시예 1]
표 1에 나타내는 강 A의 성분 조성의 용강을 전로(converter)에서 용제하고, 연속 주조기로 슬래브로 했다. 이 슬래브를 1200℃로 가열하고, 마무리 압연 온도 840℃, 권취 온도 550℃에서 열연 코일로 했다. 이 열연 코일을 냉간 압하율 50％로 판두께 1.4㎜의 냉연 강판으로 했다. 이 냉연 강판을, 여러 가지의 수소 농도에서 노점－30℃의 어닐링로 내 분위기의 어닐링 로에서, 810℃((Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 범위 내)까지 가열하고, 60초 체류시킨 후, 500℃까지 냉각하고, 100초 체류시켰다. 그 후 아연 도금을 실시하여 합금화 처리를 행하고, 도금 후는 수온 40℃의 수조를 통과시킴으로써, 냉각 정지 온도 100℃ 이하, 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상의 조건으로 냉각하여, 고강도 아연 도금 강판(제품판)을 제조했다. 조질 압연은 도금 후에 실시하여 신장률은 0.2％로 했다. 폭 트림은 실시하지 않았다.
각각으로부터 샘플을 잘라내어, 강 중의 수소량 분석, 내수소 취성의 평가로 하여 용접부의 너깃 깨짐을 평가했다. 결과를 도 1에 나타낸다.
강 중의 수소량
강 중의 수소량을 이하의 방법으로 측정했다. 우선, 후 열처리까지 실시한 아연 도금 강판으로부터, 5×30㎜ 정도의 시험편을 잘라냈다. 이어서, 라우터(router)(정밀 그라인더)를 사용하여 시험편 표면의 도금을 제거하여 석영관 중에 넣었다. 이어서, 석영관 중을 Ar로 치환한 후, 200℃/hr로 승온하고, 400℃까지 발생한 수소를 가스 크로마토그래피에 의해 측정했다. 이와 같이, 승온 분석법으로 방출 수소량을 측정했다. 실온(25℃)으로부터 250℃ 미만의 온도역에서 검출된 수소량의 누적값을 확산성 수소량으로 했다.
내수소 취성(용접 깨짐)
내수소 취성의 평가로서, 강판의 저항 스폿 용접부의 너깃 깨짐을 평가했다. 평가 방법은, 30×100㎜의 판의 양단에 판두께 2㎜의 판을 스페이서로서 사이에 끼우고, 스페이서 간의 중앙을 스폿 용접으로 접합하여 부재로서의 시험편을 제작했다. 이 때, 스폿 용접은, 인버터 직류 저항 스폿 용접기를 이용하여, 전극은 크롬동제(made of chromium-copper)의 선단 지름 6㎜의 돔형을 이용했다. 가압력은 380kgf, 통전 시간은 16사이클/50㎐, 유지 시간은 5사이클/50㎐로 했다. 용접 전류값을 변화시켜 여러 가지의 너깃 지름의 샘플을 제작했다.
양단의 스페이서 간격은 40㎜로 하고, 강판과 스페이서는, 미리 용접에 의해 고박(lashed)했다. 용접 후 24시간 방치한 후, 스페이서부를 잘라 떨어뜨려, 용접 너깃의 단면 관찰을 행하고, 수소 취화에 의한 깨짐(균열)의 유무의 평가를 행하여, 균열이 없었던 최소의 너깃 지름을 구했다. 도 1에 확산성 수소량(질량ppm)과 최소 너깃 지름(㎜)의 관계를 나타냈다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm을 초과하면 최소 너깃 지름이 급격하게 커지고, 최소 너깃 지름이 4㎜를 초과하여 열화하고 있다.
또한, 확산성 수소량이 본 발명 범위의 경우, 강 조직이나 기계적 성질도 본 발명 범위이다.
Figure pct00001
[실시예 2]
표 1에 나타내는 강 A∼N의 성분 조성의 용강을 전로로 용제하고, 연속 주조기로 슬래브로 한 후, 1200℃로 가열하고 나서 열간 압연을 행하고, 마무리 압연 온도 910℃로 하고, 권취 온도 560℃에서 열연 코일로 했다. 그 후, 냉압률 50％로 1.4㎜의 판두께의 냉연 코일로 했다. 이를 표 2에 나타내는 여러 가지의 조건으로 가열(어닐링), 산 세정(산 세정은, 산 세정액의 HCl 농도를 5mass％, 액온을 60℃로 조정한 것을 사용함), 도금 처리, 조질 압연, 폭 트림, 후 열처리를 실시하여, 1.4㎜ 두께의 고강도 아연 도금 강판(제품판)을 제조했다. 또한, 냉각(도금 처리 후의 냉각)에서는 수온 50℃의 수조를 통과시킴으로써, 100℃ 이하까지 냉각했다. 또한, 도금 처리에서는, 530℃에서 20초의 조건으로, 아연 도금의 합금화 처리를 행했다.
이상에 의해 얻어진 아연 도금 강판의 샘플을 채취하고, 하기의 방법으로 강 조직 관찰 및 인장 시험을 행하여 조직의 분율(면적률), 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), 항복비(YR＝YS/TS)를 측정·산출했다. 또한, 외관을 육안 관찰하여 도금성(표면 성상)을 평가했다. 평가 방법은 이하와 같다. 내수소 취성의 평가로서 용접부의 너깃 깨짐을 평가했다.
조직 관찰
아연 도금 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, L 단면(압연 방향에 평행한 판두께 단면)을 연마 후, 나이탈액으로 부식하여 SEM으로 표면으로부터 1/4t(t는 전체 두께) 근방의 위치를 1500배의 배율로 3시야 이상을 관찰하여 촬영한 화상을 해석했다(관찰 시야마다 면적률을 측정하여, 평균값을 산출함). 단, 잔류 오스테나이트의 체적률(체적률을 면적률로 간주함)에 대해서는 X선 회절 강도에 의해 정량했기 때문에, 각 조직의 합계가 100％ 초과하는 결과가 되는 경우가 있다. 표 3의 F는 페라이트, M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, 잔류 γ는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
또한, 상기 조직 관찰에 있어서, 일부의 예에 있어서는, 그 외의 상으로서, 펄라이트, 석출물이나 개재물의 응집이 관찰되었다.
인장 시험
아연 도금 강판으로부터 압연 방향에 대하여 직각 방향으로 JIS 5호 인장 시험편(JISZ2201)을 채취하고, 인장 속도(크로스 헤드 스피드(cross head speed)) 10㎜/min 일정하게 인장 시험을 행했다. 항복 강도(YS)는, 응력 150∼350㎫ 탄성역의 기울기로부터 0.2％ 내력을 판독한 값으로 하고, 인장 강도는 인장 시험에 있어서의 최대 하중을 초기의 시험편 평행부 단면적으로 나눈 값으로 했다. 평행부의 단면적 산출에 있어서의 판두께는 도금 두께의 판두께값을 이용했다. 인장 강도(TS), 항복 강도(YS), 신장(El)을 측정하여, 항복비(YR)와 (1)식을 산출했다.
내수소 취성
내수소 취성의 평가로서, 강판의 저항 스폿 용접부의 수소 취성을 평가했다. 평가 방법은, 실시예 1과 동일하다. 용접 전류값은, 각각의 강판 강도에 따른 너깃 지름을 형성하는 조건으로 했다. 1100㎫ 이상 1250㎫ 미만에서는 3.8㎜의 너깃 지름으로 하고, 1250㎫ 이상 1400㎫ 이하에서는 4.8㎜의 너깃 지름으로 했다. 실시예 1과 동일하게, 양단의 스페이서 간격은 40㎜로 하고, 강판과 스페이서는, 미리 용접에 의해 고박했다. 용접 후 24시간 방치한 후, 스페이서부를 잘라 떨어뜨리고, 용접 너깃의 단면 관찰을 행하여, 깨짐(균열)의 유무의 평가를 행했다. 표 3의 용접 깨짐의 란에서, 균열 없음을 「○」, 균열 있음을 「×」로 나타냈다.
표면 성상(외관)
도금 후, 후 열처리한 후의 외관을 육안 관찰하여, 불도금 결함이 전혀 없는 것을 「양호」, 불도금 결함이 발생한 것을 「불량」, 불도금 결함은 없지만 도금 외관 불균일 등이 발생한 것은 「약간 양호」라고 했다. 또한, 불도금 결함이란 수 ㎛∼수 ㎜ 정도의 오더에서, 도금이 존재하지 않고 강판이 노출되어 있는 영역을 의미한다.
강 중의 확산성 수소량
강 중의 확산성 수소량의 측정은, 실시예 1과 동일한 방법으로 행했다.
얻어진 결과를 표 3에 나타낸다. 발명예는 TS, YR, 표면 성상, 내수소 취성이 모두 양호했다. 비교예는 어느 하나가 뒤떨어져 있었다. 또한, 발명예와 비교예의 대비로부터, 본 발명의 성분 조성이나 강 조직의 범위 내에 있어서, 확산성 수소량과 내수소 취성의 관계는 도 1과 동일하고, 확산성 수소량이 0.20질량ppm 미만일 때에, 내수소 취성으로서, 저항 스폿 용접부 너깃 깨짐의 평가가 양호해지는 것을 알 수 있다.
Figure pct00002
Figure pct00003
(산업상의 이용 가능성)
본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 높은 인장 강도를 가질 뿐만 아니라, 높은 항복 강도비와 양호한 연성을 갖고, 소재의 내수소 취성이나 표면 성상도 우수하다. 이 때문에, 자동차 차체의 골격 부품, 특히 충돌 안전성에 영향을 주는 캐빈 주변의 부품에, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판을 이용하여 얻은 고강도 부재를 적용한 경우, 그 안전 성능의 향상과 함께, 고강도 박육화 효과에 의한 차체 경량화에 기여한다. 그 결과, 본 발명은, CO2 배출 등 환경면에도 공헌할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 아연 도금 강판은, 양호한 표면 성상·도금 품질을 겸비하고 있기 때문에, 서스펜션 등 우설(rain or snow)에 의한 부식이 우려되는 개소에도 적극적으로 적용하는 것이 가능하다. 이 때문에, 본 발명에 의하면, 차체의 방청·내부식성에 대해서도 성능 향상을 기대할 수 있다. 이러한 특성은 자동차 부품에 한정하지 않고, 토목·건축, 가전 분야에도 유효하다.

Claims (11)

  1. 질량％로,
    C: 0.10％ 이상 0.30％ 이하,
    Si: 1.0％ 이상 2.8％ 이하,
    Mn: 2.0％ 이상 3.5％ 이하,
    P: 0.010％ 이하,
    S: 0.001％ 이하,
    Al: 1％ 이하 및,
    N: 0.0001％ 이상 0.006％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    면적률로, 잔류 오스테나이트가 4％ 이상 20％ 이하, 페라이트가 30％ 이하(0％를 포함함), 마르텐사이트가 40％ 이상 또한 베이나이트가 10％ 이상 50％ 이하인 강 조직을 갖는 강판과,
    상기 강판 상의 아연 도금층을 구비하고,
    강 중의 확산성 수소량이 0.20질량ppm 미만이고,
    인장 강도가 1100㎫ 이상이고,
    인장 강도 TS(㎫), 신장 El(％) 및 판두께 t(㎜)의 관계가 하기 (1)식을 충족하고,
    항복비 YR이 67％ 이상인 고강도 아연 도금 강판.
    TS×(El＋3－2.5t)≥13000　　　　(1)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Ti, Nb, V 및 Zr 중 1종 이상의 합계: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
    Mo, Cr, Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계: 0.005％ 이상 0.5％ 이하 및,
    B: 0.0003％ 이상 0.005％ 이하 중 적어도 1개를 함유하는 고강도 아연 도금 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Sb: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 및 Sn: 0.001％ 이상 0.1％ 이하 중 적어도 1개를 함유하는 고강도 아연 도금 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Ca: 0.0010％ 이하를 함유하는 고강도 아연 도금 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 아연 도금 강판이, 성형 가공 및 용접의 적어도 한쪽이 되어 이루어지는 고강도 부재.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 냉연 강판을, 수소 농도 1vol％ 이상 13vol％ 이하의 어닐링로 내 분위기에서, 어닐링로 내 온도 T1: (Ac3점－10℃) 이상 900℃ 이하의 온도역에서 5s 이상 가열한 후, 냉각하여, 400℃ 이상 550℃ 이하의 온도역에서 20s 이상 1500s 이하 체류시키는 어닐링 공정과,
    상기 어닐링 공정 후의 강판을, 도금 처리하고, 평균 냉각 속도 3℃/s 이상으로 100℃ 이하까지 냉각하는 도금 공정과,
    상기 도금 공정 후의 도금 강판을, 수소 농도 10vol％ 이하 또한 노점 50℃ 이하의 로 내 분위기에서, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에, 0.02(hr) 이상으로 하기 (2)식을 충족하는 시간 t(hr) 이상 체류시키는 후 열처리 공정을 갖는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
    135－17.2×ln(t)≤　T2　　　(2)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 어닐링 공정 전에, 상기 냉연 강판을, Ac1점 이상 (Ac3점＋50℃) 이하까지 가열하고, 산 세정하는 전처리 공정을 갖는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서,
    상기 도금 공정 후, 0.1％ 이상의 신장률로 조질 압연을 실시하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 후 열처리 공정 후에, 폭 트림을 하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 후 열처리 공정 전에, 폭 트림을 행하고,
    상기 후 열처리 공정에 있어서의, 70℃ 이상 450℃ 이하의 온도 T2(℃)에서 체류하는 체류 시간 t(hr)가, 0.02(hr) 이상 또한 하기 (3)식을 충족하는 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법.
    130－17.5×ln(t)≤　T2　　　(3)
  11. 제6항 내지 제10항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법에 의해 제조된 고강도 아연 도금 강판을, 성형 가공 및 용접의 적어도 한쪽을 행하는 공정을 갖는, 고강도 부재의 제조 방법.
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